YU ISSN 0372-8633 ZELEZARSKI ZBORNIK VSEBINA Gabrovšek Marin — Železarna Jesenice OB 40-LETNICI DELA METALURŠKEGA LJUBLJANI stran CONTENTS INSTITUTA V Rodič Jože — Metalurški inštitut Ljubljana JUBILEJ METALURŠKEGA INŠTITUTA NA PRAGU NOVEGA RAZVOJNEGA OBDOBJA Smajič Nijaz — Metalurški inštitut Ljubljana VAKUUMSKO RAZDUŠIČENJE NERJAVNIH JEKEL Koroušič Blaženko, F. Tehovnik — Metalurški inštitut Ljubljana A. Rozman — Železarna Ravne MODELIRANJE IN PROCESNA KONTROLA VAD-POSTOPKA Todorovič Gojko — Metalurški inštitut Ljubljana J. Lamut — FNT Ljubljana M, Tolar, L. šketa, V. Rakovec — Železarna Jesenice G. Manojlovič — Železarna Štore S. Kovačič, J. Apat — Železarna Ravne UPORABA LASTNIH ODPADNIH SUROVIN ZA VLOŽEK PRI IZDELAVI JEKLA Breskvar Bojan, M. Jakupovič — Metalurški inštitut Ljubljana M. Pristovšek, B. Čeh — TGA Kidričevo VKLJUČKI v PROIZVODNI LINIJI BRAM KVALITETE Al 99.0 17 23 29 Ule Boris, F. Vodopivec — Metalurški inštitut Ljubljana M. Pristave — Inštitut Jožef Štefan F. Grešovnik — Železarna Ravne POPUSTNA KRHKOST UTOPNEGA JEKLA ZA DELO V VROČEM S 5 % KROMA 35 Kmetič Dimitrij, B. Ule, F. Vodopivec, B. Arzenšek — Metalurški inštitut Ljubljana J. Gnamuš — Železarna Ravne VPLIV VROČE PREDELAVE NA DROBLJENJE KARBIDOV IN LOMNO ŽILAVOST 41 Arzenšek Boris, A. Rodič, J. Žvokelj — Metalurški inštitut Ljubljana HLADNO PREOBLIKOVANJE KONTI LITEGA JEKLA 47 Kveder Aleksander, D. Gnidovec — Metalurški inštitut Ljubljana HLADNA PREDELAVA ZLITINE NIMONIC 263 V TRAKOVE 53 Torkar Matjaž, F. Vodopivec — Metalurški inštitut Ljubljana F. Kaučič, F. Haller — Železarna štore VPLIV BAKRA IN KOSITRA NA LASTNOSTI SILICIJEVEGA VZMETNEGA JEKLA 61 Žvokelj Janez — Metalurški inštitut Ljubljana POJAVI PRI MALOCIKLIČNEM UTRUJANJU NIZKO OGLJIČNEGA JEKLA V PODROČJU NARAVNEGA TEČENJA 69 OSEBNE VESTI DOKTORSKA IN MAGISTRSKA DELA 75 78 Page Gabrovšek Marin — Železarna Jesenice ON THE FOURTIETH ANNIVERSARY OF THE METALLURGICAL INSTITUTE IN LJUBLJANA 3 Rodič Jože — Metalurški inštitut Ljubljana METALLURGICAL INSTITUTE S JUBILEE ON TRESHOLD OF NEW DEVELOPMENT 5 Smajič Nijaz — Metalurški inštitut Ljubljana VACUM REMOVAL OF NITROGEN FROM MOLTEN STAINLESS STEEL 11 Koroušič Blaženko, F. Tehovnik — Metalurški inštitut Ljubljana A. Rozman — Železarna Ravne MODELUNG AND PROCESS CONTROL OF VAD TREATMENT 17 Todorovič Gojko — Metalurški inštitut Ljubljana J. Lamut — FNT Ljubljana M. Tolar, L. šketa, V. Rakovec — Železarna Jesenice G. Manojlovič — Železarna Štore S. Kovačič, J. Apat — Železarna Ravne UTILIZA TION OF WASTE MA TERIALS IN STEELMAKING 23 Breskvar Bojan, M. Jakupovič — Metalurški inštitut Ljubljana M. Pristovšek, B. Čeh — TGA Kidričevo ON INCLUSIONS IN Al 99.0 GRADE SLAB INGOT PRODUCTION LINE 29 Ule Boris, F. Vodopivec — Metalurški inštitut Ljubljana M. Pristavec — inštitut Jožef Štefan F. Grešovnik — Železarna Ravne TEMPER EMBRITTLEMENT OF 5 wt.-% CR HOT WORK DIE STEEL 35 Kmetič Dimitrij, B. Ule, F. Vodopivec, B. Arzenšek — Metalurški inštitut Ljubljana J. Gnamuš — Železarna Ravne INFLUENCE OF HOT WORKiNG ON CARBIDE CRUSHING AND FRACTURE TOUGHNESS 41 Arzenšek Boris, A. Rodič, J. Žvokelj — Metalurški inštitut Ljubljana COLD VVORKiNG OF CONTINUOUSL Y ČAST STEEL 47 Kveder Aleksander, D. Gnidovec — Metalurški inštitut Ljubljana COLD VVORKING OF NIMONIC 263 ALLOYINTO STRIPS 53 Torkar Matjaž, F. Vodopivec — Metalurški inštitut Ljubljana F. Kaučič, F. Haller — Železarna štore ON INFLUENCE OF COPPER AND TIN ON PROPERTIES OF SILICION SPRING STEEL 61 Žvokelj Janez — Metalurški inštitut Ljubljana LOW CYCLE FATIOUE PHENOMENA IN LOW CARBON STEEL IN THE REGION OF YIELDING ELONGA TION 69 PERSONAL NEWS PH. D. AND M. SC. THESES 75 78 LETO 24 ST. 1 - 1990 ŽEZB BQ 24 (1) 1-80 (1990) IZDAJAJO ŽELEZARNE JESENICE, RAVNE, ŠTORE IN METALURŠKI INŠTITUT ŽELEZARSKI ZBORNIK Izdajajo skupno Železarne Jesenice, Ravne, Štore in Metalurški inštitut Ljubljana UREDNIŠTVO Glavni in odgovorni urednik: J. Arh Uredniški odbor: A. Kveder, J. Rodič, A. Paulin, F. Grešovnik, F. Mlakar, K. Kuzman, J. Jamar Tehnični urednik: J. Jamar Lektor: R. Razinger Prevodi: A. Paulin, N. Smajič (angleški jezik), J. Arh (nemški jezik), P. Berger (ruski jezik) NASLOV UREDNIŠTVA: Železarski zbornik, SŽ-Železarna Jesenice, 64270 Jesenice, Yugoslavia TISK: Gorenjski tisk, Kranj IZDAJATELJSKI SVET: prof. dr. M. Gabrovšek (predsednik), Železarna Jesenice dr. B. Brudar, Iskra, Kranj prof. dr. V. Čižman, Univerza v Ljubljani prof. dr. D. Drobnjak, Univerza v Beogradu prof. dr. B. Koroušič, Metalurški inštitut Ljubljana prof. dr. L. Kosec, Univerza v Ljubljani prof. dr. J. Krajcar, Metalurški inštitut Sisak prof. dr. A. Križman, Univerza v Mariboru dr. K. Kuzman, Univerza v Ljubljani dr. A. Kveder, Metalurški inštitut v Ljubljani prof. dr. A. Paulin, Univerza v Ljubljani prof. dr. Z. Pašalič, Železarna Zenica prof. dr. C. Pelhan, Univerza v Ljubljani prof. dr. V. Prosenc, Univerza v Ljubljani prof. dr. B. Sicherl, Univerza v Ljubljani dr. N. Smajič, Metalurški inštitut v Ljubljani prof. dr. J. Sušnik, Zdravstveni dom Ravne dr. L. Vehovar, Metalurški inštitut Ljubljana prof. dr. F. Vodopivec, Metalurški inštitut Ljubljana Published jointly by the Jesenice, Ravne and Štore Steelworks, and The Institute of Metallurgy Ljubljana EDITORIAL STAFF Editor: J. Arh Associate Editors: A. Kveder, J. Rodič, A. Paulin, F. Grešovnik, F. Mlakar, K. Kuzman, J. Jamar Production editor: J. Jamar Lector: R. Razinger Translations: A. Paulin, N. Smajič (English), J. Arh (German), P. Berger (Russian) EDITORIAL ADDRESS: Železarski zbornik, SŽ-Železarna Jesenice, 64270 Jesenice, Yugoslavia PRINT: TK Gorenjski tisk, Kranj EDITORIAL ADVISORY BOARD: prof. dr. M. Gabrovšek (Chairman), Iron and Steel Works, Jesenice Dr. B. Brudar, Iskra, Kranj Prof. Dr. V. Čižman, University of Ljubljana Prof. Dr. D. Drobnjak, University of Belgrade Prof. Dr. B. Koroušič, Institute of Metallurgy, Ljubljana Prof. Dr. L. Kosec, University of Ljubljana Prof. Dr. J. Krajcar, Institute of Metallurgy, Sisak Prof. Dr. A. Križman, University of Maribor Dr. K. Kuzman, University of Ljubljana Dr. A. Kveder, Institute of Metallurgy, Ljubljana Prof. Dr. A. Paulin, University of Ljubljana Prof. Dr. Z. Pašalič, Iron and Steel Works, Zenica Prof. Dr. C. Pelhan, University of Ljubljana Prof. Dr. V. Prosenc, University of Ljubljana Prof. Dr. B. Sicherl, University of Ljubljana Dr. N. Smajič, Institute of Metallurgy, Ljubljana Prof. Dr. J. Sušnik, Health Centre, Ravne Dr. L. Vehovar, Institute of Metallurgy, Ljubljana Prof. Dr. F. Vodopivec, Institute of Metallurgy, Ljubljana Oproščeno plačila prometnega davka na podlagi mnenja Izvršnega sveta SRS — sekretariat za informacije št. 421-1/172 do 23. 1. 1974 ZELEZARSKI ZBORNIK IZDAJAJO ŽELEZARNE JESENICE, RAVNE, ŠTORE IN METALURŠKI INŠTITUT LETO 24 LJUBLJANA MAREC 1990 VSEBINA M. Gabrovšek Ob 40-letnici dela Metalurškega inštituta v Ljubljani J. Rodič Jubilej Metalurškega inštituta na pragu novega razvojnega obdobja N. Smajič Vakuumsko razdušičenje nerjavnih jekel UDK: 669.046.517-982: 669.15-194.57: 669.786 ASM/SLA: D9s, EGp, SSd, D8m B. Koroušič, A. Rozman, F. Tehovnik Modeliranje in procesna kontrola VAD postopka UDK: 669.046.517-982: 669.187.26 ASM/SLA: D8m, U4k, D9s G. Todorovič, J. Lamut, M. Tolar, L. Šketa, V. Ra-kovec, G. Manojlovič, S. Kovačič, J. Apat Uporaba lastnih odpadnih surovin za vložek pri izdelavi jekla UDK: 669.187.002.68 ASM/SLA: A11c, B23, D5a B. Breskvar M. Pristovšek, M. Jakupovič, B. Čeh Vključki v proizvodni liniji bram kvalitete Al 99.0 UDK: 669.71-412: 620.192.45 ASM/SLA: A1a, 5-59, 9-69 B. Ule, F. Vodopivec, M. Pristavec, F. Grešovnik Popustna krhkost utopnega jekla za delo v vro- Page 11 17 23 29 čem s 5 % kroma UDK: 620.192.49: 621.785.72 ASM/SLA: Q26s, N8a, TSk 669.14.018.258 D. Kmetič, B. Ule, J. Gnamuš, F. Vodopivec, B. Ar-zenšek Vpliv vroče predelave na drobljenje karbidov in lomno žilavost UDK: 621.7.016.2: 669.15-196.58 ASM/SLA: Q6, 3-70, N8r, TSn B. Arzenšek, A. Rodič, J. Žvokelj Hladno preoblikovanje kontilitega jekla UDK: 621.74.047-047-426: 621.778.011: 669.15-194.56 ASM/SLA: Q23q, 1-67, STb, D9q, 4-61 A. Kveder, D. Gnidovec Hladna predelava zlitine NIMONIC 263 v trakove UDK: 621.771.061: 669.245 ASM/SLA: F23, 4-53, Nib, SGAh M. Torkar, F. Vodopivec, F. Kaučič, F. Haller Vpliv bakra in kositra na lastnosti silicijevega vzmetnega jekla UDK: 621.7.011: 669.14.018.27 ASM/SLA: Q23q, SGAb, 2-60, Cu, Sn J. Žvokelj Pojavi pri maloclkličnem utrujanju nizkoogljične-ga jekla v področju naravnega tečenja UDK: 620.178.3: 669.15-194.2 ASM/SLA: Q7, CNg Osebne vesti ktorska in magistrska dela Stran CONTENTS M. Gabrovšek On the Fourtieth Anniversary of the Metallurgical Institute in Ljubljana J. Rodič Metallurgical Institute's Jubilee on Treshold of new Development N. Smajič Vacuum Removal of Nitrogen from Molten Stain-less Steel UDK: 669.046.517-982: 669.15-194.57: 669.786 ASM/SLA : D9s, EGp, SSd, D8m B. Koroušič, A. Rozman, F. Tehovnik Modelling and Process Control of VAD Treat-ment UDK: 669.046.517-982: 669.187.26 ASM/SLA: D8m, U4k, D9s G. Todorovič, J. Lamut, M. Tolar, L. Šketa, V. Ra-kovec, G. Manojlovič, S. Kovačič, J. Apat Utilization of Waste Materials in Steelmaking UDK: 669.187.002.68 ASM/SLA: A11c, B23, D5a B. Breskvar M. Pristovšek, M. Jakupovič, B. Čeh On Inclusions in Al 99.0 Grade Slab Ingot Pro-duction Line UDK: 669.71-412: 620.192.45 ASM/SLA: A1a, 5-59, 9-69 B. Ule, F. Vodopivec, M. Pristavec, F. Grešovnik 35 Temper Embrittlement of 5 wt.-% Cr Hot Work Die Steel UDK: 620.192.49: 621.785.72: 669.14.018.258 ASM/SLA: Q26s, N8a, TSk D. Kmetič, B. Ule, J. Gnamuš, F. Vodopivec, B. Arzenšek Influence of Hot Working on Carbide Crushing and Fracture Toughness 41 UDK: 621.7.016.2: 669.15-196.58 ASM/SLA: Q6, 3-70, N8r, TSn B. Arzenšek, A. Rodič, J. Žvokelj Cold Working of Continuously Čast Steel UDK: 621.74-047-426: 621.778.011: 669 15-194 56 ASM/SLA: Q23q, 1-67, STb, D9q, 4-61 A. Kveder, D. Gnidovec Cold Working of NIMONIC 263 Alloy into Strips UDK: 621.771.061: 669.245 ASM/SLA: F23, 4-53, Nib, SGAh M. Torkar, F. Vodopivec, F. Kaučič, F. Haller On Influence of Copper and Tin on Properties of Silicon Spring Steel UDK: 621.7.011: 669.14.018.27 ASM/SLA: Q23q, SGAb, 2-60, Cu, Sn J. Žvokelj Lov/ Cycle Fatique Phenomena in Lov/ Carbon Steel in the Region of Yielding Elongation UDK: 620.178.3: 669.15-194.2 ASM/SLA: Q7, CNg PERSONAL NEWS 41 47 53 61 69 75 11 17 23 29 35 47 53 61 69 78 PH. D. AND SC. THESES 75 78 ti&oj-oit 11229280 ŽELEZARSKI ZBORNIK IZDAJAJO ŽELEZARNE JESENICE, RAVNE, ŠTORE IN METALURŠKI INŠTITUT LETO 24 LJUBLJANA MAREC 1990 Beseda glavnega urednika Čas, ko so znameniti metalurgi: Angleža Bessemer in Thomas ter Francoz Martin, v drugi polovici prejšnjega stoletja začeli pridobivati jeklo v tekočem stanju in i/sled tega in naenkrat v velikih količinah, označujemo kot začetek industrijske revolucije. Vseh naslednjih sto let je bilo značilnih po hitri rasti proizvodnje jekla, saj ga je svetovni trg potreboval vedno več in več. V sedemdesetih letih tega stoletja pa se je trg zasitil. Evropa in druge dežele zahoda so morale drastično zmanjšati proizvodnjo in proizvodne zmogljivosti. Kriza, v kateri se je znašlo jeklarstvo, pa je spodbudila razvoj k novim dosežkom. Spet govorimo o revoluciji v proizvodnji jekla, ki pa se kaže predvsem v silovitem tehnološkem napredku proizvodnje, bodisi konvertorskega aH elektro jekla ter v velikem povečanju gospodarnosti in produktivnosti, ki se giblje celo do 10001 toplo valjanega jekla na delavca letno. Geslo »clean steel« že vsaj celo desetletje daje pečat moderni »high tech« tehnologiji proizvodnje jekla v najbolj razvitih deželah zahodne Evrope. Z veseljem lahko ugotavljamo in priznanja, ki jih dobivamo samo potrjujejo, da tudi v slovenskih železarnah izdelujemo »čista jekla« visoke kakovosti s povsem sodobno tehnologijo ter izkušenim in sposobnim strokovnim kadrom. Zasluge za napredek slovenske metalurgije gredo tudi Metalurškemu inštitutu v Ljubljani. Prav je, da ob štiridesetletnem jubileju Metalurškega inštituta opozorimo na zasluge, ki jih ima kot osrednja raziskovalna ustanova Slovenskih Železarn za njihov razvoj. Predvsem je to zasluga ljudi, ki so ga vodili, ter sodelavcev, ki so z njim rasli in danes predstavljajo steber znanja, na katerih sloni ugled, ki ga uživa. Da je temu res tako pričajo tudi dela objavljena v tej jubilejni številki. Ob 40-letnici dela Metalurškega inštituta v Ljubljani On the Fourtieth Anniversary of the Metallurgica/ institute in Ljubljana Neposredno po vojni je bila naloga slovenske in jugoslovanske metalurgije osvojiti tehnologije proizvodnje kvalitetnih jekel, barvnih kovin in zlitin ter ognjevarnih gradiv. Nastali so razvojni projekti in programi v skladu s predvideno industrializacijo države. Z letno proizvodnjo 230.000 ton jekla v vseh jugoslovanskih železarnah je bila naša država manj razvita, kljub temu da imamo ustrezne osnovne surovine. Industrijska prenova je vključevala tudi predelovalno industrijo, ki je za svoj razvoj iskala nove materiale. Tako stanje in naloge pa so zahtevale veliko novega strokovnega metalurškega znanja in raziskovalnega dela. Zato so se že leta 1947 pričele na iniciativo prof. dr. h. c. Cirila Rekarja priprave za izgradnjo metalurškega inštituta v Ljubljani. Prvega maja leta 1950 je bil v Ljubljani prižgan prvi eksperimentalni plavž, ki je obenem pomenil začetek dela Metalurškega inštituta v Ljubljani. S tem so bile dane prve osnove za temeljne raziskave predelave rud, proizvodnjo surovega železa in prenos rezultatov v metalurško industrijo. Neposredno po ustanovitvi inštituta so bili izdelani raziskovalni programi na štirinajstih strokovnih področjih: od vrednotenja rudnega bogastva, preiskav goriv in energetike, do proizvodnje in predelave kovin. Inštitut je začel razvijati raziskovalno dejavnost tudi na področju preiskav materiala, fizikalne metalurgije in metalurške kemije, projektiranja in svetovalnega inženiringa. Kljub relativno skromni opremi v začetku delovanja inštituta so posebej skrbeli za vzgojo strokovnih in pedagoških delavcev ter za vključevanje v izobraževalni proces Univerze v Ljubljani, posebej Montanistike. V letih 1950 do 1965 je bilo v okviru dejavnosti Metalurškega inštituta izdelanih kar 227 diplomskih nalog ali več kot 50 % vseh. To so bile naloge, katerih rezultati so se neposredno vgrajevali v proizvodne postopke izdelave in predelave železa, jekla in barvnih kovin, v vse tovrstne dejavnosti širom po naši državi. Zaradi uspehov raziskovalnega dela in vzgoje strokovnjakov, pomembnih za vso državo, je bil Metalurški inštitut v Ljubljani leta 1958 izbran za osrednjo raziskovalno organizacijo Združenja jugoslovanskih železarn. Diplomanti-inženirji metalurgije so bili nosilci razvoja metalurgije. Že v šestdesetih letih je bila ustvarjena taka kadrovska osnova, da so pričeli ustanavljati sorodne vzgojne in raziskovalne institucije širom po državi. Zato je Metalurški inštitut vse bolj postajal osnovna raziskovalna organizacija v okviru slovenske metalurgije in se skupaj s pedagoškim kadrom na metalurškem oddelku Montanistike vse bolj vključeval v razvojne zasnove slovenske črne in barvne metalurgije ter nekovin. Directty after World War II, to the Yugoslav (including the Slovene) metallurgy the development of quallty materlals and manufacturing processes in steel, nonfer-rous meta/s, alloy and refractory industry was assigned. Projects and programs on development were prepared in accordance vvith the planned industrialization of the country. The total yearly yield of aH the Yugoslave iron-work amounted to 230.000 ton, making our country undeveloped, although there was an abundance of raw material. The processing industry, involved in the pro-cess of industrial renovation, was searching for new materials to support its progress. The postwar situation in metallurgy was facing a great need for expert knovvledge and research, vvhich developed the idea to found a metallurgical institute. On the initiative of Professor Ciril Rekar, the prepara-tions for erection of the Metallurgical Institute were started in 1947. In May 1, 1950, in Ljubljana, the first experimental blast furnace ivas started, indicating the beginning of work of the Metallurgical Institute. Thus the foundations for the basic research in ore processing and pig-iron production vvere set. The research results vvere supplied directly to the metallurgical industry. The Institute's foundation was follovved directly by creation of research programs in fourteen different branches of metallurgy, such as: evaluation of domestic ore deposits, research on fuel and energetics, as vvell as manufacturing and processing of metal. The Institute began vvith the research in material, in physical metal-lurgy, and metallurgical chemistry, including projects and advisory engineering. Special emphasis was laid on professional and teaching staffs postgraduate study of metallurgy at the University of Ljubljana. Although the outfit of the Institute was rather poor in the beginning, from 1950 through 1965, 227 graduation theses on the studies in which the Metallurgical Institute was engaged at the time vvere composed, vvhich is more than 50 % of the total number of theses on metallurgy. The results of these vvorks were delivered to metallurgical and metal processing industry to be used throughout the country. Ovving to its succesful research and the staffs adv-anced education, the Metallurgical Institute became the leading research organization in the Association of Yug os lav ironvvork. The graduates vvith at least a B. A. degree in metal-lurgy became the bearers of the progress of metallurgy. The sixties provided quite a few professionals, suffi-cientiy expert to estabiish institutes bearing resembl-ance to the existing ones in knovvledge and research scopes. Accordingly, the Metallurgical Institute grew Podobno kot na področju črne metalurgije, so bile raziskovalne naloge Metalurškega inštituta usmerjene na področje problematike izkoriščanja manganovih in nikljevih rud, fluoritov in kremenčevih spojin. Pomembni so bili tudi raziskovalni rezultati na področju metalurgije bakra in njegovih zlitin, cinka, aluminija in redkih kovin. Karakteristično za dejavnost Metalurškega inštituta v Ljubljani je tesno sodelovanje z metalurškim oddelkom Montanistike. Teamsko delo in povezovanje pedagoškega kadra Univerze z raziskovalci inštituta je omogočalo široke programe različnih metalurških smeri, pri čemer so bili doseženi rezultati vgrajeni v slovensko in jugoslovansko metalurgijo in tudi predstavljeni širši svetovni javnosti na mednarodnih posvetovanjih in v tujem strokovnem tisku. Tako je Metalurški inštitut v Ljubljani poznan v svetu po temeljnih raziskavah o vplivu oligoelementov v jeklu in zlitinah, nadaljnjem razvoju tehnologije pretaljevanja jekla pod žlindro ter po raziskavah fizikalnih procesov in identifikaciji nekovinskih in strukturnih komponent jekla. Metalurški inštitut v Ljubljani je prvi v državi pričel proizvajati specialne zlitine za razvoj posameznih segmentov elektronike. Še danes je Metalurški inštitut edini proizvajalec in dobavitelj nekaterih zlitin naši elektronski industriji. Zato je prav, da ob štiridesetletnici dela in življenja Metalurškega inštituta v Ljubljani zapišem, da je raziskovalna dejavnost Metalurškega inštituta prispevala tudi k dolgoročnim razvojnim odločitvam v metalurgiji, predvsem na področju tehnoloških rešitev. Raziskovalno dejavnost Metalurškega inštituta je usmerjal od leta 1970 dalje tudi Odbor za znanstveno raziskovalno delo pri Slovenskih železarnah, za področje barvnih kovin ter nekovin pa podobna institucija pri Splošnem združenju za metalurgijo in livarstvo Slovenije. Taka organizacija raziskovalne dejavnosti je močno prispevala h koordinaciji raziskovalnih potencialov inštituta ter pedagoškega kadra univerze in vplivala na koordinacijo financiranja raziskovalnega dela tudi z Raziskovalno skupnostjo Slovenije. Z ustanovitvijo Metalurškega inštituta v letu 1950 smo izgradili temelje razvojne in raziskovalne dejavnosti na področju metalurgije. Do danes je bila s pomočjo raziskovalnega dela na mnogih področjih izvršena tehnološka prenova naše metalurgije. Danes sledimo razpravam o združitvi Evrope na področju industrijske dejavnosti in si postavljamo vprašanje, ali smo s svojim znanjem sposobni za vstop v leto 1992. Menim, da je slovenska metalurgija sledila tehnološkemu razvoju posameznih industrijskih panog v svetu. S svojim znanjem smo se sposobni soočiti tudi z razvitim svetom. Prehod ni vprašljiv, če bodo tudi pri nas delovali tisti elementi gospodarjenja, ki jih ima na razpolago podobna industrija v razvitem svetu. Osnova za tako mnenje je tudi strokovno znanje in rezultati raziskovalnega dela Metalurškega inštituta v preteklem obdobju. Zaupanje v prihodnost gradim tudi na pedagoškem kadru Montanistike in Univerze v Ljubljani, kot tudi na strokovnem kadru v raziskovalnih oddelkih v posameznih delovnih organizacijah. Ob takem strokovnem potencialu in znanju lahko z zaupanjem zremo v prihodnost metalurgije v Sloveniji. SREČNO Prof. dr. Marin GABROVŠEK, dipl. ing. met. Predsednik Odbora za znanstveno raziskovalno delo SOZD Slovenske železarne into the basic research organization vvithin the Slovene metallurgy, getting more and more engaged in research on the Slovene iron and non-ferrous metallurgy including non-metals. Like in ferrous metallurgy, MIL engaged in research on the utilization of manganese and nickel ore. fluorite and quartz sands. The results of research in copper metallurgy. and copper alloys. zine. aluminium and rare metals. are of no lesser importance. The creation of pro-grams of various fields of metallurgy. the results of vvhich have been applied to the Slovene and Yugoslav metallurgy. and presented to the attendance of numer-ous conferences at home and abroad. as well as published in several professional magazines. was based on team work of the Institute s researches and teachers at the University. MIL s basic research on residual elements and their influence on the properties steels and alloys. further development of the technology of electro-slag-remelt-ing. as well as the examination of physical processes and the Identification of non-metal and struetural com-ponents of steel earned worldwide recognition. The Metallurgical Institute of Ljubljana was the first in Yugoslavia to produce special alloys used in development of particular electronic segments. Even today. MIL is the sole manufacturer and supplier of certain alloys used in the industry of electronics. On the occasion of the fourtheith anniversary of MIL 's existence and work. / think it right to mention that its research influenced the decision on long-range development in metallurgy. especially in its technology. VVhereas the Committee of Science and research at Slovenske železarne h as t aken part in the management of the Metallurgical Institute 's research work since 1970. a similar institution at the Slovene General Association of Metaflurgy and Foundries has participated in manag-ing the department of non-ferrous metallurgy and non-metals. The efficiency of sueh research orgnaization supported the cooperation betvveen the researchers and the University teaching staff. and in doing so. it influenced the Research Association of Slovenia to contri-bute to research work financially. Upon establishing in 1950 the Metallurgical Institute set fundamental scopes of development and research in metallurgy. Since then. the research has stimulated the modernization in technology in several branehes of metallurgy. Today. on Europe s discussions on uniting their industries, the question is raised vvhether our knovvl-edge is sufficiently competitive to enter 1992. / am certain. that the Slovene metallurgy has kept pace with technological progress. in a variety of branehes. Our professional knowledge is certainly capable of meeting the challenges of the developed world. Providing that the introduetion of the parameters. at present success-fuly used by the economics of the developed world, to our country. proves to have the same effect on our economics, our participation in EEC should not be inac-cessible. This opinion is based on MIL s professional knowl-edge and research results, as well as on the knovvledge of the teaching staff of the Metallurgical department at the University of Ljubljana, and some research depart-ments in some working organizations. From this stand-point. the future seems to be tru.stworthy. GOOD LUCK! Professor Marin Gabrovšek, M. S. Met. E. Chairman of Committee for Science and Research at Slovenske železarne Jubilej Metalurškega inštituta na pragu novega razvojnega obdobja Metallurgical Institute's Jubilee on Treshold of New Development Čas, ki ga preživljamo ob pomembnem štiridesetletnem jubileju, zahteva od nas jasno, racionalno in odločno usmeritev nadaljnega dela in razvoja, ne dopušča pa oddiha, v katerega bi nas zaneslo preveliko zadovoljstvo nad uspehi in morda pretiran ponos ob pogledu v preteklost. Doseženi uspehi, zbrane izkušnje in nakopičeno znanje iz preteklega obdobja so dragocena osnova in velika obveznost za prihodnost, nikakor pa še ne predstavljajo zagotovila za nadaljno uspešnost. Le neprestano iskanje novega, boljšega in drugačnega z učinkovitim razvojem in uveljavljanjem novega znanja omogoča napredek in uspešnost. V preteklem obdobju je to Metalurškemu inštitutu dobro uspevalo, tako da so se na njegovi razvojni poti izoblikovala zelo značilna obdobja, ki so prava slika razvoja te panoge doma in v svetu. USTANOVITEV IN RAZVOJ METALURŠKEGA INŠTITUTA V LJUBLJANI (MIL) Štiridesetletnica dela MIL se navezuje na petdesetletni jubilej Odseka za metalurgijo na Univerzi v Ljubljani, ki smo ga proslavili marca 1989 v Cankarjevem domu in na slavnostnem posvetovanju pregledali razvojno pot slovenske metalurgije. Če upoštevamo, da so v povojnem obdobju kadrovske zmogljivosti slovenske metalurgije komaj zadoščale za osnovno organiziranje in vodenje proizvodnje, je ustanovitev Metalurškega inštituta maja 1950 kar zelo spoštljiv datum. Za to gre vse priznanje profesorju Cirilu Rekarju, pobudniku in prvemu direktorju Metalurškega inštituta. Vsi slovenski metalurgi pa priznavamo za nestorja slovenske metalurgije. Široko po Evropi je kot mednarodno priznani strokovnjak uveljavil ugled slovenskih metalurgov, ki nam še danes odpira marsikatera vrata v strokovne kroge. Kar 16 let je vodil inštitut ob istočasnem bremenu univerzitetnega profesorja. Še iz tistih let izvira današnje strokovno in prijateljsko sodelovanje z najvidnejšimi evropskimi inštituti, kot so Max Planck v Dusseldorfu, IWU v Clausthalu, IRSID v Parizu, CSM v Genovi in Rimu. takratna BISRA v Londonu ter drugi. Prof. C. Rekar je že pred tremi desetletji visoko cenil in spodbujal izpopolnjevanje mladih raziskovalcev v navedenih tujih vodilnih raziskovalnih centrih. Mnogi današnji vodilni metalurgi izhajajo iz tako šolanih raziskovalcev. V času svojega nastajanja in uveljavljanja se je Metalurški inštitut racionalno zgledoval po uveljavljenih institucijah v svetu. S kritičnim presojanjem realnih možnosti je zelo razsodno oblikoval svojo razvojno pot. Iz univerzitetnega inštituta je v letu 1958 prerasel v osrednji Inšti- The times we are living in at the moment of our four-tieth jubilee require a ciear, rational, and resolute setting of objectives to obtain further development of achieve-ments and expansion of operations, not allowing the relaxation we could be iured into by too great a content-ment over our success or even pride in the past. The success we have had, the experiences and knowiedge we have obtained throughout the past years, provide a soiid and valuable basis for the future. but it cannot guarantee future success. Only a continuous pursuit, and encouragement of new, better and different ways combined vvith efficient development and progres-sive acquisition of knowledge can stimulate further success and progress. Success has marked the development of MIL in the past, and its compiishments mirror a whoie period of development of this branch of science at home and abroad. FOUNDA TI ON AND DEVELOPMENT O F METALLURGICAL INSTITUTE IN LJUBLJANA (MIL) The Fourtieth Anniversary of MIL 's work is directiy connected to the Fiftieth Jubilee of the Metallurgical Department at the University of Ljubljana celebrated in March 1989. revising the development of Slovene Metal-lurgy from its beginnings to present achievements. Considering the post-war scarcity of metallurgical staff in Slovenia, bareiy enough to organize and manage basic production, May 1950 as the foundation date of the Metallurgical Institute is a respectabie achievement. The founder and first manager of the Metallurgical Institute was Professor Ciril Rekar, gratefully acknowledged by Slovene metallurgists as initiator of Slovene metal-iurgy. AH over Europe he has been recognized as an internationai metallurgical expert whose reputation stil/ opens many a door for us. He was head of the Metallurgical Institute for 16 years, simultaneously teaching at the University. Our professional and friendiy cooperation vvith well knovvn European institufes such as Max Planck of Dues-eldorf. iWU of Clausthale, IRSID of Pariš, CSM of Genoa, and Rome, the then BISRA of London, and others are based on those years. Professor Rekar, even as long as three decades ago well aware of the importance of the exchange of knowiedge encouraged young researchers to improve their knowiedge at these ieading foreign research centers. Severa/ of today's ieading metallurgists followed his instructions. During the period of development and growth MIL took the best examples from the most advanced institu-tions in the wortd. The Institute s development was tut jugoslovanskih železarn in kasneje v osrednji raziskovalni Inštitut slovenske metalurgije. Vseskozi pa je ostal tesno povezan z metalurškim odsekom Univerze v Ljubljani, ne samo pri raziskovalnem delu, ampak, tudi pri vzgoji strokovnjakov. S tem se je Inštitut vse bolj povezoval z metalurško industrijo, kar je bilo še izraziteje v obdobju od leta 1966 do 1986, ko je vodil inštitut direktor Alojz Prešern. Metalurški inštitut je že zelo zgodaj in vztrajno nakazoval razvojno pot slovenske metalurgije in uveljavljal pomen raziskovalnega dela. Šele v šestdesetih letih je bila dosežena taka kadrovska osnova, da so se lahko ustanavljali Raziskovalni oddelki v metalurški industriji, ki so se povezovali z Univerzo in Metalurškim inštitutom. Delo je usmerjala in nadzirala najprej posebna komisija, od leta 1970 pa Odbor za znanstveno raziskovalno delo, ki ga je do današnjih dni vodil prof. dr. Marin Gabrovšek. V zadnjem desetletju pa tudi Odbor za raziskave pri Splošnem združenju metalurgije ter livarn. To sodelovanje se je močno okrepilo in dobilo nov zagon z združitvijo slovenskih železarn in predelovalcev v sestavljeno organizacijo, v katero se je 27. 11. 1973 vključil tudi MIL. Ob združitvi je MIL ohranil svoj status osrednje raziskovalne inštitucije slovenske metalurgije. Status, s kakršnim je bil ustanovljen, je ohranil vse do danes. Neposredno povezovanje je dajalo celotni razisko-valno-razvojni (RR) dejavnosti prave usmeritve, delitev dela pa je sama opredeljevala vsebino in izvajalce temeljnih, uporabnih in neposrednih raziskav za reševanje proizvodne, kakovostne in razvojne problematike. Raziskovalci MIL imajo danes v razvojnih projektih in v raziskovalnih programih bolje opredeljene, specifične naloge ter jasnejšo vlogo, ki je povezana z njihovim specifičnim znanjem. K načrtnejšemu razširjanju znanja je zlasti v zadnjem obdobju mnogo pripomogla usmeritev Raziskovalne skupnosti Slovenije (RSS), ki v Skupnem programu spodbuja ustvarjanje novega znanja v stroki, v Posebnem programu pa razvoj novih izdelkov in tehnologij. Uveljavlja se tudi akcija »Novi raziskovalci«, ki že daje spodbudne rezultate. NADALJNJI RAZVOJ SLOVENSKE METALURGIJE IN RAZISKOVALNEGA DELA Trdno zasnovan in strokovno utemeljen razvoj slovenske metalurgije, tako črne kot barvne in livarstva, je v težkem kriznem obdobju zdržal pritiske agresivno ustvarjenega in pretežno nasprotujočega javnega mnenja. Danes že predstavlja solidna izhodišča ter jasne perspektive nadaljnjega razvoja naših najpomembnejših investicij v modernizacijo proizvodnih naprav. V preteklem obdobju delovanja MIL se je v tehnologiji in raziskavah zgodilo toliko novega, da se tega ob vsakdanjem delu sploh ne zavedamo. Pretekli dve desetletji sta bili obeleženi z intenzivnim razvojem tehnologij izdelave kovinskih gradiv. Ob velikih dosežkih pri zagotavljanju čistosti in enakomernosti kemične sestave v zelo ozkih mejah se je vse bolj uveljavljala intenzifikacija procesov, obenem z zmanjševanjem porabe energije. Začela se je intenzivna industrijska aplikacija novih postopkov na področju litja, predelave in toplotne obdelave, kar odpira nove možnosti v proizvodnji močno legiranih jekel, litin, zlitin in superzlitin. Strategija razvoja je bivše cilje »več in bolje« preusmerila v »novo in drugače«! Pod tem geslom se v zadnjem času uveljavljajo prav revolucionarne novosti, s presenetljivimi tehnološkimi based on critical judgment and realistic possibilities. In 1958. MIL became the central Institute of the Yugoslav ironvvorks, and iater the central institute of Slovene metaliurgy. Throughout this period its work was closely linked with that of the Metallurgical Department at the University in Ljubljana. So, the cooperation betvveen the Institute and the metallurgical industry grew cioser from day to day which was shovvn during the last twenty years (1966—1986) when the lnstitute's manager was Alojz Prešern, most clearly. Thus MIL was early able to set objectives for Slovene metallurgy, and assidiously advance its research. It was in the sixties that the formation of research departments in industry could be planned, and con-nected with the University's work and the Metallurgical Institute. The foundation of these departments was supervised by a special board. and since 1970 by the Committee of Scientific Research whose Chairman was Professor Marin Gabrovšek. During the last ten years he supervisor was the Committee for Research at the General Association of Metallurgy and foundries, too. When Slovene tronvvorks and remanufacturers associated and founded a Combined Organization the cooperation became cioser and livelier. MIL incorporated on November 27, 1973. Upon association MIL kept its status of the central research institution of Slovene ferrous metallurgy, which has been preserved up to now. This direct association oriented the whole develop-ment and research tovvards real and valuable objectives; problem s arising from production, its quality and devel-opment were solved by means of direct research, which ivas based and practically specified by division of labour. Today. MIL š researchers engage in precisely specified development projects and research programs. depending on their specific knovvledge. During the last few years the Research Association of Slovenia (RSS) encouraged the science to plan the obtainment and espansion of knowledge; as its general plan is to include know how in science, and its special program to support the development of new products. The program "Young Researchers" was introduced by ihe same Association, and its resuits proved to be encouraging. FUR THER DEVEL OPMENT O F SL O VENE METALLURGYAND RESEARCH The development of Slovene metallurgy based on solid and professionally firm grounds came through a difficuit period of crisis, caused by the agressive and generally contradictory pubtic opinion, intact. Today, we have already set solid starting points and clear direc-tions for future development based on the accumulatlon and deposition of our most important investments in the modernization of our production outfit necessary for the basic part of our manufacture program. The period of the last two or three decades has brought so many novelties into the technotogy that some thinking is necessary to grasp them aH. During the past two decades, the steel industry has shovvn an intenslfied development in technoiogy such as; cleanliness assurance, and narrovver scattering of chemicai composition, and energy saving vvhile process intensifying. Introduced was the development of industrial appli-cation of new processes in casting, hot vvorking, and heat treatment of steels vvas intensified, indicating new possibilities in production of high alloyed steels and superalloys. inovacijami. Takšno je na primer litje polizdelkov, čim-bližje končnim oblikam in dimenzijam, ter skrajševanje tehnoloških postopkov predelave, ki je danes v ospredju intenzivnih raziskovalno-razvojnih prizadevanj. Povsem razumljivo je, da tak razvoj zahteva »novo in drugače« tudi v raziskovalno razvojnem delu. Nove možnosti prinaša uporaba računalništva, tako pri raziskovalnem delu kot pri vodenju procesov. Pomen samo laboratorijskega preizkušanja in neposrednega prenosa laboratorijskih dosežkov v metalurško industrijsko prakso je že v šestdesetih letih močno zbledel, v toku sedemdesetih let pa povsem izgubil svoj pomen v taki obliki, kakršna je bila značilna za prejšnje, dolgo trajajoče obdobje. Neposredno industrijsko raziskovanje je obsegalo sistematično zajemanje podatkov, tako za redno kontrolo kot za raziskave z visoko razvito metodologijo statističnih analiz in z računalniško podprtimi informacijskimi sistemi. Laboratorijske raziskave so dobivale vse bolj pomen pojasnjevanja dogajanj, iskanja in utemeljevanja zakonitosti. Vgrajevanje višjih fizikalno-kemičnih zakonitosti v računalniško podprto krmiljenje tehnologije je postalo osnova razvoja ekspertnih sistemov. Strategije razvoja najnaprednejših danes ne bi mogli več označevati s klasičnim geslom »več in bolje«, ker se vse bolj usmerjajo v »novo in drugače«, in to večkrat pomeni tudi »manj in več vredno«. Ustrezna specializacija in sposobnost hitrega prilagajanja predstavljata odločilno pomembno poroštvo uspešnega poslovanja. V preteklih štiridesetih letih si je Metalurški inštitut Ljubljana nabral toliko izkušenj, da se prav dobro zavedamo, da je treba že za leto 1992, še bolj pa za vstop v 21. stoletje, način dela, pristope k nalogam in sploh miselnost raziskovalcev ter vseh sodelavcev temeljito spremeniti. Če hočemo biti še naprej uspešni, si moramo pridobiti ustrezen položaj in odnose v mednarodni mreži raziskovalno-razvojne dejavnosti. Ne bomo namerno zavirali posameznih področij dejavnosti, ki smo jih doslej razvili, zavedamo pa se, da je širina našega udejstvovanja brez posebnih udarnih konic preširoka. Vzdrževali in gojili bomo široko osnovo znanja in obnavljali izkušnje, nove napore in vlaganja pa bomo usmerjali predvsem v najperspektivnejše smeri na osnovi mednarodno veljavnih meril. Inštitut, ki ni vsaj kje v ospredju, ne more pričakovati uspešnega mednarodnega sodelovanja in učinkovite menjave. PILOTNE NAPRAVE V sodobni visoko produktivni in močno avtomatizirani proizvodnji se izvajanje raziskav prenaša iz laboratorijskih na pilotne naprave za raziskave in razvoj novih metarialov in tehnologij. Po osnovnih karakteristikah se približujejo pogojem industrijske proizvodnje. Take pilotne naprave so predrage, da bi jih izkoriščali samo za raziskave, zato morajo dajati tudi določen delež neposredne proizvodnje, s katerim je po možnosti treba pokrivati vsaj lastne stroške delovanja in vračanje investicijskih vlaganj. To je zelo pomembno tudi za večjo, nujno potrebno neodvisnost raziskovanja. Informacije in rezultati raziskav ter meritev na napravah pilotne proizvodnje so velikega pomena za hitrejši nadaljnji razvoj. Na ta način z izkoriščanjem pilotnih naprav ne motimo redne proizvodnje z eksperimentiranjem ali pa jo motimo mnogo manj. Poleg raziskovalnega pomena ima taka pilotna proizvodnja tudi velik pomen za razvoj in osvajanje tržišča, saj daje normalne proizvode v manjših količinah za neposredno uporabo. Ko količina proizvodov iz The course of development turned the past mottos "more and better" to "new and different". Late/y, the new motto has introduced some revolu-tionary novelties, which vvere /aunched not only by the simple and inventive changes in the manufacture pro-grams, but also by astonishing innovations in the tech-noiogy itself. Research is engaged in casting of semi-fin-ished products and in shortening the necessary techno-iogical process of hot vvorking. It has become quite c/ear that such development needs new and different approaches to research, and different methods of work. During the sixties. the importance of laboratory experiments, and the direct transfer of their results to industry slowly faded and in the seventies, they vvere no longer important in the sense that vvas characteristic for the previous, long /asting period. The direct industriai research vvhich collected data for regular checking and research systematically. by means of highly devetoped statistical analyses and computer supported information system, was so longer wanted. The laboratory research vvas used to explain special events, to search for rules and prove them. The rules acknovvledged by chemistry and physics used in computer supported technology control introduced the expert systems. The advanced development strategy could no longer be explained by the motto "more and better" as it is aimed at "new and different" vvhich often means "few and of higher value". Specialization and flexibility are the sole guarantors for success. The experience gained in the course of forty years has given MIL direct ion s how to vvork; the approach to tasks and the thinking generally done by the research-ers and fellovv vvorkers have to become subject to modi-fication, thus preparing the way to 1992 and especially the twenty-first century. Being well avvare that the scope of our vvork has become too vvidespread. we are going to give our full attention to some of the most important fields of vvork vvithout intentionally curtailing the activities in individual fields that have been developed up to now. Thus. the vvide range of our knovvledge is going to be further culti-vated, subjected to change, and new efforts put into the most promising fields of activities considering present international problems. An institute cannot take pride in successful international cooperation and effective exchange unless it has a lead in at least one line. PILOT PLANTS Modern, highly productive and fully automated indus-tries transfer their research from laboratories to pilot plants vvhere new materials and technologies are investi-gated or developed in almost identical conditions as in industry. The high expenses do not allovv such plants to engage in research alone; they must bring profit — at least to cover the operating costs and investments. Not interrupting any industriai processes, such experiments provide realistic results vvhich are necessary for further progress. Pilot plants manufacture a small amount of products for immediate use. Provided, such products prove to be useful, the industry takes over their manu-facturing together vvith the experiences gathered. Today. the research institutes aH over the vvorld including MIL, acknovvledge the task of shortening tech-nological proceedings as the most important one. the pilotnih naprav ne zadošča več potrebam, se z vsemi izkušnjami ta proizvodnja prenese v industrijske obrate. Skrajševanje tehnoloških postopkov je danes najpomembnejša splošna tehnološka usmeritev RR programov tako v svetu kot na MIL. Razvojna razmišljanja in intenzivna prizadevanja za racionalizacijo tehnoloških procesov so privedla do usmeritev nadaljnjih tehnoloških raziskav, katerih cilj je »izdelava polizdelkov, ki so čim bližji dimenzijam in oblikam končnih proizvodov«. To prinaša zelo pomembne prihranke v specifični porabi energije, dela, orodij in drugih proizvodnih sredstev, zmanjševanje tveganja neuspele proizvodnje in izmečka, predvsem pri težje predelavnih materialih, močno povečuje izkoristke materialov, skrajšuje dobavne roke in lažje zagotavlja kratke roke »just in tirne« brez povečanih zalog, manjše celokupne proizvodne stroške — torej mnogostransko splošno racionalizacijo proizvodnje v drugačni obliki in vsebini, kot smo racionalizacije pojmovali doslej. Zametki pilotne proizvodnje MIL so se pričeli z nabavo 25 kg-ske vakuumske indukcijske peči pred 25 leti. Skupno s kasneje nabavljenimi predelovalnimi agregati za hladno in toplo predelavo je omogočala mini proizvodnjo predvsem mehkomagnetnih materialov, obrabno in korozijsko odpornih ter posebnih zlitin, ob istočasnem vzdrževanju kondicije ljudi in naprav, ki so važen element pri eksperimentiranju in raziskovanju. Ob zagonu novih pilotnih naprav SŽ na MIL so predstavljale jedro: 25 kg vakuumska indukcijska talilna peč, 70 kg indukcijska talilna peč, naprave za vroče in hladno valjanje in vlečenje, vakuumska peč za toplotne obdelave, delno pa se bosta vključili tudi napravi za atomizacijo talin in hitro strjevanje tankih trakov. V letu 1989 je bil na MIL montiran sklop pilotnih talilnih in livnih naprav Slovenskih železarn. Ta najmodernejša oprema omogoča razvoj novih asortimentov materialov do superzlitin. Najpomembnejši segment pilotnih naprav MIL predstavlja linija za horizontalno neprekinjeno litje žic in palic. V prvi fazi razvoja trožilne naprave predvidevamo osvajanje litja žic, dimenzij od 0 3 mm do 0 12,5 mm. Pomembnejša za industrijsko proizvodnjo pa bo preureditev na eno žilo večjih dimenzij in različnih oblik, seveda v kombinaciji z ustrezno vročo ter hladno predelavo. Naprava za klasično električno pretaljevanje pod žlindro, s katero ima MIL dolgoletno raziskovalno tradicijo in bogate razvojne izkušnje, je dograjena z napravo za najnovejši postopek ponovčne metalurgije pod imenom elektro-žlindrino-ogrevanje (EŽO), ki je bil po patentu našega razvojnega kooperacijskega partnerja prvič uporabljen in praktično preizkušen na MIL. S tem je med drugim MIL pridobil možnost izdelave posamičnih super čistih ingotov ali ulitkov do največje teže 800 kg, kar je izredno pomembno za razvoj tehnologije, namenjene industrijski proizvodnji v železarni Ravne. Dosedanje eksperimentalne naprave z dopolnilno opremo za metalurgijo prahov in tehnologijo hitrega strjevanja odpirajo novo zaokroženo, fleksibilno in visoko specializirano področje raziskovalno-razvojnega udej-stvovanja, usmerjenega na razvoj novih materialov, seveda z novimi tehnologijami. S toplotno obdelavo v vakuumu imamo že kar solidne izkušnje in tudi spodbudne raziskovalne rezultate. Dopolnjuje jih hov razvoj na področju toplotne obdelave v lebdečem sloju. Z izdatno pomočjo Raziskovalne skupnosti Slovenije in Slovenskih železarn je MIL v zadnjem času tudi pomembno moderniziral svojo raziskovalno opremo. Pri izbiri opreme smo v zadnjem obdobju iz razumljivih stra- manufacturing of semi-finals that would bear resembt-ance to final products in design and dimensions to the highest extent possibie is another of research ob-jectives. The technological research strives to achieve a longer durabi/ity of too/s and equipment, to save energy and work, to reduce waste of materiais (when working hard-to-treat materiais), to shorten deiivery tirne, and secure the "just in tirne delivery", to reduce the number of articles in store and production costs. In short, in achieving such results. production wouid be rationalized in features and contents in a way, quite different from the previously achieved ones. The beginnings of MIL 's pilot production were created 25 years ago when MIL acquired a 25-kg vac-uum induction furnace. vvhich together vvith the later purchased equipment for coid and hot vvorking process started the mini production of softmagnetic materiais, speciai steels and alloys, resistant to wear and corro-sion, and super alloys; at the same tirne it kept the work-ers and outfit in good condition. Upon starting up the new pilot plants of SŽ at MIL. the 25 kg vacuum induction furnace, the 70 kg induction melt furnace. the hot and cold dravving machine, the vacuum furnace for heat treatment represented the most essential part of the plant. The atomisation and the rapid cooling technology vvith adequate equipment will carry out their share of work, too. In 1989, MIL erected the pilot plant of Slovenske železarne, speciaiized in meiting and casting. This modem outfit is going to support further development of new asortments of material, including super alloys. The horizontal continuous casting line for wires and rods is the essential part of MIL s pilot plant. The three-strand wire caster is iimited to the range 3—12,5 mm diameter in the first stage. Hovvever, further development with adaptation of the three strand caster to the single-strand caster for bars of larger sizes and different shapes, attached to the corresponding machines for cold and hot vvorking and heat treatment is of utmost importance to industry. To the equipment for conventional electro-slag-rem-elting vvhich has been for many years researched and deveioped by MIL, the equipment for the nevvest procedure of tundish metallurgy knovvn as electro-slag-heat-ing (ESH) was attached. The latter was originally applied, and tested by MIL after MIL's cooperator took out a patent for it. So, MIL gained the opportunity to procure individual "super clean" ingots or casts vveighing up to 800 kg, vvhich are of vitai importance to the production of Železarne Ravne. The previous experimental machines equipped vvith additional outfit used in the powder metallurgy and the technology of rapid solidification provide a new, com-plex, flexible and speciai fieid of research and development vvhich is aimed at the development of new materiais based on new technologies. The vacuum heat treatment of materiais has already brought stimulating results and valuable experiences, supported by present development of fluidized bed heat treatment of materiais. Lately, MIL was able to modernize its research outfit by the generous support of Research Association and Slove ne Steelvvorks. The outfit MIL chose on the basis of strategic research orientations was the one for syn-thesis of materiais. The survey of this short description shovvs MIL 's par-ticipation in changes and innovations of technological teških raziskovalnih usmeritev namenjali določeno prednost opremi za sintezo materialov. Že ta kratki opis pojasnjuje, kako se MIL vključuje v novosti tehnološkega razvoja in kam namerja udarna področja svojega raziskovalno-razvojnega udejstvova-nja. Z novimi pilotnimi napravami in novo raziskovalno opremo si MIL utrjuje svoje sedanje mesto in povečuje svoje potenciale na področju aplikativnih in osnovnih raziskav, obenem pa se pomembno vključuje v vzgojo strokovnjakov, študijske programe in postdiplomske programe. Končno je dosežena tista stopnja opremljenosti, ki že vzbuja interese tudi pri najrazvitejših in dejansko omogoča vključevanje v mednarodno delitev. To dokazuje odpiranje skupnih projektov z inštitucijami in podjetji v ZDA, ZRN, Franciji, Italiji, Švedski in Avstriji. Razmišljanje o nadaljnjem razvoju raziskovalno-raz-vojne dejavnosti MIL lahko strnemo s paralelo: Tako kot se v industrijski tehnologiji uveljavljajo novi kombinirani postopki, ki racionalizirajo tehnološke poti in združujejo obstoječe naprave in prednosti tehnoloških novosti z novimi specializiranimi napravami v nove opti-mirane in direktne kontinuirne postopke, tako razvoj novega znanja bogati obstoječe izkušnje in z novo organizacijo interdisciplinarnega teamskega povezovanja v raziskovanju uveljavlja dognanja znanosti in dosežke raziskav. Samo z znanjem in bogatimi izkušnjami se na zastarelih in izrabljenih napravah ne da razvijati novih materialov in tehnologij. Ustrezna vlaganja v opremo in strokovnjake so neizbežen pogoj razvojnih, pa tudi raziskovalnih uspehov. Za razvoj znanja moramo zagotoviti financiranje primerno izbranih osnovnih raziskav, usmerjene uporabne raziskave pa moramo uveljaviti tako, da bodo namesto segmenta stroškov pridobile inovativni značaj. V nadaljnjem razvoju se bomo morali bolj kot doslej zavedati, da raziskave služijo razvoju, cilji razvoja pa opredeljujejo in usmerjajo raziskave, saj se to pravilo v svetu vse bolj uveljavlja tudi z novim modelom povezovanja osnovnih in uporabnih raziskav z razvojem. Prof. dr. Jože Rodič, dipl. ing. Direktor Metalurškega inštituta v Ljubljani development, and the direction of the essentiat part of its research and progress. Nevv pilot plants and research outfit give support to MIL to keep its presen t position and to promote its poten tials in the field of applicable and basic research. At the same tirne they offer students and staff an opportu-nity for advanced education. The M/L's outfit has been improved to such an extent. that it became interesting even to highly deve-loped countries and so opened up many an opportunity to participate in international research. Joint projects ivitji institutions and firms of U.S.A., West Germanyr France, ltaly, Svveden and Austria, clearly prove it to be done. The following could be the summary of the previously done thinking on further progress of research and development of MIL: As the industrial technoiogy introduces nevv com-bined procedures that rationalize the technological methods and attach specific machines to the present ones vvith technologic innovations, thus creating new optimum direct continuous procedures: so the development of knowledge contributes its latest experiences, and the modern interdisciplinary research teams apply the research results and scientific statements to indus-try. Even excellent knovvledge and rich experience can not make the old and worn machines develop nevv mate-rials and technologies. Successful research and development may be achieved on one condition only, and that is: appropriate outfit and professional staff. In the future, MIL will financially support the development of knowiedge according to the chosen basic research. The applied research and the individual investigations vvithin this research will contribute to industry by striving to be innovative and productive. In the future we must acknowledge the fact that progress is based on research, and the objects of development determine and specify research. The world has aiready approved of the idea which is shovvn in adapting the basic and applicable research to development. Prof. Dr. Eng. Jože Rodič Director of Metailurgical institute Ljubljana SLOVENSKE ŽELEZARNE METALURŠKI INŠTITUT LJUBLJANA, LEPI POT 6 KAJ JE METALURŠKI INŠTITUT Metalurški inštitut je delovna organizacija v okviru SOZD Slovenske Železarne, po statutu pa |e osrednja raziskovalna organizacija vse slovenske metalurgije in livarstva Inštitut razvija vse aktivnosti, ki so potrebne za raziskovalno delo, torej raziskave osnovnega, razvojnega in uporabnega značaja, pilotno proizvodnjo posebnih materialov, je soizdajatelj strokovnega časopisa, prireja strokovna srečanja in seminarje, dela različne strokovne ad hoc usluge za industrijo s področja kakovosti in uporabe kovinskih materialov, goji stike z raziskovalnimi organizacijami pri nas in v inozemstvu, sodeluje v programih in projektih Raziskovalne skupnosti Slovenije, v projektih usmerjenih v tehnološki razvoj Jugoslavije ter v projektih mednarodnega sodelovanja z zapadno in vzhodno Evropo in ZDA PROGRAM DELA IN OPREMA Program raziskovalnega dela posega v naslednja področja: razvoj sodobnih masovnih kovinskih materialov in tehnologije njihove izdelave in predelave, razvoj in pilotna proizvodnja posebnih materialov za elektroniko, fizikalno-metalurško in kemijsko-analitsko karakterizacijo materialov, matematično modeliranje in računalniško krmiljenje procesov ter racionalna uporaba energije in surovin v metalurški industriji. Skladno s programom dela ima laboratorije za mikrostrukturne. fizikalne, mehanske preiskave in za analitiko kovinskih materialov ter za pilotno proizvodnjo. Med raziskovalnimi aparaturami najdemo peči za taljenje vseh vrst kovin na zraku in v vakuumu, naprave za predelavo teh kovin v trak. palice in žico. napravo za atomizacijo kovin, optične mikroskope in vrstični (scanning) elektronski mikroskop za mikrostrukturne raziskave, elektronski mikroanalizator. dila-tometer. naprave za preizkušanje kovin s statično in dinamično obremenitvijo pri visokih temperaturah, naprave za termično obdelavo, med njimi najsodobnejšo vakuumsko visokotempera-turno kalilno žarilno peč ter različne sodobne analitske naprave, na primer aparature za atomsko absorbcijsko spektrometrijo in emisijski spektrometer V teku je dobava naprave za vlivanje amorfnih trakov, ki bo skupaj z napravo za atomizacijo in izostatsko stiskanje. ki jo |e inštitut nabavil skupno z inštitutom J. Štefan omogočila laboratorijsko sintezo najsodobnejših kovinskih materialov Prav v tem letu se bo začel tudi uresničevati projekt pilotne proizvodnje usmerjen v izdelavo palic in žic iz posebnih materialov po tehnologiji računalniško vakuumskega taljenja in kontinuirnega litja Pogled na vrstični elektronski mikroskop z napravo za elektronsko mikroanaiizo in analizo slike Pogled na računalniško krmiljeno vakuumsko žarilnc kalilno peč Vakuumsko razdušičenje nerjavnih jekel Vacuum Removal of Nit r o gen from IVI o I te n Stainless Steel UDK: 669.046.517-982:669.15-194.57:669.786 ASM/SLA: D9s, EGp, SSd, D8m N. Smajič*1 Na osnovi termodinamične analize multikomponent-nega sistema Fe-Cr-C-Si-Mn-Ti-O-N v staljenem stanju smo izdelali matematični model vakuumskega razdušiče-nja v pogojih EOP-VOD dupleks postopka izdelave nerjavnih jekel. Osnovne termodinamične podatke smo prevzeli iz literature (1—18). Na osnovi modela izdelani računalniški program nam je omogočil izvedbo tkim. modelnih poskusov, s katerimi simuliramo vakuumsko obdelavo v industrijski 65-tonski VOD napravi. S tako pridobljenimi »izkušnjami« smo lahko izdelali praktična navodila za izdelavo superferitnih jekel, ki vsebujejo izredno nizke skupne vsebnosti ogljika in dušika. UVOD Vakuumsko razdušičenje je odločilna faza v tehnologiji izdelave jekel s predpisano zelo nizko oziroma zaželeno čim nižjo vsebnostjo dušika, predvsem pa v proizvodnji superferitnih nerjavnih jekel. Feritna nerjavna jekla se v industrijski praksi niso uspela uveljaviti v takem obsegu kot avstenitna ali martenzitna nerjavna jekla predvsem zaradi slabše varilnosti in zelo slabe žil&vosti, posebno v velikih presekih in že pri temperaturah, ki so le nekoliko pod sobno temperaturo. Posebno to velja za jekla, ki vsebujejo veliko kroma. Mnenje, da je visoka vsebnost kroma osnovni vzrok teh pomanjkljivosti feritnega jekla, se je le postopoma spreminjalo. V šestdesetih letih je končno prevladalo spoznanje, da je visoka vsebnost intersticijskih elementov (C, N, S . . .), predvsem ogljika in dušika, tisti odločilni faktor, ki v povezavi z visoko vsebnostjo kroma povzroča tako pomembno poslabšanje uporabnih lastnosti feritnih nerjavnih jekel. Pri tem je ugotovljeno, da so jekla z višjo vsebnostjo kroma bistveno bolj občutljiva na vsebnost ogljika in dušika. Raziskave na tem področju se intenzivno nadaljujejo, posebno kritična glede na vsebnost dušika pa so jekla, namenjena za globoki vlek, in v novejšem času tudi superavstenitna ELI nerjavna jekla. Številne izdelke visoke tehnologije, kot so solarni kolektorji in avtomobilski katalitični izpušni sistemi, lahko izdelujemo iz super-feritnega jekla 18 — 2. Pri višjih vsebnostih kroma (24—26% Cr) ob dodatkih Mo in Ni pa so ta jekla odporna celo na morsko vodo ter jih lahko uporabljamo namesto bistveno dražjih superzlitin, CuNi zlitin in celo titanovih zlitin za toplotne izmenjevalce pri elektrarnah, " Dr. Nijaz Smajič, dipl. ing. met., — SŽ — Metalurški inštitut Ljubljana, Lepi pot 11, 61000 Ljubljana Mathematicai model of vacuum removal of nitrogen under industrial conditions involved in EAF-VOD produc-tion of stainless steel has been elaborated on the basis of thermodynamical anaiysis of Fe-Cr-C-Si-Mn-Ti-O-N system in liquid state. Thermodynamic data published in literature (1—18) have been utilized. The model has been used for development of the computer program vvhich makes it possible to perform so-cailed model tests, i. e. the simulation of vacuum treatment in a 65 ton VOD unit. The "experience" obtained in t h is way helped to vvork out instruction manuai for the production of superferritic stainless steel vvith extra low carbon and nitrogen. INTRODUCTION Vacuum removal of nitrogen is the key step in the production of steel vvith prescribed very lovv nitrogen content vvhich often should be as lovv as possible. It is specially important in the production of superferritic stainless steel. Ferritic stainless steel has not been so widely applied as austenitic or martensitic stainless first of ali because of pure weldability and very lovv tough-ness specially in large cross-section and at temperatures lightly lovver than room temperature already. This is true particularly for high chromium steel. For a very Iong t/me the poor properties of ferritic steel were attri-buted solely to high chromium content. This opinion changed gradually. Finally in sixties it was established and generally accepted that a high content of interstitial elements, particularly carbon and nitrogen, combined vvith high chromium play a decisive role in so serious deterioration of application properties of ferritic stainless steel. It has been found that steel vvith higher chromium content is more sensitive to harmful influence of carbon and nitrogen. Intense investigations are being carried in this field since lovv nitrogen content is essential for deep dravving grade and superaustenitic extra lovv interstitials (ELI) steel, recently. A number of high technology products such as so/ar cells and automobiie exhaust catalytic sys-tems can be manufactured from superferritic 18-2 steel. At higher chromium content (Cr>24%) and 2—4% molybdenum and Ni addition superferritic steel is resis-tant even to sea vvater. Consequently, it can be used instead of more expensive superalloys, cunifer or even titanium alloys for heat exchangers of power stations located on sea coast or on big strongly contaminated rivers, for process equipment in chemicai and food industry, for various containers for storage and rail, road, sea and air transport of chemicals and food such lociranih na morski obali in obrežjih velikih močno onesnaženih rek, za procesno opremo v kemični in živilski industriji, za različne zabojnike za skladiščenje in železniški, cestni, pomorski ter letalski transport kemikalij in živil, vina, piva, mleka, mesa, sadnih sokov itd. , Zaradi nagle rasti cene niklja, ki se zadnja tri leta giblje med 15,000 in 22,0Q0 $/tono ELI (Extra Low Inter-stials) so feritna oz. superferitna jekla postala še bolj zanimiva, saj ob primerno nizki vsebnosti dušika in ogljika ter manjšem dodatku molibdena (2—4 %) lahko v številnih aplikacijah zelo uspešno nadomestijo bistveno dražja avstenitna jekla 18/8 in 18/10 oz. AISI 304 in AISI 316. MEHANIZEM IN KINETIKA VAKUUMSKEGA RAZDUŠIČENJA Mehanizem razdušičenja Za razdušičenje jeklenih talin nimamo*-na razpolago nobene kemične reakcije, s katero bi lahko dušik vezali v neko spojino in ga na ta način odstranili iz taline, kot pri razogljičenju, pri katerem ogljik odstranimo v obliki CO. Mehanizem razdušičenja je zato povsem jasen in nesporen. Vakuumsko razdušičenje poteka z desorpcijsko reakcijo: /N/ + /N/ — 2/N/ — N2 (1) in sicer na medfazni površini plin/talina. Proces pa je sestavljen iz procesov difuzije reaktantov k reakcijski površini, same dgjsorbcijske reakcije ter difuzije reakcijskih produktov od reakcijske površine. Tvorbo nove. v tem primeru plinske faze, močno olajša obstoj mehurčkov argona in CO in vakuum. Koeficient masnega prenosa lahko izboljšamo z mešanjem s pomočjo argona in tako vplivamo na kinetiko razdušičenja. Kinetika razdušičenja Teoretično bi moralo biti nesporno, da gre v primeru reakcije (1) za reakcijo drugega reda, vendar nekateri avtorji obravnavajo desorpcijo dušika kot reakcijo prvega reda, pri kateri je kinetika določena z: dN = k (/N/ — /N/e) dt (2) V primeru reakcije drugega reda proces desorbcije dušika iz taline poteka v skladu s kinetičnimi zakoni, ki veljajo za reakcije drugega reda: d(1/%N)dt = kN (3) — d/%N/ = kN dt/%N/2 (4) Ob predpostavki, da ravnotežna koncentracija dušika ni enaka nič, kot implicirata enačbi (3) in (4) dobimo: - d/%N/ = kN dt (/%N/2 - /%Neq/2) (5) V zgornjih izrazih /%N/ predstavlja vsebnost dušika, raztopljenega v talini, /%N/e ravnotežno koncentracijo dušika, konstanta k pa označuje hitrost kemične reakcije, ki vključuje tudi koeficient masnega prenosa. Iz osnov teorije metalurških procesov pa lahko opredelimo naslednje pogoje, ugodne za potek razdušičenja: a) velika reakcijska površina b) čimmanjša vsebnost površinskih aktivnih elementov, predvsem žvepla in kisika, ki se sicer koncentrirata na reakcijski površini in jo s tem pasivizirata ter c) čimnižji tlak oz. parcialni tlak dušika. Potemtakem imamo najbolj ugodne pogoje za razdušičenje v samem začetku vakuumske oksidacije: — nastaja veliko mehurčkov CO, kar pomeni veliko reakcijsko površino, as wine. beer, mi/k, meat. fruit juice, etc. Due to high priče of Ni which has been for three years between 15 000 and 22 000 S/ton ELi ferritic steel has become very interesting since at adequately iow content of carbon and nitrogen and smali addition (2—4 %) of moiybdenum it can be successfuiiy used in numerous appiication instead of much more expensive austenitic A iS i 304 and AISI 316 grade. MECHANISM AND KINETICS OF VACUUM NITROGEN REMOVAL Mechanism For the difference of carbon which is removed as CO there is no available chemical reaction to produce some nitrogen compound which could easily be removed from molten steel. The mechanism of vacuum removal of nitrogen is therefore simple and clear enough. Vacuum removal of nitrogen from molten steel proceeds by reaction of desorption: /N/+ /N/ — 2/N/ N2 (V on reaction interface mett/gas. The process is com-posed of the diffusion of reactants to reaction interface. desorption itself and diffusion of reaction products from reaction interface. The formation of new. gaseous phase is strongly facilltated by vacuum and "boiling" which results from argon and CO bubbles. The coefficient of mass transfer is essentially increased by argon stirring vvhich increases the rate of nitrogen removal. Kinetics From theoretical view point (1) is undoubtedty reaction of the second order however. certain authors con-sider it as a first order reaction the reaction rate of which is given by: k (/N/- /N/J (2) dt Reaction rate of the second order reaction is defined by expression: d (1/%N)/dt= kN (3) from vvhich vve have - d/%N/= kN dt /%N/2 (4) Assuming that the equilibrium content of nitrogen differs from zero: - d/%N/= kNdt (/"/oN/2- /%Neq/2) (5) In above expressions /%N/ represents wt. % of nitrogen dissolved in molten steel. /%N/e is the equilib-rium nitrogen content of steel, k is rate constant vvhich invoives coefficient of mass transfer also. According to theory of metallurgical processes the favorable conditions for vacuum removal of nitrogen are: a) large reaction interface b) low content of surface active elements specially oxygen and sulphur vvhich passivate reaction surface, c) tow pressure i. e. low partiai pressure of nitrogen. Consequently, the most favorable conditions for nitrogen removal are in the very beginning of vacuum oxygen decarburization since: — there is a great number of CO bubbles i. e. great reaction surface, — oxygen content is low because of a high carbon content, — partiai pressure of nitrogen is iow due to a high amount of CO — vsebnost kisika je majhna zaradi visokega ogljika, — nizek parcialni tlak dušika, ker je plinska faza razredčena z veliko količino CO, — velik koeficient aktivnosti, zato je tudi aktivnost dušika velika zaradi visoke vsebnosti ogljika. MATEMATIČNI MODEL Osnovne predpostavke Matematični mode! vakuumskega razdušičenja talin z visoko vsebnostjo kroma v pogojih, ki so tipični za VOD postopek izdelave nerjavnih jekel, sestavljajo naslednje osnovne predpostavke: a) Vse tri faze, tj. plin, žlindra in talina, so popolnoma homogene. b) V sistemu, ki ga sestavlja VOD ponovca s talino, žlindro in plinsko fazo nad talino, vključno s plinskimi mehurčki v talini, ni temperaturnih gradientov. Temperatura je v vsaki točki sistema enaka. Med vakuumsko obdelavo se temperatura spreminja, odvisno od reakcijske toplote in toplotnih izgub. c) Prevladujočo vlogo pri razdušičenju, ki poteka po reakciji (1). ima število in velikost plinskih mehurčkov, tako da vlogo medfazne površine talina/žlindra in talina/ plinska faza nad talino lahko zanemarimo. d) Mešanje taline zaradi argona in mehurčkov CO. ki nastanejo z oksidacijo ogljika s kisikom, raztopljenim v talini, je dovolj intenzivno, tako da je celotna hitrost razdušičenja neodvisna od hitrosti difuzije reaktantov in reakcijskih produktov k reakcijski površini oz. od reakcijske površine. e) Proces desorbcije dušika iz taline, ki poteka na medfazni površini talina/plin, tj. na površini mehurčka, doseže termodinamično ravnotežje, še preden mehurček splava na površino taline. Parcialni tlak dušika v mehurčku, ki zapušča površino taline, je torej enak ravnotežnemu parcialnemu tlaku dušika v talini. f) Razdušičenje je reakcija drugega reda in poteka skladno z enačbo (5). S tem smo tudi predpostavili, da je hitrost razdušičenja omejena s hitrostjo desorbcijske reakcije na reakcijski, tj. medfazni površini talina/mehurček. RAČUNALNIŠKA SIMULACIJA Modelni poskusi Izdelani model nam omogoča izvedbo tkim. modelnih poskusov, kar je posebno pomembno pri osvajanju novih in optimiranju obstoječih tehnoloških procesov. Po izdelavi matematičnega modela smo izdelali računalniški program, ki omogoča računalniško simulacijo vakuumskega razdušičenja na 65-tonski VOD napravi na računalnikih, ki so kompatibilni z IBM PC, XT in AT. Na sliki 1 vidimo primerjavo rezultatov matematičnega modela in dejanskih vsebnosti dušika med izdelavo superferitnega jekla s 17 % Cr. Z modelnimi poskusi smo ugotovili tudi vpliv vakuuma, temperature in sestave taline na potek razdušičenja. Vpliv vakuuma Ugotovili smo, da je globina in čas vakuumiranja odločilnega pomena za učinkovito razdušičenje v VOD ponovci. Simulacija je pokazala, da lahko z VOD obdelavo dosežemo skupno vsebnost dušika in ogljika v jeklu s 17% Cr pod 150 ppm, tj. (C + N) < 150 ppm. Pri višji vsebnosti kroma, npr. 24 % Cr, pa je bolj smotrna uporaba drugih postopkov, kot so VIM (Vacuum Induction Melting), VAR (Vacuum Argon Remelting) in EB (Electron Beam). — high activity of nitrogen as a result of high carbon content. M A THEMA TI C AL MODEL Basic assumptions The mathematicai model of vacuum removaf of nit rogen in industrial conditions typical for EAF-VOD production of stainless steel is composed from the fol-iowing basic assumptions: a) Ali three phases i. e.. gas, slag and steel are per-fectfy homogeneous. b) There are no temperature gradients present in the system made up from VOD ladle. slag. steel and gaseous phase including CO and argon containing bub-bles. Temperature in aH points of the system is the same and uniform. It changes uniformly as a result of reaction heats and heat losses. c) Desorption of nit rogen proceeds by reaction (1). The share of bubble surface in the overall reaction surface is so high due to a large number of bubbles and their size that the role of slag/melt and melt/gaseous atmosphere above me/t reaction interface can be neg-lected. d) Me/t stirring by argon and CO bubbles is so intense that the over-all rate of nitrogen removal is inde-pendent from diffusion. e) Desorption reaction vvhich proceeds on gas/melt interface i. e.. on bubble surface is ended due to ther-modynamic equ///brium even before bubbles reach melt surface. in other vvords the partial pressure of nitrogen in bubbles leaving the melt surface is in equi/ibrium vvith partial pressure of nitrogen d/sso/ved in melt. f) Nitrogen removal is a reaction of the second order and proceeds according to reaction (5). That means that nitrogen removal rate is limited by the rate of nitrogen desorption proceeding on bubble surface. COMPUTERIZED SIMULATION Model tests The model makes it possibte to carry out so-called mode/ tests vvhich are of great value specially for development of new and improvement of existing technologi-ca/ processes. A computer program deve/oped for IBM PC. XT and A T computers enables computerized simuta-tion of vaccum removal of nitrogen in a 65 ton VOD unit. The comparison of predicted and actual nitrogen content of 17 % Cr steel in the course of processing Heat Nr. 110944 is g/ven in fig. 1. The influence of vacuum, temperature and composition of melt on nitrogen removal was a/so determined by model testing. Influence of vacuum It has been determined that the intensity of vacuum and duration of vacuum treatment is of key importance for successful removal of nitrogen during VOD processing. Model tests have shovvn that under industrial conditions 17% Cr ferritic steel vvith lovver than 150 ppm of C+N can be produced in a common VOD unit. At chromium content above 24 % Cr the use of (V/M) vacuum induction melting, (VAR) vacuum argon remelting and (EB) electron beam process is more promising. Influence of temperature /Is regards the influence of temperature on nitrogen content of molten stainless steel it is qu/te the opposite to that of common steel. The h/gher the temperature the tovver is the nitrogen content i. e. the nitrogen solubility. Redno št. analiz Sequential No. of analysis Slika 1 Primerjava rezultatov matematičnega modela in dejanskih vsebnosti dušika med potekom izdelave jekla s 17 % Cr (Št. 110944) Fig. 1 Comparison of predicted and actual nitrogen content of 17 % Cr steel in the course of processing Heat Nr. 110944. Vpliv temperature Vpliv temperature na vsebnost dušika v nerjavnih talinah je povsem nasproten kot pri ostalih jeklih. Čim višja je temperatura taline, toliko nižja je namreč topnost dušika. To kvalitativno spoznanje pa nam seveda ne zadošča. Modelni poskusi so pokazali, da je vpliv temperature med razdušičenjem oz. ob koncu razdušičenja nepomemben. Po drugi strani smo ugotovili (19, 20), da je temperatura precej vpliven dejavnik na vsebnost dušika pri normalnem tlaku in visoki vsebnosti ogljika, tj. ob začetku VOD obdelave. V dobro predpripravo taline sodi torej skrb za razmeroma visoko temperaturo in visoko vsebnost ogljika v talini ob prebodu iz elektro-obločne peči oz. v VOD ponovci neposredno pred začetkom vakuumiranja. Enkratna ali dvakratna prekinitev pihanja kisika, ki ji sledi faza razdušičenja ob intenzivnem vakuumiranju, je seveda povezana s podaljšanjem časa VOD obdelave, torej tudi z izgubo toplote in ustreznim padcem temperature. Višjo začetno temperaturo taline potrebujemo torej ne le zato, ker je začetna vsebnost dušika v tem primeru manjša, temveč tudi za kritje omenjenih povečanih toplotnih izgub. Vpliv vakuuma in temperature na talino, ki ima 16 % Cr, vidimo na sliki 2. Vpliv kisika in žvepla Kisik in žveplo, raztopljena v staljenem železu oz. jeklu, sta znana kot površinsko aktivna elementa. To pomeni, da je površinska koncentracija teh elementov večja od povprečne, ki jo sicer merimo s kemično analizo vzorcev. Desorbcija dušika je tipična površinska reakcija, kar seveda velja nasploh za desorbcijo. To sicer še ne pomeni, da je omejevalni faktor, tim. »ozko grlo« reakcije razdušičenja, nujno desorbcija. Možno je seveda, da je hitrost razdušičenja omejena s koeficientom prenosa mase, tj. z difuzijo atomov dušika iz taline k najbližji površini. Najbližja površina je lahko medfazna površina talina/žlindra, talina/trdna snov ali talina/plinska faza. Nesporno je najbolj ugodna zadnja možnost, ker je desorbcija v tem primeru močno olajšana. Zaradi prisot- The tests have also shown that temperature influence during and at the end of vacuum oxygen decarburization can be neglected. On the other side a strong influence of temperature was found (19. 20) on the nitrogen content of molten stainiess steel in VOD ladle before vacuum tretment i. e.. at atmospheric pressure and a high carbon content of melt. Care for high enough temperature and carbon content of melt must be taken at tap-ping EAF or at the start of VOD treatment. One or two stop of oxygen blowing followed by intense evacuating is of course associated vvith heat losses. The influence of vacuum and temperature on nitrogen content of 16 % Cr steel is seen in fig. 2. Influence of oxygen and sulphur Oxygen and sulphur dissolved in iron based melt are surface active elements. Their surface concentration is therefor higher than the average determined by chemi-cal analysis. Desorption of nitrogen is a typical surface reaction. It does not mean that the iimiting step of nitrogen removat must be the desorption itself. Nitrogen removal can be limited by diffusion rate also of nitrogen dissolved atoms to the nearest free surface vvhich can be melt/slag, melt/solid or melt/gas interface. The last one is the most favorable because of lovv partial pressure of nitrogen in CO or/and argon bubbles. Hovvever. due to the presence of surface active elements bubble surface is at least partly contaminated and therefore passivated. Moreover, oxygen and sulphur atoms can even form a compact monoatomic adsorbed layer vvhich prevents nitrogen from reaching the surface. In this čase the desorption can be completely stopped in despite of favorable thermodynamic conditions (deep vacuum, high activity of nitrogen in melt, lovv partial pressure of nitrogen in gaseous phase, high temperature) and kinet-ics conditions (good mixing, high argon consumption). Reference literature has practicaily omitted to discuss the influence of surface active elements except for 1- 1550°C 2- 1600°C 3- 1650°C 4- 1700°C 6 8 10 Tlak m bar Vacuum (mbar) Slika 2 Vpliv vakuuma in temperature na dosegljivo vsebnost dušika pri 16 % Cr in 0.01 % C. Fig. 2 Influence of vacuum and temperature on nitrogen content of 16 % Cr and 0.01 % C steel. nosti površinsko aktivnih elementov pa je površina vsaj delno pasivizirana. Na površini prisotni in občutno koncentrirani atomi kisika in žvepla ustvarijo lahko kompaktno monoatomno plast, s tem preprečijo dostop atomom dušika na površino in je tako desorbcija lahko prekinjena, kljub drugače ugodnim termodinamičnim (nizek tlak, velika aktivnost dušika v talini, visoka temperatura, nizek parcialni tlak dušika v plinski fazi) in kinetičnim pogojem (dobro mešanje, velika poraba argona). V literaturi vpliv kisika in žvepla praktično sploh ni obdelan. Omenjajo le, da površinsko aktivni elementi morajo, vsaj v »nadkritičnih« koncentracijah, imeti negativen vpliv na razdušičenje. Izjemi sta S. Ban-ya (3) in K. Shinme s sodelavci (4), ki ugotavljajo, da kisik in žveplo zmanjšujeta kinetično konstanto kN desorbcije dušika. Vpliv argona Argon v sekundarni oz. ponovčni metalurgiji uporabljamo za intenzivno mešanje taline, kar je pogoj za uspešno homogenizacijo temperature in sestave. Več argona v enoti časa pomeni boljše mešanje. Bolj se torej približamo termodinamičnemu ravnotežju, kar pomeni, da lahko dosežemo ob sicer enakih ostalih pogojih (vakuum, temperatura, čas vakuumiranja oz. razdušiče-nja) nižjo vsebnost dušika. Razen tega pozitivnega učinka argona na hitrost doseganja ravnotežja, torej na kinetiko razdušičenja, imamo še dodatni pozitivni vpliv, ki izhaja iz dejstva, da argon znižuje parcialni tlak dušika v plinskih mehurčkih in v plinski atmosferi nad talino ter s tem premika termodinamično ravnotežje reakcije (1) v desno stran, tj. v smeri desorbcije dušika. V VOD napravah je običajno poraba argona v mejah 1—2 litra/min, tono. Prve VOD naprave so imele praviloma le en t.im. argonski »kamen«, tj. ognjevaren blok s poroznostjo odprtega tipa, vzidan običajno ekscentrično v dno ponovce. Zaradi opisanih pozitivnih vplivov intenzivnega argoniziranja danes praktično vse VOD naprave uporabljajo ponovce z dvema ali celo tremi argonskimi »kamni«. Poraba argona med VOD obdelavo je zato danes večja. Iz praktičnih vzrokov je težko in neprimerno. pa tudi zaradi cene argona neekonomično uporabljati v VOD pogojih več kot 4—6 litrov Ar/min, tono. ZAKLJUČKI — Izdelali smo matematični model vakuumskega razdušičenja talin z visoko vsebnostjo kroma v delovnih pogojih, ki ustrezajo industrijski VOD napravi (temperatura 1550—1750° C, in tlak 100 Pa — 0,1 MPa Pco 0.1 MPa — 10 Pa). — Izdelani model smo umerili in preizkusili ter ugotovili, da omogoča uspešno simulacijo vakuumskega razdušičenja v 65-tonski VOD napravi ter izvedbo tkim. modelnih poskusov. — Analiza mehanizma vpliva kisika in žvepla v talini je privedla do utemeljene domneve, da dezoksidacija, ki jo predlagajo nekateri japonski raziskovalci (4,5) pred globokim vakuumiranjem, verjetno ne bo imela pozitivnega učinka na razdušičenje, ker bi s tem zmanjšali tvorbo CO mehurčkov v fazi globokega vakuumiranja. Vsebnost žvepla v talinah, namenjenih izdelavi jekla z minimalno vsebnostjo dušika, naj bo čim nižja. S. Ban-ya (3) and K. Shinme et al. (4). who stated that oxygen and sulphur reduce kinetics constant kN of nitrogen desorption. Influence of argon stirring Argon in secondary metalurgy or ladle metallurgy has been used mainly for intense mixing of melt vvhich is necessary condition for successfui homogenization of melt temperature and composition. A higher consump-tion of argon means normally a better mixing and quicker approach to thermodynamic equiiibrium. Beside this positive influence of argon on kinetics, argon also decreases partial pressure of nitrogen in bubbles and gaseous atmospfere above melt surface vvhich results in the shift of thermodynamic equilibrium of (1) to the right. Argon consumption in VOD units is 1—2 l/ton. min. First VOD units vvere equipped vvith one argon block but novv-adays two or three blocks are common. Therefore spe-cific consumption of argon has increased. For practical and economic reasons the upper limit of specific argon consumption lies vvithin 4—6 iiters Ar/min, ton. CON C L USIONS — Mathematical model of vacuum removal of nitrogen from high chromium melt under operation conditions (temperature 1550—1750°C. and pressure 100 Pa — 0,1 MPa. Pco 0.1 MPa — 10 Pa) vvhich corre-spond to industrial VOD processing has been deve-loped. — The model has been tested and verified as successfui and able to perform model tests and simulation of vacuum nitrogen removal in a 65 ton VOD unit. — Based on an analysis of the influence of oxygen and sulphur it can be concluded that deoxidation. rec-ommended by (4) and (5) prior to deep vacuum degass-ing stage vvould probabiy be ineffective or even deleteri-ous for nitrogen removal since it vvould significantly decrease the amount of CO bubbles. Sulphur content of melt aimed for the production of superferritic steel should be as low as possible. LI TER A TURA/REFERENCES 1. Fujio Ishii et al.. Tetsu-to-Hagane 68, 1982, str. 946/55. 2. Z. Morita et al., ibid. No. 11, 1979. 3. S. Ban-ya et al., Tetsu-to-Hagane, 60, (1974). 4. K. Shimne et al., Proceedings of 100,h ISIJ Meeting, October 1980. 5. K. Shimne et al., Transactions of ISIJ, No. 4, 1982 6. K. Shimne et al., Transactions of ISIJ, No. 4, 1988 7. J. F. Elliot et al., Thermochemistry for Steelmaking, vol. 2, Addison — Wesley, London 1963. 8. H. Wada in R. D. Pehlke, Met. Transactions, B. 1977. 9. Ja. N. Javojskij et al., Vzajmodejstvije gazov s metallami, Nauka, Moskva 1973, str. 98-104. 10. H. Schenk et al., Arch. Eisenhuettenvves., 33, No. 7, 1962. 11. J. N. Surovoj et al., Vzajmedejstvije gazov s metallami, Nauka, Moskva 1973, str. 118-125. 12. F. Tsukamoto, Transactions of ISIJ, 26, 1986, s. 273/81 13. H. Katayama et al., Transactions of ISIJ, 18, 1978. 14. O. Yukio et al. Kavvasaki Steel, 12, 1980, str. 561/70 15. S. Ivvaoka et al., Proceedings of Stainless Steel, London 1977, str. 1939—1256. 16. K. E. Pinnovv, ibid. str. 231/45. 17. C. VVagner, Thermodynamics of Aloys, Addison-Wesley. Cambridge 1952. 18. B. I. Leonovič et al.. Metalli, No. 4, 1980. 19. N. Smajič, Superferitna nerjavna jekla, Poročilo Metalurškega inštituta v Ljubljani. N 86-007, 1986. 20. N. Smajič, Superferitna nerjavna jekla II del.. Poročilo Metalurškega inštituta v Ljubljani, N 86-007, 1986. 21. H. Katayama et al.. Transactions of ISIJ, 18, 1978. str. 761-767. 22. K. Mori, Transactions of ISIJ, 28, 1988, 246-261. 23. A. Boljšov, Metalli št. 1, 1982. 24. Lewis in Mc Lean, Canadian Metallurgical Quarterly, št. 3. 1979 B. Koroušič*1, A. Rozman*2, F. Tehovnik*3 ASM/SLA: 669.046.517-982:669.187,26 UDK: D8m, U4k, D9s Modeliranje in procesna kontrola VAD-postopka Modelling and Process Control of VAD Treatment VAD-proces (vacuum are degassing) predstavlja danes standardno tehnologijo za izdelavo kvalitetnih jekel. Po podatkih iz literature v svetu deluje že okrog 80 naprav, kapacitete 20 t (Rathy Ailoys and Steel) do 180 t (Fabrigue de Fer). Železarna Ravne je inštalirala prvo 50-tonsko VAD-napravo že leta 1983 v novo jeklarno in danes je več kot 80 % celotne proizvodnje vezano na tehnološko Unijo: EOP+ VAD+ LITJE. _ VAD-naprava v Železarni Ravne ima 8 MVA transformator, ki omogoča ogrevanje taline do 4° C/min pri vakuumu ca. 500 mbar. Vakuumski sistem črpalk in injektorjev omogoča doseg nizkih vrednosti vakuuma (pod 1 mbar) pri maks. porabi pare 5000 kg/h in tlaku 12 barov. Praktične izkušnje z VAD-napravo so pokazale, da je za optimalno delovanje celotne tehnološke linije potrebno temeljito poznavanje vseh tehnoloških faz. upoštevajoč proizvodni program in nadaljno obdelavo jekla (valjarna + kovačnica). V članku so zbrani rezultati dosedanjih raziskav VAD-procesa. in sicer modeliranje termičnega in metalurškega procesa s ciljem razvoja računalniško podprtega sistema vodenja VAD-tehnologije v Železarni Ravne. 1. TEHNIČNE KARAKTERISTIKE VAD-NAPRAVE V ŽELEZARNI RAVNE VAD-naprava v Železarni Ravne je sestavljena iz naslednjih elementov: — vakuumska ponev, kapacitete ca. 45 ton (dimenzije: D = 2500 mm, H = 3210 mm) z vgrajenim drsnim zapiralom in argonskim kamnom za vpihovanje plinov. Vakuumska ponev ima več funkcij in služi kot: transportna posoda, peč za ogrevanje taline in v zadnji fazi služi kot livna ponev; — pokrov za tesnjenje z odprtinami za elektrode, priključek na dozirni sistem, naprava za legiranje in jemanje vzorcev, prirobnica za nošenje zaščitnega pokrova, odprtina za opazovanje procesa in naprava za vpihovanje prašnih materialov; — regulacijski transformator, moči 8 MVA, z možnostjo izbire napetosti od 120 do 250 V in maks. jakostjo toka 24 kA; *' Dr. Blaženko Koroušič, dipl. ing., SŽ — Metalurški inštitut, Lepi pot 11, 61000 Ljubljana *2 SŽ — Železarna Ravne *3 SŽ — Metalurški inštitut VAD (Vacuum Are Degassing) treatment has become a standard tečhnology for the produetion of high grade steels. To day there are about 80 VAD units operating aH over the vvorld- ranging in capacity from 20 tons (Rathy Alloys and Steel) to. 180 tons (Fabrique de Fer)._ Železarna Ravne ironvvorks commissioned its first 50 ton VAD unit in 1983 aiready in the nevv steelvvork. To day more than 80 % of produetion is related to EAF-VAD-CASTING technologic line. The VAD unit has a 8 MVA transformer, heating is carried out at a rate of 4° K/min at a vacuum of 500 mbar. Vacuum is achieved by the use of pumps and ejectors and the final degassing stage is carried out at a leve/ iess than 1 mbar. Steam consumption amounts to 5000 kg/hr and the steam pressure is 12 bars. Operationai experience has shown that the optimum operation of the whole technologic line requires a profo-unded knovvledge of aH technologic stages taking into account the produetion program and subsequent wor-king of steel (rolling, forging). The vvork presents collected results of investigations of VAD treatment carried out up to now i. e., modelling of thermal and metailurgical process aimed to the development of computer supported process control of VAD technology in Ravne ironvvorks. 1. MAIN TECHNICAL CHARACTERISTICS OF VAD UNIT The VAD unit in Ravne ironvvorks is composed of: — VAD ladle of 45 tons capacity (diameter 2500 mm, height 3210 mm) vvith slide gate and flushing plug. The ladle serves for transfer, reheating and pou-ring: — cover vvith openings for electrodes, alloying hop-per, sampling device, a fiange for the support of protec-tion heat shield, a lance for the injeetion of povvdered materials and observation hole. — 8 MVA transformer vvith voltage seiection ranging from 120 to 250 V and 24 kA maximum current intensity: — vacuum system with pumps and ejectors vvith maximum steam consumption of 5400 kg/h and max. steam pressure of 12 bars. 2. TECHNOLOGIC CHARACTERISTICS OF VAD TREA TMENT IN RA VNE Technologic characteristics of VAD treatment in Ravne ironvvorks have been deseribed previously1 2 3. Therefore, only main stages are given here to facilitate — vakuumski sistem s črpalkami in injektorskimi napravami z maks. pretokom pare 5400 kg/h in maks. pritiskom pare 12 barov. 2. TEHNOLOŠKE ZNAČILNOSTI VAD-PROCESA V ŽELEZARNI RAVNE Tehnološke značilnosti izdelave jekel po VAD-pro-cesu v Železarni Ravne bomo opisali le osnovne faze, kar bo olajšalo nadaljnje spremljanje opisa modeliranja VAD-procesa. Na sliki 1 je razvidna tehnološka shema izdelave jekla VCMo140 s spremljajočimi fazami, katere opišemo na kratko takole: — Temperatura taline — T, v peči pred prebodom 1660° C. — Po končanem prebodu temperatura taline pade za ca. 44 ±25° C. v odvisnosti od termičnega stanja ponovce A, v kateri se nahaja celotna talilna skupaj s pečno žlindro. — Nato sledi transport ponovce A, ki se postavi nad VAD-ponovco (z oznako B) in se izvrši prelivanje taline s ciljem, da se zadrži celotna količina pečne žlindre. Pri tem, kot je razvidno s slike 1, pride do močnega padca temperature, ki znaša v povprečju 98 ±32° C. V ponovco B se dodajo tudi potrebne legure. Pred naslednjo opera- further follovving of the decription of VAD process model/ing. Technologic scheme of the production of VCMo 140 is seen in Fig. 1. The technoiogy inc/udes the follovving particu/ar steps: — temperature of melt T, in furnace before tapping: 16600 C. — after tapping the temperature drops by 44 ± 25° C depending on thermal state of ladle A which holds metal and furnace slag together. — transfer of ladle A which is placed above VAD ladle B and reladling the furnace slag remaining in ladle A. Temperature drops by 98± 32° C as seen from fig. 1. Necessary alioys are added to ladle B also. Sam-pling for sample Nr. 5 is followed by temperature measu-rement. — Next step is the start of evacuation down to 450—500 mbars with simuitaneous heating. The temperature is raised to desired ievel. After the heating is stopped melt temperature drops vvith 2° C/min rate on average. — After removing the cover the sampling. temperature measurement. fine alloying (F. LEGI) and reheating by 10—20° C, if necessary i. e. in dependence on the "o? §.§.5:5 O b w >-0 -O CL C C ^ O 2 8" i3*3 ^O) O) _ P>. Ogrevanje + Vakuumir. Heating + Vacuum treatment CD Š=Š .!= a °c 1700 f » 1600 mB 1000 ■• 500 0 1500 5. Proba 5.Probe 6. Proba 6. Probe A J \ B \ 1 / V/ T(°C) / lig. P(mbar) M W -40 -20 0 20 40 60 80 v Cas (min) Time (min) Slika 1 Potek osnovnih parametrov pri izdelavi jekla v. VAD-napravi Fig. 1 Change of basic parameters during VAD treatment 100 20 cijo se vzame tki. 5. vzorec in se pomeri tudi temperatura taline. — Naslednja faza je začetek vakuumiranja taline v območju 450—550 mbarov ob istočasnem ogrevanju taline. Pri tem temperatura naraste na željeno vrednost in po izklopu napetosti transformatorja ponovno pada s povprečno hitrostjo ca. 2° C/min. — Po odpiranju pokrova (zračna atmosfera) vzamemo vzorec taline, pomerimo temperaturo, glede na sestavo taline izvršimo fino legiranje (F. LEGI), in če je potrebno, ponovno ogrevamo za 10—20° C, v odvisnosti od količine potrebnih legur in termičnega stanja taline. — V celotnem tehnološkem ciklusu je izpuščeno opisovanje faze priprave žlindre, preddezoksidacije, dezoksidacije in odžveplanja jekla, ker to obravnava opis modeliranja. 3. MODEL VAD-POSTOPKA Zaradi sestavljenosti procesa VAD in vse bolj pogostega uvajanja osebnih računalniških sistemov za kontrolo industrijskih procesov je naša odločitev šla v smeri postopnega osvajanja matematičnih modelov3. Na sliki 2 je prikazana shema strukture VAD-modela, ki sestoji iz: — termičnega modela, — metalurškega modela. Ciljana sestava Temperatura Čas za procesne poti E0P- računalnik Zadnja analiza jekla Teia taline Temperatura_ LABORATORIJ Kemijske analize Plini r VAD M 0 D E L Vakuumski sistemi Vzorci metala in žlindre Pritisk Mešanje taline TERMIČNI MODEL Izračun časa in potrebne energije Toplotne izgube Dodatna ogrevanja Hitrost raztapljanja legur in žlindrinih dodatkov METALURŠKI MODEL Izračun kouone zlindrmih dodatkov Vakuumsko razogijičen/e in razplinjanje PretJdezoKsidacisa Dezoksidaoja Kisikova sonda Odzveplanie Optimalni stroškovni izračun potrebnih legur Slika 2 Shematska ponazoritev strukture VAD-modela 3.1. Termični model Prva skupina programskih algoritmov zajema odnose in kontrolo termičnega stanja od preboda taline iz EOP-peči v ponovco A in nato vse do priprave taline za litje. Termično stanje taline je pod vplivom številnih parametrov, kar je razvidno s slike 3. Na sliki 3 vidimo za 26 talin gibanje temperature taline v treh ključnih tehnoloških fazah: T(pr) — temperatura taline tik pred prebodom iz EO-peči. T(a) — temperatura taline, merjene v ponovci A (transportna ponovca) po končanem prebodu. T(b) — temperatura taline, merjene v ponovci B, potem ko je dodano ca. 30 kg legur/tono in 8 kg dodatkov/tono za tvorbo nove žlindre. Potrebno energijo QT za ogrevanje taline izračunamo iz toplotne bilance: Qt=Ql + Qs + QTL + QH, ...(1) amount of added a/loys and melt temperature, are car-ried out. — Slag preparat/on, predeoxidation, deoxidation and desulphurizlng are omitted from the whole technoio-gic cycle since these steps will be considered together with mode/ling. 3. MODEL OF VAD TREATMENT Due to the comp/exity of VAD treatment and increa-sing introduction of personne/ computers for industrial process control it has been decided to start vvith a gra-duai development of mathematical models3. The structure of VAD model can be seen in Fig. 2. The model is composed of: — thermal model and — metallurgical model. Aimed composition Temperature Time fcf process routes EAF- computer Last melt analysis Melt *eight Temperature LAB0R Chemical analysis Gases t VAD M 0 D E L Vacuum system Metal and slag samples Pressure Melt stirring THERMAL MODEL Precalculation of tirne and heat ing energy Thermal losses Add heating Rate of allays - and slag additions melting METALLURGICAL MODEL Precalculation of the amount of slag addition Vacuum decarburisation and degassing Predeoxidation Deoxidation Oxygen sonde 3esulphurisation Cost optimized calculation of the alloys Fig. 2 Scheme of the structure of VAD process model 3.1.r Thermal model First group of algorithms deals vvith relevant relationships and control of thermal state from tapping from EAF into ladle A to final preparation of the heat for casting. Thermal state of melt is influenced by a number of parameters vvhich can be seen from Fig. 3. Variations in melt temperature for three main techno-logic stages for 26 heats are seen in fig. 3. T(pr) — temperature before tapping. T(a) — temperature of melt measured in ladle A (transfer ladle) after tapping is finished. T(b) — temperature of melt measured in ladle B after the addition of appr. 30 kg/t alloys and 8 kg/t fluxes for new slag. The energy QT required for reheating the melt is cal-culated from the heat baiance: Qt= Ol+ Os+ Qtl+ Oh ■■■(V vvhere: Qr — tptal energy necessary to attain aimed temperature, Ql — heat used up for melting aloys added to ladle, Qs — heat required for meiting of fluxes Qtl — heat necessary to compensate for heat los-ses, Qh — heat required to raise the temperature from T(B) start to T(B) aim. Since the mode/ is very extensive, Fig. 4 presents only results obtained by the algorithm for the calculation Termični model Thermal model Energija ogrevanja - izkoristek Energy of heating - efficiency T(PR)-temperature before tap T |A)~ temperature in the ladle A T(B)-temperati'~e in the ladle 8 Slika 3 Gibanje temperature taline, in sicer: T(pr) — v EO peči tik pred prebodom, T(a) — v ponovci A po prebodu, T(b) — v ponovci B po prelivanju iz ponovce A in dodatku legur Fig. 3 Variations in tap, ladle A and ladle B (after reladling and a/loy addition) temperature for 24 heats 15 20 25 30 35 40 45 Temperaturna razlika [°CJ Temperature difference l°C) Slika 4 Algoritem za izračun potrebne energije za ogrevanje (xx/kg/T) = teža dodatkov v ponovco B pred začetkom ogrevanja Fig. 4 Aigorithm for the computation of energy required for reheating (xx/kg/t) = weight kg/ton of ailoy added into ladle B before the start of heating pri čemer pomeni: Qt = celotna energija, potrebna za doseganje načrtovane temperature Ql = toplota, potrebna za taljenje legur, dodanih v ponovco Qs = toplota, potrebna za taljenje žlindrnih dodatkov QTL= toplota, potrebna za kompenzacijo toplotnih izgub qH = toplota, potrebna za dvig temperature od T(B)-start do T(B)-cilj Zaradi obsežnosti celotnega modela podajamo le rezultate določevanja algoritma za dvig temperature taline za transformator s parametri: p = 8000 kW, U = 205 V (glej sliko 4). S slike je razvidno, da pri izračunavanju potrebne moči igra pomembno vlogo količina dodanih legur. Na podoben način je potrebno upoštevati tudi vpliv ostalih parametrov, kot je to razvidno iz enačbe 1. 3.2. Metalurški model VAD-proces omogoča zaradi ugodnih pogojev (znižan tlak, mešanje taline, bazična ali nevtralna obloga, bazična žlindra, natančna kontrola kisikovega potenciala) izvajanje številnih reakcij. Osnovna zahteva za doseg teh ciljev je popolna eliminacija vpliva pečne žlindre, ki ima visoko vsebnost oksidov, kot so FeO + MnO + Cr203 + P205. Na sliki 5 je prikazana primerjava kemične sestave žlindre v treh fazah VAD-procesa. 1. Pon-A: sestava žlindre (Chg. 75672, CK-45) v ponovci A. 2. Dodano: 200 kg CaO+ 150 kg sinter-dolomita (približna sestava). 3. Pon-B: sestava žlindre (Chg. 75672, CK-45) v ponovci B po ogrevanju in pred 5. preizkusom). Sestava žlindre v fazi vakuumske obdelave je izredno pomembna, ker direktno vpliva na obrabo obloge v coni žlindre. Kemična analiza žlindre je po ogrevanju pokazala, da je največji del Al-dodanega za dezoksidacijo — reagiral s kisikom in ga zato najdemo v žlindri v obliki Al203. Vsebnost ostalih oksidov v žlindri iz ponovce B je zelo nizka: Fe0 = 0,48%, Mn = 0,12, Cr203 = 0,05. of power required in the čase of transformer characteri-stics: P= 8000 kW, U= 205 V (see fig. 4). It can be seen that the amount of added alloys plays an important role in the computation of required power. Similarly. the influence of other parameters have to be taken into account as seen from eq. (1). 3.2. Metallurgical model Due to favorable conditions (tovvered pressure, good stirring, basic or inert lining. basic slag, accurate control of oxygen potential) VAD process facilitate a number of reactions. Basic conditions required for the achievement of these aims is complete removal of furnace slag with a high content of FeO. MnO, Cr203 and P203. Slag composition in the three stages of VAD treat-ment is presenteed in Fig. 5. Sestava žlinder VAD Chemical composition of the VAD-slags 100 90 80 70 60 50 40 30 20 10 0 D CaO g MgO O SiO BAI2O3 ■ Cr203 e FeO O MgO Pon - A Dodano Pon - B Ladle-A Added Ladle-B Žlindra Slag Slika 5 Gibanje sestave žlindre za tri ključne tehnološke faze Pon- A: v ponovci A, Dodano: v ponovco B, Pon- B: v ponovci B po končani obdelavi Fig. 5 Slag composition: Ladle A — slag from ladle A. Added — slag to ladle B. Ladle B — at the end of VAD treatment 3.2.1. Kontrola kisika v fazi obdelave taline Analiza aktivnosti kisika v talini po obdelavi taline v vakuumu je pokazala, da je vsebnost kisika v celoti pod kontrolo vsebnosti Al v talini. Na sliki 6 se lepo vidi, da lahko na osnovi meritev kisika v talini dokaj natančno kontroliramo vsebnost aluminija. Analiza kemične sestave žlindre je pokazala, da je aktivnost kisika v talini daleč od ravnotežja z žlindro, kar je pomembno za študij odžveplanja, kot se bo to pokazalo v naslednjem poglavju. Meritve aktivnosti kisika v ponovci B Oxygen activity in the ladle B 300 250 E 200 o. < 150 100 50 n 4 —O— Al (SON) • Al(TOT) i • \ • • • • | O i 8 10 12 14 16 18 20 22 24 26 Q[01 "PPm Slika 6 Odvisnost vsebnosti Al(sonda) oz. Al(celotni) od aktivnosti kisika v talini Fig. 6 Relationship between oxygen activity and Al as determined by EMF (Al son) and total Al content of melt in ladle B 3.2.2. Kontrola žvepla v fazi obdelave jekla Kontrola žvepla postaja vse bolj pomembna zaradi dejstva, da se za številne kvalitete zahteva predpisana sestava žvepla. Vodenje procesa prenosa žvepla iz taline v žlindro ima torej ekonomski pomen, zato je napovedovanje končne vsebnosti žvepla pomembna naloga. Kine-tiko odžveplanja lahko definiramo z enačbo: — ks (S — SE) dt (2) Cqc — (% FeO) kjer pomeni: ks — konstanta odžveplanja (min-1) S — trenutna vsebnost žvepla v talini SE — ravnotežna vsebnost žvepla (talina-žlindra) Pri analizi kinetike prenosa žvepla smo vpeljali pojem »kapaciteta žvepla v žlindri« in jo označili z oznako: (%S) %S Za VAD-napravo smo uporabili kriterij prostih baz po Jacquemont4 PB = (CaO + MgO) - (Si02 + Al203), ki omogoča izpeljavo analitične funkcije za Css n = 11 r2 = 99 C _(%S) vcc —- %S Naslednji korak je izpeljava algoritma za napoved ravnotežne vsebnosti žvepla: ...(3) (4) (%FeO) = 0,99 ■ exp (0,1 ■ PB) (5) 1. Ladle A — Heat Nr. 75672, steel grade CK-45. 2. Added — CaO 200 kg. burned dolomite 150 kg (appr. composition). 3. Ladle B — slag composition in ladle B after rehea-ting and before 5th sampling. Heat Nr. 75672, grade CK-45. The composition of slag in degassing stage is very important since it direct/y infiuences the lining life in slag line. Chemical composition of slag after reheating indica-tes that a major amount of aluminium added for deoxida-tion has reacted vvith oxygen. Therefore. it has been found in slag in the form of Al203. The content of other oxides in slag of ladle B is very lovv: FeO 0.48 %, MnO 0.12 %, Cr203 0,05 %. 3.2.1 Oxygen control Analysis of the oxygen activity in the me i t after degassing as seen from Fig. 6 clearly shows that the oxygen is controlled by the aluminium content of melt. It can be seen that the measurement of oxygen activity may be used for determination of the aluminium content of melt. Based on chemical composition of the slag it can be concluded that the activity of oxygen in the melt is far from equilibrium vvith slag. vvhich is important for the fol-lovving study of desulphurization. 3.2.2. Sulphur control The control of sulphur is becoming more important because of an increasing number of grades vvith very precisely specified sulphur content. The control of sulfur transfer from melt to slag has therefore economic signi-ficance. Consequently. the prediction of final sulfur content is an important task. Kinetics of desulphurizing can be defined by equa-tion: ^=-ks(S-SE) ...(2) dt vvhere: ks — kinetics constant for desulphurizing (min' ') S — sulphur content of melt SE — equilibrium sulphur content (slag-melt equil.) In the analysis of kinetics of desulphurizing we have introduced the term "suiphur capacity of slag" Css: os,-m.l%FeOI (3) The criterion of free bases according to Jacque-mont4 has also been used for VAD: PB= (CaO+ MgO)- (Si02+ Al203), (4) vvhich makes it possible to derive anaiytic function for Css: Ccc— (%S) n= 11 t1— 99 (%FeO)= 0.99 ■ exp (0.1 ■ PB) (5) Next step is derivation of the algorithm for prediction of the eguiiibrium sulphur content: J ■ ( 1 + m„ m, ■ FeO' SE=(S°+ sa/10/ vvhere: S° — initial sulfur content Sa,o — sulphur brought by alloy and slag addition ms — vveight of slag (kg) m j — vveight of steel (kg) SE = (S° + Sa„o) ■ (1 + — m, (6) FeO kjer pomeni: go — vsebnost žvepla v talini pred začetkom obdelave S.,«, — vsebnost žvepla, ki ga prinese žlindra in zlitine ms — teža žlindre (kg) m, — teža taline (kg) Na osnovi enačb (2), (3) in (6) lahko izpeljemo končno enačbo za napoved žvepla; katere rezultate vidimo na sliki 7. Na osnovi teh rezultatov lahko za izbrane pogoje (teža jekla, sestava žlindre, vsebnost FeO v žlindri) izračunamo potrebno količino žlindre, ki zagotavlja željeno vsebnost žvepla. 4. ZAKLJUČKI VAD- postopek predstavlja danes ključni tehnološki postopek za ekonomično in tehnološko dognano proizvodnjo kvalitetnih jekel. V kombinaciji z visoko produktivnimi talilnimi agregati (konvertor, UHP-EBT ali UHP-OBT) predstavlja idealno tehnološko linijo4. Toda, optimalne učinke je mogoče doseži le pri pravilni izbiri tehnoloških parametrov, pri čemer sta pomembna tako termični kot tudi metalurški model. Ogrevanje taline mora biti izvedeno na najbolj ekonomičen način, zato je zelo pomembno poznavanje potrebne moči in časa ogrevanja, da bi se tako izognili večkratnim ponavljanjem ogrevanja in maks. izkoristili prednosti obločnega ogrevanja taline. Zelo pomembna je pravilna izbira sestave žlindre, ki ima največji vpliv na obrabo obloge ponovce, s tem pa so direktno povezani proizvodni stroški. Modeliranje posameznih tehnoloških faz se je pokazalo kot zelo uporabno orodje, ki omogoča poleg boljšega razumevanja procesa tudi zaokrožitev znanja v obliki uporabne programske opreme. Na ta način postane lastno znanje uporaben know-how, kar je pogoj za procesno vodenje procesov. ks (min ') 6.48 ■ 10"3 - ' 1.62 • 10"2 3,24 ■ 10"2 - 10 15 20 25 30 35 40 45 50 Čas (min) Time (min) Slika 7 Kinetika odstranjevanja žvepla v pogojih VAD-postopka Fig. 7 Kinetics of desuiphurizing in VAD treatment Fina/ equation the results of which can be seen in Fig. 7 is derived from (2), (3) and (6). In this way the amount of slag required to obtain aimed sulphur content can be calculated for selected conditions (weight of melt. slag composition. FeO content of slag). 4. CONCLUSIONS VAD represents to day a key technologic process for economic and successful production of high grade steel. Combined with high productivity units such as convertor. UHP-EBT or UHP-OBT eiectric are furnace it represents the ideal production line4. However, optimum results can be achieved only by seleetion of proper technologic parameters. Therefore the thermal as well as metallurgical model are important. Reheating of melt has to be carried out in the most economic way vvhich means that the povver and heating tirne required must be knovvn in order to make maxium utilization of vacuum are reheating and to eliminate the need for additionai reheating. The seleetion of proper slag is very important in respect to lining life and associated production costs. The modelling of particular technologic stages is very usefui tool for better understanding of the process and for the transformation of knovvledge into usefui application softvvare. In this way the available knovvledge becomes a usefui know-how vvhich is precondition for successful process control. LITERATURA/ REFERENCES 1. S. Petrovar, A. Rozman, A. Lesnik: Opis, zagon in tehnološki rezultati VAD naprave v jeklarni II., Železarne Ravne, Železarski zbornik, 18, 1984, 2, 45—49 2. B. Koroušič, A. Rozman, F. Tehovnik, A. Jagodic: Matematično modeliranje fizikalnih in kemičnih procesov v fazi obdelave jekla po VAD-procesu, Poročila Metalurškega inštituta v Ljubljani, decembra 1987, (I. del), decembra 1988 (II. del) 3. B. Koroušič, A. Rozman, F. Tehovnik: Metalurške i tehnološke mogučnosti izrade kvalitetnih čelika po postopku VAD, IV. Jugoslovensko savetovanje čeličanaca, Bled 1988 4. F. VVolfdietrich, W. Lascher, H. E. Wiemer: Functions of secondary t. tallurgy in the making of micro alloyd high-strength pipe dteels vvith very lovv C, S, and N contents, Inter. Conf. Second. Metallurgy, Aachen 1987 1. S. Petovar. A. Rozman. A. Lesnik: Commissioning and first results of VAD in steelvvorks 2 of Železarna Ravne. Železarski zbornik, 18. 1985, 2. 45—49. 2. B. Koroušič. A. Rozman. F. Tehovnik. A. Jagodic: Mathemati-cal modelling of physical and chemical processes in VAD. Report of Metallurgical institute, Ljubljana, December 1987 (Part 1), December 1988, (Part 2). 3. B. Koroušič, A. Rozman. F. Tehovnik: Metallurgical and tech-nological potentials of VAD for the production of high grade steel, 4th Conference of Yugosiav Steeimakers, Bled 1988. 4. F. VVolfdietrich, W. Lascher, H. E. Wiemer: Functions of secondary metaliurgy in the making of micro aiioyed high strength pipe steeis vvith very lovv C, S and N contents, inter. Conf. Second Metailurgy, Aachen 1987. Uporaba lastnih odpadnih surovin za vložek pri izdelavi jekla Utilization of Waste Materials in Steelmaking G. Todorovič*1, J. Lamut*2, M. Tolar*3, L. Šketa*3, V. Rakovec*3, G. Manojlovič*4, S. Kovačič*5, J. Apat*5 UDK: 669.187.002.68 ASM/SLA: A11c, B23, D5a Uporaba sekundarnih surovin je pomembna iz dveh razlogov, in sicer ekonomskega in ekološkega. Zato je potrebno organizirano pristopiti k zbiranju teh surovin, ker se jih v naših železarnah naredi mesečno tisoče ton (škaja, ostružki, odbruski, . . .). V tem članku bomo obdelali uporabo nekaterih sekundarnih surovin, ki nastajajo in se uporabljajo v talilnih agregatih v slovenskih železarnah. UVOD Za sekundarne surovine je potrebno na mestu izvira preskrbeti ustrezne zabojnike in košare ter ločiti posamezne odpadke po kvaliteti in kemični sestavi, da bi jih ponovno vrnili v proizvodni proces. Potrebno je izkoristiti vse kovinske komponente, ki se nahajajo v sekundarnih surovinah, predvsem pa legirne elemente. Zelo važno je poznati, kolikšna je vsebnost legirnih elementov, da bi se določila točna sestava vložka, da ne bi bilo ob raztalitvi velike razlike med načrtovanimi in dejanskimi analizami. Razdelitev odpadkov po skupinah je določena na osnovi vsebnosti posameznih in podobnih elementov ter združevanja tistih kvalitet, ki omogočajo maksimalno izkoriščanje posameznih elementov pri ponovni predelavi. Izredno je važno skladiščenje teh surovin, da ne bi prišlo do mešanja. Nepravilno izračunana sestava vložka vpliva ne samo na stroške proizvodnje, temveč tudi na zmanjšanje izkoristka, slabše produktivnosti in kvalitete ter povečanje zalog jekla neustrezne kvalitete. Napačna kemična analiza pri raztapljanju vložka je povezana z materialnimi izgubami, ker se v takih primerih izdeluje jeklo slabše kvalitete. V slovenskih železarnah se uporablja škaja dokaj redno kot vložek pri proizvodnji jekla v elektroobločnih pečeh (EOP). Problem ostružkov je v glavnem rešen in vsaka železarna svoje sama uporablja. Z uporabo odbruskov smo začetniki, čeprav se že uporabljajo v nekaterih železarnah. Poseben problem pa predstavljajo ostanki brusnih plošč, korund, emulzija in olje. Največji pomen bomo dali uporabi škaje kot vložek v elektroobločnih pečeh, ker se je že začela uspešno uporabljati. -1 Gojko Todorovič, dipl. ing. met., Metalurški inštitut Ljubljana, Lepi pot 11, 61000 Ljubljana FNT, VTOZD Montanistika, Ljubljana *3 SŽ — Železarna Jesenice *4 SŽ — Železarna Štore *5 SŽ — Železarna Ravne Utilization of secondary raw materials is important for two reasons, first for economic and second for ecologic reasons. Therefore, the collecting of thousands of tons of raw materials (mili waste, turning waste, grinding waste, . . .j vvhich are produced monthly in our iron and steel vvorks should be properly organized. The paper deals vvith the use of some secondary ravv materials vvhich are produced and utilized in melting furnace s of Slovenske železarne Iron and Steel VVorks. INTRODUCTION The reclamation of secondary ravv materials requires appropriate containers and baskets disposed at proper places, and sorting of vvaste material according to its quaiity and chemicai composition. AH metallic com-pounds of vvaste, especially those containing alloying eiements should be recycled back into the production process. The knovving of exact composition and amount of alloyed vvaste material is very important for proper composition of metallic charge vvhich should at melt dovvn differ from the aimed composition as little as pos-sible. The classification of vvaste into severa/ groups is based on the content of definite and simiiar eiements and on the grouping of those grades vvhich make it pos-sible to obtain the highest yield of particuiar eiements in subsequent recyciing. Proper storage of these materials to prevent from mixing different groups is very important. Miscalculation of metallic charge composition influ-ences not only production costs but results in lovver yield, lovver productivity and poorer quality as we/i as rise of steel stored due to improper specification. Improper chemicai composition at melt dovvn is asso-ciated vvith material loss because it ends in the production of lovver grade steel. Intense vvork on collecting vvaste materials started recently in Slovenske železarne vvith the aim of recycling in particuiar own shops or for sate to others. As regards machining vvaste (turnings) each ironvvorks uses its own vvaste. The use of vvaste from grinding is yet at the very beginning. Special problem are used out grindstones, corundum, oiis and emulsions. The use of mili vvaste is emphasized, since it has already been successfuiiy used as a part of metallic charge for electric are furnaces. GENERA TION OF MILL VVASTE AND ITS P H YSICA L - CHEMl CA L PROPERTIES Heating of steel before hot vvorking proceeds in atmospheres composed of different gases vvhich more or less intensely react vvith solid steel surface resulting NASTANEK ŠKAJE IN NJENE FIZIKALNO-KEMIČNE LASTNOSTI Segrevanje in žarjenje jekla pred vročim preoblikovanjem poteka praviloma v atmosferah, ki intenzivno reagirajo s površino trdega jekla. Kot produkt teh reakcij je škaja, ki je stalen spremljevalec jekla med procesom preoblikovanja. Nastanek škaje je odvisen od mnogih dejavnikov, od katerih so najbolj pomembni: sestava jekla, temperatura in čas žarjenja. Škaja nastaja pred toplotno predelavo na površini jekla pri visokih temperaturah in med obdelavo. Oksidni sloj, ki nastane z oksida-cijo železa v zračni atmosferi, je sestavljen iz treh plasti. Od kovine navzven je najprej plast vvustita, nato plast magnetita in na vrhu plast hematita. Razmerje debelin teh slojev1 je v pogojih idealne oksidacije 95:4:1. Običajno pa tega razmerja ne dosežemo zaradi vpliva napak v oksidnem sloju in na meji kovina-škaja, vendar se mu valjarniška škaja precej približa. Pri mnogih jeklih pri standardni tehnologiji ogrevanja nastane škaja, ki pri valjanju odpade le delno s površine ali pa sploh ne. Tesno oprijeta površina škaje je vzrok velikemu izmečku ali pa močno zniža vrednost končnih polizdelkov. Oprijemljivost škaje je najmanjša pri ogljikovih jeklih, ne gede na to, pri katerih temperaturah in v kakšni atmosferi so žarjena. Pri jeklih, ki so legirana s silicijem, se škaja mnogo bolj drži kovinske površine. Škaja je pri teh jeklih dvoplastna in ima pomembno vlogo pri njeni porušitvi. Podobna je škaja pri jeklih, legiranih z nikljem in kromom. Pri jeklih, ki so legirana s samim kromom do približno 1 %, škaja bolj odpada kot pri jeklih, legiranih z 1 do 2% Cr in Ni. Pri višjih koncentracijah kroma (do 14%) je spet prisotna dvoplastna škaja in se trdno drži kovinske osnove. Ne glede na to, kakšno je jeklo in SHEMA TRANSPORTA ŠKAJE SCHEME OF SCALE TRANSPORT S in the formation of scaie the presence of which is there-fore inevitabie in hot vvorking. The generation of scaie depends on a number of factors. The most important are the composition and temperature of steel and the tirne of heating. Scaie is formed on steel surface before and during hot vvorking at high temperatures. The oxide formed on steel surface by the oxidation of iron in air is composed of three layers. From metal to outward there is first a layer of vvustite follovved by magnetite layer and finally there is a top he mati te tayer. The thickness ratio fo these layers (1) in ideal oxidation conditions is 95:4:1. respectively. Usually this ratio can not be achieved due to defects in oxide layer and on metal/oxide interface hovvever, it almost holds for mili waste. Standard heating of many steels results in the formation of oxide layer vvhich during rolling does not or only partly breaks off the steel surface. Strong adhesion of scaie to steel surface is cause for high čast off or decrease in value of fin-ished semi products. The lowest scaie adhesion is observed in carbon steels irrespective of heating temperature and atmosphere. In silicon alloyed steels the bond betvveen scaie and metal surface is much stronger. Scaie on these steels has two layers vvhich have a significant roie in their break off. Nickel and chromium alloyed steels have simi/ar scaie. Scaie on steel alloyed up to 1 % chromium on/y breaks off more easily than on steel alloyed vvith 1—2 % Cr and Ni. At higher chromium content (up to 14 % Cr) two-layer scaie strongly adhered to steel surface appears again. Irrespective of steel grade and its alloy content the thickness of scaie layer decreases vvith increasing temperature and oxygen potential of flue gases (2). The composition of flue gas and heating temperature has a much stronger influence on scaling rate of carbon steel as compared to alloyed steel. The amount and quality of scaie in Slovenske železarne works depend naturally on the steel grades pro-duced. The mili vvaste is collected in bins and trans-ported by the use of containers to vvaste storage. The transport is mainly mechanized. The vvaste contains also vvater and oif depending on steel processing technoiogy. VVaste materials of different composition grades are often mixed because of different steel. The relation betvveen chemical composition of steel and its scaie can be seen in Table 1 and 2. Mili vvaste in Železarna Jesenice is not sorted according to quality. It is collected into baskets and containers and then transported by trucks to dosage bins as seen in Fig. 1. Therefrom it is transported to steel-vvorks vvhere it is used as addition to metailic charge. Table 1: Chemical composition of scaie from different steel grades Slika 1 Transportne poti škaje v železarni Jesenice Fig. 1 Miti vvaste transport at Železarna Jesenice. m. % Scaie grade CK45 VCMo 140 Utop Mo 1 OCR 12 c 0.16 0.005 0.010 0.014 Si 0.42 0.17 0.41 0.20 Mn 0.45 0.48 0.28 0.34 P 0.015 0.012 0.024 0.011 S 0.018 0.004 0.007 0.011 h2o 0.08 0.06 0.05 0.045 Cr 0.27 0.54 1.76 8.5 Mo 0.03 0.09 0.33 0.08 FeO 61.7 37.3 47.2 25.6 Fe203 36.5 61.0 48.5 55.8 Femet 0.36 0.46 0.93 0.63 V - — 0.12 0.06 kolikšne so v njem koncentracije legirnih elementov, pada debelina škaje s temperaturo žarjenja in s kisiko-vim potencialom dimnih plinov2. Sestava dimnih plinov in temperatura žarjenja najmočneje vplivata na hitrost ška-janja ogljikovih jekel, mnogo manj pa so te spremembe očitne pri legiranih jeklih. V slovenskih železarnah se izdelujejo različne kvalitete jekel in je zaradi tega različna tudi količina in kvaliteta škaje. Škaja se zbira v zbiralnike in s pomočjo kontejnerjev odvaža na skladišča. V škaji je prisotna voda ali pa maščoba, kar je odvisno od tehnološkega postopka predelave jekla. V glavnem je mehaniziran transport do zabojnikov oziroma zbiralnikov. Večkrat nastane mešanica, ki po svoji kemični sestavi ne spada skupaj, ker se zbira iz različnih kvalitet jekel. Da bi imeli čim boljši vpogled v kvaliteto škaje, ki nastaja iz različnih vrst jekel, bomo prikazali v tabeli 1 in 2 kemično analizo jekel in ustrezne škaje. Tabela 1: Kemična analiza škaje različnih kvalitet jekel Kvaliteta škaje Kemijski element-- ali spojina v ut. % CK 45 VC Mo utop Mo 1 OCR 12 C 0,16 0,005 0,010 0,014 Si 0,42 0,17 0,41 0,20 Mn 0,45 0,48 0,28 0,34 P 0,015 0,012 0,024 0,011 S 0,018 0,004 0,007 0,011 H20 0,08 0,06 0,05 0,045 Cr 0,27 0,54 1,76 8,5 Mo 0,03 0,09 0,33 0,08 FeO 61,7 37,3 47,2 25,6 Fe203 36,5 61,0 48,5 55,8 Fekov 0,36 0,46 0,93 0,63 V — — 0,12 0,06 Tabela 2: Kemična analiza jekel, iz katerih je vzeta škaja Kvaliteta jekel Kemijski element-- vu, % CK 45 Utop Mo 1 OCR 12 C 0,39 0,40 0,39 2,06 S 0,007 0,030 0,015 0,027 Si 0,19 0,27 1,06 0,29 Cr 0,29 1,10 5,00 11,46 Ni 0,17 0,30 0,27 0,16 Cu 0,18 0,30 0,22 0,11 Mn 0,58 0,70 0,39 0,47 Mo 0,05 0,18 1,27 0,09 P 0,015 0.035 0,024 0,019 Al 0,004 0,020 0,014 0,06 V — — 0,29 — Škaja železarne Jesenice se ne loči po kvaliteti na mestu nastanka, temveč se zbira v zbiralnike in potem v zabojnike ter se s tovornjakom odvaža na dozerske bunkerje (slika 1). Po potrebi se odvaža iz bunkerjev z zabojniki oziroma tovornjaki za vložek v jeklarno. Škaja vsebuje okrog 28 % Fe203 in 57 % FeO. Važno je poudariti, da škaja vsebuje približno 6 % vlage, ki ne dela nobenih problemov pri zakladanju v EOP. Točka sintranja znaša 1020°C, mehčanja 1400°C in taljenja 1550°C ter nasipna teža 2,8 t/m3. Skaja v železarni Store vsebuje približno 40 % Fe203 in 53 % FeO in neznatne količine drugih elementov, tako da se lahko uporablja kot vložek v EOP. V železarni Ravne je potrebno ločiti škajo na mestu nastanka tako, da bi se lahko uporabljala kot vložek v jeklarskih pečeh. V slovenskih železarnah letno nastane približno 24.000 ton škaje. Table 2: Chemical Composition of Steel Steel grade Wt. % CK45 VC M o 140 Utop Mo 1 ocn 12 C 0.39 0.40 0.39 2.06 s 0.007 0.030 0.015 0.027 Si 0.19 0.27 1.06 0.29 Cr 0.29 1.10 5.00 11.46 Ni 0.17 0.30 0.27 0.16 Cu 0.18 0.30 0.22 0.11 Mn 0.58 0.70 0.39 0.47 Mo 0.05 0.18 1.27 0.09 P 0.015 0.035 0.024 0.019 Al 0.004 0.020 0.014 0.06 V — — 0.29 — The waste contalns 28 % Fe203 and 57 % FeO. It should be emphaslzed that the waste contalns approx. 6 % of moisture whlch does not cause any problems In charg-ing of EA furnaces. Sintering. softening and melting point of the waste is 1020, 1400 and 155CPC, respec-tively. The volume weight is 2.8 t/ni3. In Štore lronworks the vvaste contains 40 % Fe203 and 53 % FeO beside small amounts of other compounds so it can be used as addition to EAF charge. In Ravne Ironvvorks the vvaste should be sorted according to grade if it is to be used for the charge of EAF. Slovenske železarne produce about 25 kt/year of mili vvaste. UTILIZA TION OF MUL VVASTE The use of scaie in steeimaking requires its sorting along the whole line from its source, storage, raw material preparation to EA furnace. The scale can be sorted according to chemical composition into alloyed and non-alloyed scale. Alloyed vvaste is then divided into groups on the basis of quality and alloying elements. The sorted vvaste must be stored in suitable baskets and containers vvhich are transported to storage termina/s. When using alloyed vvaste the possibilities for the best utilization of al/ alloying elements should be consid-ered. First of aH the exact amount and composition of alloyed vvaste should be knovvn. Sorting and storage errors are harmful for production costs and steeimaking technology. The sorting is based on such kind and con-tents of alloying elements in order to obtain the best recovery of definite ailoying element in further process-ing. Proper reclamation of secondary raw materials is important for the best utilization of expensive materials, ensuring the uniform and high quality leve I of steel grade and maintaining sound environment. Among problems associated with the use of mili vvaste for charge of melting furnaces is decline from the planned melt-dovvn composition vvhich results in higher production costs in steelvvorks and rolling mi/Is because of a rise in stored amount of steel of improper grade. The efficient control of the contents of alloying elements can strongly decrease deviations betvveen the actuai and planned chemical composition of the melt and increase the econ-omy of the production of alloyed steel. Mili vvaste is added to the charge of melting furnaces as iron and oxygen bearing compound to promote the oxidation in melting stage, and formation of foaming slag after the melt-dovvn. Mili vvaste brings mainly Fe203 and FeO vvhich exert favorable influence on dephosphoriza-tion vvhich proceeds in an oxidative atmosphere and at appropriate temperature. The results of research (3) have shown that dephosphorization vvith addition of mili UPORABA ŠKAJE Da bi škajo lahko uporabili v procesu proizvodnje jekla, je potrebno njeno ločevanje pri samem izviru, potem pri skladiščenju, pri pripravi vložka in v celotni verigi od nastanka do uporabe v EOP. Škajo lahko ločimo po kemični sestavi, in sicer na legirano in nelegi-rano. Legirano škajo pa ločimo na osnovi legiranih elementov po skupinah in kvaliteti. Tako ločeno škajo je potrebno skladiščiti v ustrezne košare in zabojnike, ki jih transportiramo v za to določena skladiščna mesta. Pri uporabi legirne škaje bo treba poiskati možnosti čim boljše uporabe vseh prisotnih legirnih elementov. Zato je zelo pomembno, da poznamo njeno količino in kemično analizo. Napake pri skladiščenju bi bile celo škodljive za ekonomijo in tehnologijo izdelave jekla. Razdelitev po skupinah in kvaliteti poteka na osnovi vsebnosti posameznih elementov in združevanja tistih kvalitet, ki omogočajo maksimalno izkoriščanje teh elementov pri ponovni predelavi. V slovenskih železarnah letno nastane približno 24000 ton škaje. Če legirne elemente dodamo s škajo, potem bomo rabili manj ferozlitin. Eden od glavnih problemov pri uporabi škaje v talilnih agregatih je odstopanje sestave jekla ob raztalitvi, kar vpliva na povečanje stroškov proizvodnje v jeklarni in valjarni zaradi kopičenja zalog jekla neustrezne kvalitete. Z učinkovito kontrolo vsebnosti legirnih elementov je možno znižati razlike med načrtovanimi in dejanskimi vsebnostmi legirnih elementov v talini in dvigniti ekonomičnost proizvodnje legiranih jekel. Škaja se dodaja v talilne agregate kot nosilec železa in kisika za potek oksidacijskih reakcij v fazi taljenja in tvorbo peneče žlindre po raztalitvi vložka. S škajo prinašamo v vložek v glavnem Fe203 in FeO, kar zelo ugodno vpliva na razfosforenje taline, saj poteka v oksidativni atmosferi in pri ustrezni temperaturi. Rezultati raziskav3 so pokazali, da je razfosforenje taline boljše pri dodatku škaje kot rude, saj je koeficient porazdelitve fosforja med žlindro in talino pri dodatku apna 4,83, škaje 19,54 in rude 11,42. Železov oksid iz škaje pospešuje raztapljanje CaO v žlindri. Na ta način dobimo tekočo aktivno žlindro z že vsebovanim FeO. Razfosforenje poteka med taljenjem vložka oziroma njegovi raztalitvi. Izkoristek železa pri šaržah je glede na vrsto dodatka najboljši pri šaržah z dodatkom škaje. Pri teh šaržah je oksidirano manj železa iz taline v žlindro. To je zaradi tega. ker je dodatek škaje prinesel potrebno količino FeO in s tem je zmanjšan FeO, ki je dobljen z oksidacijo železa iz vložka. V železarnah Jesenice in Štore se redno uporablja škaja za razfosforenje, razen pri izdelavi kromovih jekel, ker bi se krom oksidiral oziroma povečal se bi njegov prehod iz taline v žlindro. Kisik iz škaje povzroča oksidacijo fosforja in silicija na fazni meji žlindra-talina in je zato potrebno zmanjšati vpihovanje kisika za ustrezno vrednost. Škaja se zelo uspešno uporablja za desiliciranje sive litine. Za zagotovitev taline z nizkim odstotkom silicija moramo imeti ustrezno sestavo žlindre. Za oksidacijo silicija iz taline rabimo kisik, ki ga veže v Si02 in tako prehaja v žlindro, kjer se veže s CaO in železove okside. Železovi oksidi Fe203 in FeO iz škaje služijo kot oksidanti, tako da namesto čistih komponent sistema CaO-FeOn-CaFn uporabljamo škajo za desiliciranje. Rezultati desiliciranja sive litine s škajo so dali izredno dobre rezultate4 in je že v praktični uporabi. Škaja se lahko uporablja kot dodatek pri sintranju železovih rud. V času obratovanja plavžev na Jesenicah in Štorah se je vsa količina škaje uporabljala kot dodatek v mešanico za sintranje. To je zelo koristna surovina, saj waste is better than vvith the ore addition. Distribution coefficient of phosphorous (P % in s/ag/% P in metal ratio) at the addition of Ume, mili scaie and iron ore was 4.83, 19.54 and 11.42, respectiveiy. Iron oxides in scale promotes dissolving of CaO in slag. Consequently. aetive and fiuid slag vvith a high content of FeO is obtained. Dephosphorization proceeds during the melt-ing aiready. The highest recovery of iron was observed in heats made by the addition of mili scale since a lovver amount of iron from the charge was oxidized into slag. The addition of mili scale to EAF charge is regularly practicised for dephosphorization in ironvvorks Jesenice and Štore except for the produetion of stainless steel vvhen the added scale wouid cause a higher chromium loss. The mili scale in the amount of 2—3 % of metal charge is added in the second basket vvhen charging EAF. The mili vvaste has been very successfully used for desiliconizing of gray čast iron. Appropriate slag must be used to obtain melt vvith a low silicon content. Oxy-gen is required to oxidize the silicon to Si02 vvhich asso-ciates vvith CaO and iron oxides in slag. Fe203 and FeO from scale serve as oxidizing means. therefore the scaie can be used instead of pure compounds of CaO—FeOn—CaFn slag system for desiliconizing. Since very good results (4) vvere obtained in desiliconizing of gray čast iron vvith mili scaie it has been introduced into practice. Mili vvaste can be used as an addition in the sintering of iron ores. Until the shutdovvn of blast furnaces in Jesenice and Štore ironvvorks aH mili vvaste had been regularly used as addition to sintering mixture. It was very useful since it resulted in a higher strength and iron content of sinter. Mili vvaste additions of 5—7% to sintering mixture have been used in ironvvorks vvhich stili produce pig iron. UTILIZA TION OF TURNINGS Turnings are produced by machining in mechanical shops processing steel. Turnings are composed of meta/lic particies of different size and shape. Chemical composition of turnings depends on the kind of material machined. Turnings can be recycled by adding to metat charge in steelmaking furnaces hovvever. certain diffi-culties due to alloy content, proper collecting and volume vveight have to be overcome. A low volume vveight is particularly characteristic for turnings obtained from low carbon steel. The utilization of turnings requires appropriate collecting and grouping according to chemical composition. Turnings of lovv volume vveight can be grinded and pressed into briquettes for the charge of electric are furnace. Before pressing turnings vvhich often contain oil must be cleaned by the use of detergent or by roasting at 560° C. Authors (5) hoid that cleansing from oil is not necessary because oil and fats burn and produce additional thermal energy improving the heat balance of EAF. An investigation shovved that addition of turnings containing oil to the charge of EAF producing bearing steel resulted in 9.4 % reduetion of energy consumed per ton of erude steel. Hovvever, it should be noted that oils and fats evaporate at higher temperatures vvhich can result in an explosive gaseous mixture. High grade turnings and similar vvaste can be remelted in induetion furnaces and foundries at times of free capacity (6). The biocks produced in this way of knovvn and uniform composition are used in the produetion of alloyed steel. Remeiting of turnings in an induetion furnace can exert favorabie influence on electrical je povečevala trdnost in vsebnost železa v sintru. V železarnah. kjer še proizvajajo grodelj, uporabljajo škajo pri izdelavi sintra, in sicer v količinah med 5 in 7 %. UPORABA OSTRUŽKOV Pri mehanski obdelavi jekla nastaja jekleni odpadek, ki ga imenujemo ostružki. Sestavljeni so iz kovinskih delcev različne oblike in velikosti. Kemična analiza ostruž-kov je različna, saj je odvisna od vrste materiala, ki se obdeluje. Ostružki predstavljajo povratni material, ki ga lahko uporabimo kot dodatek vložku pri proizvodnji jekla, vendar se pojavljajo določene težave, in sicer glede stopnje legiranosti, pravilnega združevanja in volu-minoznosti, ki je zlasti izrazita pri ostružkih, nastalih iz mehkejših vrst jekel. Da bi sploh lahko uporabili ostružke, jih je obvezno ločiti po posameznih vrstah ali skupinah, odvisno od kemične sestave obdelanega jekla. Voluminozne ostružke lahko drobimo in nato bri-ketiramo ter kot brikete zalagamo v EOP. Pred briketira-njem drobnih ali predhodno zdrobljenih ostružkov jih je potrebno razmastiti, če vsebujejo maščobo. Ta postopek se lahko izvrši z detergenti ali pa s sežigom pri približno 560°C. Nekateri avtorji5 trdijo, da ni potrebno raz-maščevanje, ker olja in maščobe zgorevajo in pri tem nastaja določena količina toplote, kar zelo ugodno vpliva na porabo energije. Rezultati raziskav so pokazali, da se pri proizvodnji jekla za kroglične ležaje iz vložka, kjer so bili dodajani ostružki, ki so vsebovali maščobe, pridobi okrog 9,4 % celotne potrebne energije za pridobivanje ene tone jekla. Vendar je potrebno opozoriti, da se maščobe in olja vplinijo ter pri določenih pogojih nastaja eksplozivna zmes. Možno je pretaljevanje visokovrednih ostružkov in pomešanih odpadkov v indukcijskih pečeh ali v livarnah, ko so proste kapacitete6. Iz taline se naredijo odlitki znane kemične sestave, ki jih lahko dodajamo kot vložek za proizvodnjo legiranih jekel. Pretaljevanje ostružkov v indukcijski peči lahko pozitivno vpliva na elektro prevodnost vložka v času taljenja in s tem na skupni čas izdelave taline. V času zakladanja kosovnega kovinskega vložka, kakor tudi v času talenja, je potrebno medprostore zapolniti z dodatkom ostružkov. Ostružke lahko dodajamo tudi na površino taline, samo s pogojem, da je v nivoju indukcijskega segrevanja. V slovenskih železarnah se ostružki v glavnem uporabljajo kot vložek v talilniških agregatih. Vendar je potrebno pri predelovalcih legiranih jekel narediti razdelitev ostružkov po skupinah7 na osnovi kemične analize že na mestu nastanka in v skladišču. UPORABA ODBRUSKOV Obruski nastajajo pri brušenju jekla in je njihova kemična sestava odvisna od vrste in kvalitete jekla. V glavnem nastajajo tri frakcije odbruskov, in sicer prva, ki pada v zaboj pod brusilnim strojem in je praktično čista kovinska substanca, ostali dve frakciji se zbirata v multiciklonih odpraševalne naprave in vsebujeta fini prah, odpadke brusilnih plošč in neznatne količine korunda. Nekatere druge vrste odbruskov vsebujejo tudi maščobe in emulzije. Prva frakcija odbruskov se že uporablja kot vložek za proizvodnjo jekla, vendar se morajo ločiti po kemični sestavi, kot pri škaji in odstružkih. Ostali dve frakciji, ki vsebujeta ostanke brusilnih plošč, korund, olja in emulzije, predstavljata določene težave pri uporabi. Zato bi bilo potrebno izvršiti razmaščenje in potem magnetno separacijo. Tako očiščeni odbruski se briketirajo ali peletirajo. V slovenskih železarnah nastane letno približno 10.000 ton in so se že začeli uporabljati kot vložek za conductivity of charge during meiting vvhich resuits in a reducfion of tirne required for melt-dovvn. When charg-ing and during meiting empty interspaces shou/d be fiiied by turnings. Turnings can also be added to the melt surface if it is on the level of induction heating. Turnings have been used in Slovenske železarne only as addition to the charge of meiting furnaces. How-ever. in steetvvorks vvhich produce alloyed steel, turnings should be properly grouped (7) on the basis of chemical composition on the site of source as vvell as in storage. UTILIZATION OF GRINDING WASTE Chemical composition of grinding vvaste depends on the sort and grade of grinded steel. There are three frac-tions of grinding vvaste. The first is collected in the box placed immediately under grinding vvheel. It is practically pure metal. Other two fractions are obtained in dedust-ing cyclones and contain fine povvder, fine particies of worn-out grinding vvheels and a slight amount of corund. Grinding vvaste sometimes contains oil and emulsions. The first fraction has aiready been used for the charge of steelmaking furnaces. It must be grouped on the basis of chemical composition similarly as mili vvaste and turnings. The use of the iatter tvvo fractions causes difficult-ies. They must be cleansed from oil and emulsion and subjected to magnetic separation. Aftervvards the material can be pressed into briquettes or pelletized. There are 10000 ton per year of grinding vvaste in Slovenske železarne. Its utilization as charge addition in steelmaking furnaces has already started. The resuits obtained are encouraging. therefore relevant investlga-tion should be continued. CONCLUSIONS In Slovenske železarne thousands of tons of iron bearing vvaste are produced annually. This secondary raw material can be successfully utiiized as addition to the charge for steelmaking furnaces. Basic condition for its usage in meiting furnaces is its proper classification into severa! grade groups on the site of its source. The reclamation of vvaste is important from economic as vvell as from ecologic viewpoint. Mili vvaste has been very successfully used instead of iron ore for charge of electric are furnace. it brings Fe203 and FeO vvhich have very favorable influence on dephosphorization of melt. The iron oxides promote dis-solving of CaO in slag vvhich resuits in the formation of active and ftuid slag. Mili vvaste has also been used for desiliconizing of gray čast iron instead of synthetic mix-tures of different oxides and as an addition to the sinter-ing mixture in sintering of iron ores. Turnings from machining have atready been used for the charge of various meiting furnaces despite difficult-ies arising from sorting and grouping on the site of source and in storage. There are three fractions of grinding vvaste produced vvhen grinding steel. Coarse fraction is pureiy metallic and has already been used in steelmaking. Tvvo other fractions composed of fine iron povvder, corund and povvdered particies of worn-out grinding vvheels have not yet been utiiized. Grinding vvaste containing oil and emulsion are not used either. Hovvever, investigation is being continued to obtain pure metallic material vvhich could be subse-quentiy pelletized or pressed into usable briquettes. proizvodnjo jekla. Rezultati so zelo vzpodbudni, tako da bo z raziskavami treba nadaljevati. ZAKLJUČKI V slovenskih železarnah nastane letno približno 24000 ton škaje, 7000 ton odstružkov in 10000 ton odbruskov. Osnovni pogoj, da se lahko uporabijo v talilnih agregatih, je ta,,da jih je potrebno razdeliti že na izviru nastanka po skupinah na osnovi posameznih in podobnih elementov. Njihova predelava je pomembna iz dveh razlogov, in sicer ekonomskega in ekološkega. Škaja se zelo uspešno uporablja kot vložek v elektro-obločni peči namesto rude. Prinaša s seboj železove okside Fe203 in FeO, kar zelo ugodno vpliva na razfosfo-renje taline. Železov oksid iz škaje pomaga tudi raztapljanju CaO v žlindri, tako da se dobi tekoča aktivna žlindra. Uporablja se tudi za desiliciranje sive litine namesto sintetičnih mešanic različnih oksidov in kot dodatek v mešanico za sintranje železovih rud. Ostružki se že uporabljajo kot vložek v različnih talilnih agregatih, čeprav so težave pri ločevanju na mestu nastanka in v skladišču. Pri brušenju jekel nastajajo tri frakcije odbruskov. Groba frakcija, ki je praktično čista kovina, se že uporablja pri proizvodnji jekla, toda ostali dve drobni frakciji, ki sta sestavljeni iz finega železovega prahu, korunda in ostankov brusnih plošč, se ne uporabljata. Nekateri odbruski vsebujejo tudi olja in emulzije in se tudi ne uporabljajo, vendar se raziskave na tem področju nadaljujejo, da bi se dobila čista kovinska substanca, ki bi se potem briketirala ali peletirala. LITERATURA/REFERENCES 1. J. P. Morgan. D. J. Shellenberg: Hot Band Pickle-Patoh: Its Cause and Elimination, Journal of Metals. 1965. 1121 — 1125 2. L. Kosec: Škajanje jekel in oprijemljivost škaje. Poročilo Metalurškega inštituta, Ljubljana, 1974 3. N. Smajič, J. Arh, B. Arh: Razfosforenje v električni obločni peči, Poročilo Metalurškega inštituta. Ljubljana. 1987 4. L. Lamut, F. Mlakar, V. Tucič: Znižanje silicija v talini za trde valje, Poročilo FNT, VTOZD Montanistita. Odsek za metalurgijo, Ljubljana, 1984 5. D. Ameling, R. Baum, S. Kohle. H. W. Kreutzer: Entvvick-lungsrichtungen bei der Stahlerzeugung in Lichtbogenofen, Stahl und Eisen, 1981. 4. 27-37 6. J. Agst: Dritte Duisburger Recycling-Tage, 1988. 177—206 7. G. Todorovič, J. Lamut, V. Rakovec, G. Manojlovič. S. Ko-vačič, J. Apat: Uporaba lastnih odpadnih surovin za vložek pri izdelavi jekla, Poročilo Metalurškega inštituta. Ljubljana, 1988 1. J. P Morgan. D. J. Shellenberg: Hot Band Pickle-Patch: Its Cause and Elimination. Journal of Metals. October 1965. 1121-1125. 2. L. Kosec: Scalling of Steel and Scale Adherence to Steel Surface. Report of Metallurgical Institute. Ljubljana. 19/4. 3. N. Smajič, J. Arh. B. Arh: Dephosphorization in Electric Are Furnace, Report of Metallurgical Institute, Ljubljana, 1987. 4. L. Lamut, F. Mlakar. V. Tucič: Desiliconizing of Iron Melt for Hard Rolls. Report of FNT, VTOZD Montanistika. Department for Metallurgy. Ljubljana, 1984. 5. D. Ameling, R. Baum, S. Kohle and H. W. Kreutzer: Entwick-lungsrichtungen bei der Stahlerzeugung in Lichtbogenofen. Stahl und Eisen. 1981, 4. 27-37. 6. J. Agst: Dritte Duisburger Recyciing-Tage. 1988. 177—206. 7. G. Todorovič, J. Lamut. V. Rakovec. G. Manojlovič. S. Ko-vačič, J. Apat: The Usage of Own Waste Material in Steei-making. Report of Metallurgical Institute. Ljubljana. 1988. Vključki v proizvodni Uniji bram, kvalitete Al 99,0 On Inclusions in Al 99.0 Grade Slab Ingot Production Line B. Breskvar*1, M. Pristovšek*2, M. Jakupovič*3, B. Čeh*2 UDK: 669.71-412:620.192.45 ASM/SLA: A1a, 5—59, 9—69 Absolutna vsebnost vključkov v aluminiju je večkrat manjša kot v jeklu, vendar pogosto že nekaj vključkov na enoto prostornine lahko poslabša kvaliteto aluminija. Količina, velikost in kvaliteta vključkov pa opredeljujejo njihovo vplivnost in omogočajo ustrezna ukrepanja za njihovo zmanjšanje. 1. UVOD Kvaliteta aluminija in aluminijskih zlitin je poleg kemične sestave in mehanskih lastnosti odvisna tudi od vsebnosti vključkov, ki so kovinskega in nekovinskega porekla. ter od vsebnosti vodika. Sistematične preiskave' izvora in količine vključkov v procesu proizvodnje aluminija, ki so bile izvršene v TGA — Kidričevo, so že pred leti opredelile kvalitativno in kvantitativno kontaminacijo aluminija v posameznih fazah proizvodnih procesov. Novejši proizvodni postopki in kvalitetne zahteve, ki so se bistveno spremenile, pa so bile povod za ponovne raziskave vključkov v aluminiju. Poudarek našega dela je na nekovinskih vključkih, ki smo jih opazovali v okviru obširnega dela2, predstavljamo pa delo in rezultate spremljanja vključkov v posameznih fazah proizvodnje, od elektrolize do polproiz-voda. 2. IZHODIŠČA IN CILJI Nekovinski vključki (v nadaljevanju teksta vključki) so nujna, vendar neželjena posledica proizvodnih procesov in nastajajo (oksidacija) ali pa jih vnašamo (elektrolizni procesi, dodatki, atmosfera, obloge peči. loncev in žlebov) v talino od elektrolize do ulitega polproizvoda. Pri danih oziroma razpoložljivih tehnoloških možnostih ter postopkih sta količina in velikost vključkov odvisni predvsem od dosledne izvedbe vseh tehnoloških normativov v procesih proizvodnje. Zaradi tega smo namenoma analizirali kvantiteto in kvaliteto vključkov pri ustaljenih tehnoloških parametrih in izvedbah, ne da bi pri spremljanju in odvzemanju vzorcev kakorkoli vplivali na procese. V svetu so za določevanje vključkov v aluminiju razvili več metod, vse so specifične in zahtevajo posebno opremo oziroma razvito metodologijo. Njihov cilj je čim enostavnejša in hitra določitev količine, sestave in velikosti vključkov v znani količini kovine. "1 Bojan Breskvar, dipl. ing. met., SŽ — Metalurški inštitut Ljubljana, Lepi pot 11, 61000 Ljubljana *2 TGA Kidričevo *3 Metalurški inštitut Ljubljana Absolute amount of nonmetallic inclusions in aluminium is often lovver than in steel. however. a few inclusions per unit of volume can atready impair the quality of aluminium. The amount. size and sort of inclusions deter-mine theirs influence as well as the measures to be taken against them. 1. INTRODUCTION Besides the chemical composition and mechanical properties. the amount of inclusions (metallic, nonmetallic and gas — hydrogen) also influences the quality of aluminium and its alloys. Systematic investigations (1) of sources and amount of inclusions in aluminium production line carried out a couple ofyears ago in TGA Kidričevo res u I te d in qualita-tive and quantitative determination of the contamination of aluminium in particuiar production stages. Nevver production processes and quality demands. vvhich have undergone essential changes made it necessary to investigate inclusions in aluminium once again. The main object of our extensive work (2) vvere nonmetallic inclusions. The present report gives description of the work and results of investigation of inclusions in aluminium in particuiar production stages from eiectrolysis to semi products. 2. WORKING HYPOTHESES AND AIMS OF INVESTIGATION Nonmetallic inclusions are unavoidable and unde-sired conseguence of production processes. The inclusions are generated or introduced in aluminium (through oxidation. e/ectrolysis. additions. atmosphere. refractory lining) from electro/ysis to čast semi product. The amount and size of inclusions for a given technology and available technical facilities depend mainly on strict obe-dience of ali prescribed technological procedures. Therefore. the qualitative and quantitative analysis of inclusions was carried out during the t ime of normal production i. e. at standard production conditions vvithout any special or provisional measures for sam plin g in order to prevent from interferring vvith routine production process. Several methods have been developed for determination of inclusions in aluminium. Ali the methods are specific and require special equipment and a specially developed technique. The ultimate aim of ali these methods is to determine the amount. composition and size of inclusions in a knovvn weight of aluminium as quick and simple as possible. The separation of inclusions is performed by centri-fugation (5) or filtering (6) of remelted samples or by Izolacija vključkov se izvrši s centrifugiranjem5 ali filtriranjem6 ponovno raztaljenih vzorcev ali pa s kemičnim raztapljanjem in izolacijo (brom-etanol). V zadnjem času se uveljavlja in ponuja7 8 posebna preizkuševalna naprava, ki omogoča hitro določitev količine vključkov. V TGA — Kidričevo so pred našimi raziskavami začeli preizkušati in uvajati posebne metode. Postopek je TGA — Kidričevo predložil dr. J. Langervveger, zato ga poimenujemo kar Langerwegerjeva metoda3 ali kratko L-metoda. Omogoča3 makroskopsko opazovanje in razvrščanje vključkov, večjih kot 30 um po anodni oksidaciji, z diamantnim nožem obdelane večje površine (okrog 150 cm2) na poseben način v bakreno kokilo ulitega vzorca. Rezultati raziskav3 količine in velikosti vključkov v kvaliteti aluminija za rondele niso opravičili pričakovane uporabnosti in zanesljivosti L-metode. Zato smo vzporedno preverili njeno zanesljivost v primerjavi s klasično metalografsko metodo, dopolnjeno s kvalitativnimi rezultati analiz vključkov na elektronskem mikroanalizatorju. To metodo, ki je izredno zahtevna (veliko število vzorcev), smo uporabili, ker nimamo drugih aparativnih oziroma izvedbenih možnosti. Za poenostavitev dela in zanesljivejše rezultate smo predvideli določevanje količine. vrste in velikosti vključkov s pomočjo faznega diskriminatorja in računalniške obdelave rezultatov. Nobena metoda nima absolutne prednosti, saj je v končni fazi potrebna tudi kvalitativna analiza vključkov. Za vse metode velja, da so najpomembnejši pravilno izbrani in ustrezno pripravljeni vzorci, ki morajo predstavljati pravo povprečje. To povprečje, preneseno na velikost posamezne šarže agregata, polizdelka in izdelka, pa lahko zaradi naključnosti dogajanj med procesi ne daje povprečne slike o dejanski kvaliteti. Po objavljenih podatkih3 5 6 in po rezultatih naših raziskav sloni ocena vključkov na količini in vrsti, manj pa na velikosti. Pogosto se navajajo odvisnosti med količino vključkov, ki nastopajo v posamezni fazi proizvodnih procesov ali pa po sestavi oziroma vrsti, katero karakte-rizira značilna oblika in pogosto tudi velikost. Tako se prikazujejo npr. oksidni vključki kot kožice ali delci Al203, karbidi značilnih drobnih ostrih oblik delcev, ki pogosto nastopajo v skupkih, boridi in titanati aluminija ter preostali kompleksni vključki različnih sestav in velikosti. Glede na učinke vključkov pri predelavi in uporabi aluminijskih zlitin smo dali poudarek velikosti in številu vključkov. Za mejo smo izbrali velikost vključkov 10 (im, ker manjši vključki tudi pri nadaljni predelavi v folije ne morejo povzročati značilnih napak in s tem vplivati na kvaliteto. Nadalje smo na osnovi rezultatov kvalitativnih analiz in značilnih oblik nastopanja posameznih vrst vključkov ocenili prevladujoče vrste in vrstni red nastopanja po količini. Za tovrstno predstavitev smo se opredelili šele po kvalitativnih analizah, saj so rezultati značilnih oblik vključkov pogosto pokazali popolnoma drugačno sestavo oziroma vrsto vključkov, kot bi sklepali na osnovi opazovanja v mikroskopu (oblike, barve in pogostost nastopanja). Prav tako je bila pogosto pri kompleksnejših vključkih zaradi različnih sestav onemogočena natančna razvrstitev glede na značilne vrste (oksidi, karbidi itd.), kar še dodatno poveča zanesljivost rezultatov uporabljene metode. 3. DELO IN REZULTATI 1. Podatki o šarži, vzorčevanju in pripravi vzorcev Na proizvodni liniji bram smo spremljali tri šarže, analizirali pa smo vzorce tretje zaporedne šarže. Za kemične in metalografske analize smo vzorce posameznih chemical dissolving and separation (with bromine-etha-nol). Recently a special equipment has been avaitabte (7. 8) for rapid determination of the amount of inclu-sions. TGA Kidričevo started to test the method proposed by dr. J. Langervveger before our vvork vvas started. Langervveger's method (L-method) utiiizes macroscopic observation (3) and classification of inclusions iarger than 30 micrometers after anodic oxidation of sample surface (about 150 cm2). The sample is prepared by especial casting in copper mould. The surface is cut by diamond tool and subjected to anodic oxidation. The previous investigation (3) had not confirmed the expected reliability and usefu/ness of L-method for determination of the amount and size of inclusions. Therefore its reliability vvas examined by a comparative test vvith classic meta/lographic method supplemented vvith quaiitative analysis of inclusions by electron micro probe. This impracticai method vvhich requires high number of samples vvas used since no other vvas avail-able. To simplify the operation and improve reliability the phase discrimination facility and computerized analysis of results vvas utilized. Neither method has definite and absolute advantage since at the en d qualitative analysis of inclusions is also needed. Proper sampiing and sample preparation are most important for aH the methods. Even really repres-entative samples in respect to the vveight of heat. semip-roduct and product may not offer average data on true quality due to the randomness of variations in process line. According to references (3. 5. 6) estimation of inclusions is based mainly on the amount and type of inclusions and in a lovver degree on the size. The amount of inclusions and the type viz. composition of inclusions which is reflected by a characteristic shape and often size observed in a particular production stage are common methods. Oxide inclusions are referred to as films or Al203 particles. carbides as characteristic fine grained angular particles occurring often in clusters. the presence of aluminium borides. titanates and other com-plex inclusions of various composition and size have been observed. As regards inclusion influence on processing and application of aluminium alloys the number and size of inclusions are emphasized. We have taken 10 um as significant size limit since smalier inclusions can not cause characteristic defects and diminish the quality of Al folia. Based on results of qualitative analysis and char-acteristical appearance the prevailing type of inclusion vvas determined. According to the amount inclusions vvere classified in decreasing order. Very often the results of qualitative analysis did not agree vvith our expectations based on microscopic observation of shape. color and frequency. Complex inclusions due to different compositions frequently could not be precisely classified in respect to characteristic types (oxide, car-bide. etc) vvhich additionally increased reliability of the used method. 3. EXPERIMENTAL 1. Data on the Heat, Sampiing and Sample Preparation Three subsequent heats vvere investigated from the start to the end of slab ingot production line. Samples čast in cold metal mould for quantometer probe vvere taken from different production stages of the third heat. Since previous investigation shovved that the highest average amount of inclusions vvere observed on cross-section at 1/3 sample height the same cross-section of aH samples vvere subjected to microscopical investiga- faz proizvodnega postopka ulili v hladno kovinsko kokilo, ki se uporablja za kvantometrske vzorce (gobice). Na osnovi rezultatov analiz in preverjanj treh značilnih presekov smo vzeli za analize vključkov prečni presek na približno eni tretjini višine vzorca, ker je pokazal največjo povprečno količino vključkov v posameznih vzorcih. Preiskovani presek površine 4,9 cm2 je ugoden tudi s stališča meritev, saj smo najpogosteje z 20 vidnimi polji v optičnem mikroskopu, ki pri 200-kratni povečavi obsegajo premer 1 mm. zajeli področja vzorca od sredine do zunanje površine. Pri drobnih vključkih pa smo pri 500-kratni povečavi ustrezno povečali število meritev. V tabeli 1 navajamo glavne značilnosti šarže, posamezne faze in oznake. Ce v tabeli 1 ni posebej navedeno, predstavljajo rezultati metalografskih preiskav posamezne faze povprečne vrednosti treh vzorcev, s tem da so bili vzporedno odvzeti vzorci za kemične in metalografske preiskave ter L-vzorci. Načrtovano in doseženo kemično sestavo preiskovane šarže prikazujemo v tabeli 2 Za pripravo metalografskih vzorcev smo uporabili lastni postopek: brušenje, ultrazvočno čiščenje, večkratno predpoliranje in poliranje z diamantnimi pastami brez poliranja z glinico. Tabela 1: Faze tehnoloških procesov in podatki za linijo proizvodnje bram, kvalitete Al 99,0 (AF 10) f^p3^3 Obrata: Elektroliza in Livarna ®'1 Šarža št. 4898. masa 6-7 t Elektroliza: 0 Med črpanjem 6 loncev iz 6 elektroliznih celic Rezultati faze 0 na sliki 1 so povprečne vrednosti 6x3=18 vzorcev Prevoz taline v livarno Livarna: 1 Pred izlitjem taline v rafinacijsko-livno peč so bili iz loncev odvzeti po trije vzorci Rezultati faze 1 na sliki 1 so povprečne vrednosti 9 vzorcev 2 Po legiranju Fe/Si= 1/3,0—3,5 3 Po rafinaciji 4 Po degazaciji 5 Po odstajanju 2h in na začetku litja bram 6 Približno na sredini litja 7 Na koncu litja to/7. The cross-section area of 4.9 cm' is favorable since 20 observation fields which at 200 X magnification means 1 mm diameter vvere often enough to cover the vvho/e distance from samp/e centre to the outer surface. When deaiing vvith fine inclusions the number of observation fields was adequateiy increased to correspond to 500 X magnification app/ied. The main characteristics of the heat, particular production stages and marks used are given in Table 1. Results of meta/lographic investiga-tion are average vaiues of three samples taken from each production stage if not othervvise stated. The paral-iei sampting for chemical, meta/lographic and L-method of investigation was used. Aimed and actuai composi-tion of the heat can be seen in Table 2 Meta/lographic samples vvere prepared vvithout the use of a/umina as po/ishing means. The method we have developed in d ude s grinding. ultra so und cleanning, mul-tiple prepoiishing and final po/ishing vvith diamond paste. Table 1: Technologic stages and da ta on slab ingot production line — Al 99.0 (AF 10) grade. Staae and samote Works: E/ectro/ysis and Foundry. Heat Nr. 4898. mark weight 6-7 tons Electrolysis 0 Transport of melt from 6 celiš by 6 ladles to foundry Results in fig. 1 are mean of 6x3= 18 samples 1 Foundry Before pouring to refining furnace. Three samples from each ladle vvere taken. Results presented in fig. 1 are mean vaiue of 9 samples. 2 Afteraiioying Fe/Si = 1/3.0—3.5 3 After refining 4 After degassing 5 After 2 hrs stay before of slab ingot casting 6 Approx. in the middie of casting 7 A t the end of casting. Table 2: Chemical composition (wt. %) Si Fe Mg Mn Zn Ti B Prescribed maxim. 0.13-0.200.40-0.60 - 0.05 0.07 - - TGA 0.14 0.47 traces 0.006 0.009 0.002 Stage 5-MI 0.15 0.47 0.001 0.003 0.021 0.002 0.0010 Tabela 2: Kemične analize aluminija Vsebnost elementov v mas. % Si Fe Mg Mn Zn Ti B Predpis max. 0,13-0,20 0,40-0,60 - 0,05 0,07 TGA 0.14 0,47 sled 0,006 0,009 0,002 Faza 5-MI 0,15 0,47 0,001 0.003 0,021 0.002 0,0010 2. Rezultati, količine, velikosti in vrste vključkov Količino, vrsto in velikost vključkov smo poskušali določiti s pomočjo faznega diskriminatorja in račuialr -ške obdelave rezultatov. Po več poskusih in določitvi optimalnih parametrov se je izkazalo, da so rezultati nezanesljivi zaradi nemogoče zagotovitve enake kvalitete površine vseh vzorcev (raze in sekundarni vključki — zrna brusnega papirja in ostanki diamantnih past, prašni delci in ostanki topil). Predvsem pa smo to metodo opustili zaradi slabe razločitvene sposobnosti pri razmejitvi med fazami, to je med kovinskimi in nekovinskimi vključki. 2. Results After determination of optimum parameters and a number of tests to determine the amount, type and size of inclusions by the use of phase discrimination facility and computer analysis it was found that reliable results could not be obtained because of different quality of samp/e surfaces (imperfect po/ishing. secondary inclusions — grains of emery paper. remnants of diamond pastes and solvents. povvder particles, etc.). Hovvever, the method was abandoned mainly because of poor res-olution of phases i. e. its inability to differentiate meta/lic from non-meta/lic inclusions. The amount and size of inclusions for particular production stage and in depen-dence on tirne are given in Fig. 1 Deviation of the mea-sured and calculated average vaiues of samples for a particular stage was ±12%. Because of tirne depen-dence the number of inclusions per cm2 for particular stage in Fig 1. is given in a continuous form. i. e. as a curve, although they are not continuous naturally. The most frequent composition of the characteristic inclusions vvhich vvere quaiitativeiy analysed are given in Table 3 in decreasing order of frequency. The given Količino in velikost vključkov za posamezne faze in odvisnosti od časovnega poteka predstavljamo na sliki 1. Izmerjene in izračunane povprečne vrednosti so odstopale pri vzorcih posamezne faze ±12 %. Na sliki 1 smo število vključkov posameznih faz zvezno povezali zaradi časovne odvisnosti, čeprav so podane odvisnosti nezvezne. V tabeli 3 navajamo po vrstnem redu najpogostejše sestave značilnih vključkov, ki smo jih kvalitativno analizirali. Sestava vključkov v tabeli 3 je relativna. Glede na ugotovljene kompleksnosti sestave in različne porazdelitve elementov v samih vključkih ter pogosto majhno velikost je bilo v večini primerov (razen pri enostavnih, toda redkih vključkih, npr. Al203, AI4C3, TiB2) nemogoče določiti natančno sestavo. Zato smo označili sestave kar po ocenjeni količini in zaporedju nastopanja elementov v posamezni vrsti vključka. Nekatere sestave vključkov bi lahko priredili poznanim stehiometričnim razmerjem spojin. Takšni prikazi pa bi lahko zavajali, saj natančne mineraloške sestave ni mogoče izračunati, ker ni na razpolago ustreznih kalibracijskih standardov. Pri pogostih kompleksnih vključkih smo ugotovili, da včasih aluminij in kalcij močno nihata ter menjata vrstni red ali pa da eden od obeh manjka. Podobne primere smo našli tudi pri drugih vključkih, kjer v oklepaju navajamo mejne koncentracije elementa, določene s točkovno analizo. Tabela 3: Zaporedje pogostosti nastopanja in sestave vključkov proizvodne linije bram Vključki, velikosti do 10 od 10 do 55 jim Elektrolizni aluminij, AI4C3 CaAlOC faza 0 in 1 SiAlC CaSiOC A1203 Po dodatku legirnih AICa(0)C AICa(0)C elementov, AICaTiOC(FeSi) CaSiOC faza 2 Al203 CaSiOj TiB2 Al203 Sredina in konec litja, CaAlC Al203 fazi 6 in 7 AlCaSi AISi AICaKSCIOC AlCaSiOC AI2O3 AlTiV E o cr in E o V> >o o a > ~o > O) CDKLO XI E 13 Z 1000 500 100 50 10 0.5 Time (hr) Čas(h) Faza : ( Stage X-X 2-10 pm o-o > 2 gm = 1 : " ; J_^ \x " ; i i i i 1 1 1 - 1 2 0©(3)© 5 6 © (7) Opomba: Rezultati predstavljajo kvalitativne analize površine presekov vzorcev (4,9 cm') posamezne faze. Vključki Al203 so večinoma amorfni do velikosti 10 um (delci ali skupki), nad to velikostjo pa korundni in so le redko združeni z manjšimi delci amorfnega Al203 (oksidne kožice ali glinice). 3. Rezultati L-metode Od številnih vzorcev, ki so bili pripravljeni v TGA, pri nas pa analizirani, smo lahko samo v nekaj primerih določili primarne vključke. Ocena rezultatov opravičuje trditev, da L-metoda ni dala pričakovanih rezultatov, čeprav smo dodatno osvojili tudi tehniko kvalitativne analize vključkov v anodno oksidirani plasti. V TGA so s to metodo dobili že dobre rezultate4 o vsebnosti vključkov v različnih fazah proizvodnje. Vzrok za razliko so lahko tudi kompleksne sestave vključkov, ki jih literatura3 ne omenja. 4. Analiza rezultatov Vsebnosti in velikosti vključkov na sliki 1 ne moremo direktno primerjati z literaturnimi podatki, ker le-ti v večini veljajo za vključke, večje od 30 jim iz različnih faz in določeni po različnih postopkih. Številčnost in natančnost naših rezultatov pa dovoljuje naslednje ugotovitve: Slika 1: Povprečna vsebnost vključkov na enoto površine vzorcev preiskovanih faz proizvodnih postopkov izdelave bram Fig. 1: Average amount of inclusions per sq. cm of sample surface compositions are relative since in the majority of cases, except for simple but rare (Al203, AI4C3, TiBs) inclusions it was not possibie to determine the exact composition because of fine size, compiex composition and different element distribution. Therefore. the compositions are marked on the basis of estimated amount and order of appearance of element s in parficular inclusion. Some compositions established in this way couid be asso-ciated to stoichiometric formula of knovvn compounds. Hovvever, it vvould be misleading since preči se mineral-ogic composition can not be calculated (e. g. nonstoichi-ometric compositions) and because of nonavailability of calibration standards. In complex inclusions strong var-iations in Al/Ca ratio was frequently observed. In extreme cases one of the elements was ei/en absent. Similar phenomena vvere observed at other inclusions also. In that čase boundary values determined by spot analysis are given in brackets. Table 3: Type of inclusions in decreasing order of the fre-quency of occurrence Production stage Inclusion size < 10 um > 10< 55 um Electrolytis Al ai4c3 CaAlOC Stage 0 and 1 SiAlC CaSiOC a1203 After alloying AICa(0)C AiCa(0)C Stage 2 AICaTiOC(FeSi) CaSiOC ai2o3 CaSi03 TiB2 ai2o3 Middle and end CaAlC ai2o3 of casting AlCaSi AISi Stage 6 and 7 AICaKSCIOC AlCaSiOC ai2o3 AiTiV Remark: Ai203 inclusions of < 10 jim size are mainly amor-phous (particles or dusters), > 10 um are corundum rareiy associated vvith finer amorphous Al203 (oxide film). Results vvere obtained by quaiitative analysis of sampies taken from part/cular production stage. Cross-section area of sampies was 4.9 sq. cm. — Absolutne vsebnosti vključkov v vseh preiskovanih fazah so višje, kot jih zasledimo v literaturnih podatkih. ki pa ne zajemajo vseh velikosti niti kvalitet. Večje vsebnosti lahko pripisujemo tudi specifičnemu vendar enakemu načinu odvzemanja vzorcev pretežno od površine talin in od stene peči, loncev oziroma žlebov. — Količina vključkov je po vseh proizvodnih fazah višja kot v aluminiju iz elektrolize, predvsem pa se poviša vsebnost večjih (škodljivejših) vključkov, ki večinoma sledi znanim zakonitostim. — Relativno visoka vsebnost vključkov na začetku ulivanja je najverjetneje posledica premajhnega časa odstajanja. ki podaljšan rezultira v najmanjši količini v sredini ulivanja. Ponovno povečanje na koncu ulivanja (šarže) pa je najverjetneje posledica večje koncentracije vključkov v zadnji talini. — Največji vpliv na zmanjšanje vključkov ima čas odstajanja, kar potrjuje tudi manjše zmanjšanje števila vključkov neposredno po rafinaciji in degazaciji (fazi 3 in 4). Upravičeno bi bilo podaljšanje odstajanja vsaj na tri ure. — Prevoz taline iz elektrolize (stresanje) zmanjša količino vključkov, v kasnejših fazah pa se vsebnost vključkov poveča in se zmanjšajo pod začetno količino le drobni vključki (pod 10 um) v sredini in na koncu litja. — V vseh fazah tehnoloških proizvodnih postopkov so v najbolj škodljivi velikosti in količini zastopani razni kompleksni vključki. ki vsebujejo kalcij (tabela 3). Na drugem mestu so vključki kurunda, ki so pogosto združeni s kalcijevimi kompleksnimi vključki in manjšimi delci ali gručami amorfnega Al203 (oksidna kožica ali pena). Sestavine vključkov, ki vsebujejo kalcij (karbidi, kloridi, oksikarbidi. sulfid) reagirajo z vodo pri mokri pripravi vzorcev in je to verjetno poleg njihove krhkosti glavni razlog netočnih identifikacij v preteklosti. Dodatni razlog pa je lahko, da tovrstnih vključkov tudi ne navaja strokovna literatura. — Večji vključki s kalcijem izhajajo že iz elektroliz-nega aluminija (Tabela 3) ter se z nadaljnimi procesi povišujejo. Zato sklepamo, da je najverjetnejši dodatni izvor teh vključkov iz obzidav loncev, peči, žlebov in liv-nih nastavkov. 4. ZAKLJUČEK V tem delu smo preiskali in določili količino, velikost in sestavo vključkov, ki nastopajo v posameznih fazah proizvodnih postopkov izdelave bram, kvalitete Al 99,0, iz elektroliznega aluminija klasične elektrolize v TGA Kidričevo. Rezultati preiskav so pokazali, da se je iz dosedaj nepojasnjenih razlogov L-metoda izkazala neuporabna v vseh fazah dela. Nekoliko nepričakovano smo našli v vključkih predvsem mnogo kalcija oziroma vključkov s kalcijem, pogosto kompleksnih in različnih sestav, ki jih strokovna literatura ne navaja. Zanimivo je, da smo le poredko zasledili enostavne vključke (oksidi, karbidi, boridi, titanati itd.), ki se normalno navajajo v literaturi. Elektrolizni aluminij s tehnološkimi procesi očistimo oziroma zmanjšamo samo drobne vključke (pod 10 (im), onečistimo pa ga predvsem z večjimi škodljivejšimi vključki. 3. Results of L-method In samples prepared at TGA primary inclusions vvere determined in a very fevv cases. It was concluded that results of L-method vvere far from expectation. Hovvever, it helped us to develop the technique of quaiitative anal-ysis of inclusions in anodic oxidized iayer. It should be mentioned that L-method gave satisfactory results in previous investigation (4) at TGA. Consequently one among reasons for poor success of L-method in this investigation can be the compiex composition of observed inclusions not mentioned in literature (3). 4. Analysis of Results The amount and size of inclusions seen in Fig. 1 can not be directiy compared vvith reference data since they hold for inclusions from different phases. iarger than 30 um and investigated by various methods. Hovvever, the number and accuracy of our results make it possible to dravv follovving conclusions: — Absolute amount of inclusions in aH production stages are higher than reported in literature, vvhich do not include neither ali sizes nor aH grades. Higher amounts can be attributed to the specific sampling method-sampies vvere always taken mainly from melt surface and in the vicinity of furnace and ladle vvalls. — The amount of inclusions in aH production stages is higher than in e/ectrolysis. First of aH the amount of Iarger (harm) inclusions increases vvhich follovvs the knovvn rules. — Comparatively high amount of inclusions at the start of casting is probably due to short staying of melt in ladle before casting. Longer staying results in the lovv-est amount of inclusions in the middle of casting. A rise at the end of casting is most probably caused by a higher concentration of inclusions in melt at the end of casting. — The staying of melt in ladle before the casting exerts strongest influence on decrease in the amount of inclusions. Only slight decrease in the number of inclusions is observed immediately after refining and degass-ing (stages 3 and 4). An increase in staying to at least 3 hrs should be justified. — Transport of melt from electrolysis diminishes the amount of inclusions due to associated shaking. Hovvever, in later stages the amount of inclusions increases except for fine inclusions (< 10 um) the amount of vvhich decreases in the middle and at the end of casting. — In ali technologic stages various complex inclusions containing CaO (Table 3) are present in the most harmfui size and amount. Second are inclusions of cor-undum type vvhich are often bonded vvith calcium com-plex inclusions and finer particles or clusters of amor-phous Al203 (oxide film or foam). Compounds of calcium base d inclusions (carbide s, chlorides, oxycarbides, sulphide) react vvith vvater during wet sample preparation vvhich is probably main cause, besides their brittleness, for inaccurate identification in the past. Another reason can be that this kind of inclusions has not been reported of in literature. — Bigger inclusions vvith calcium come from elec-trolytis aluminium a!ready (Table 3). Their amount further increases in the course of technological process. There-fore, it can be concluded that the most probable addi-tional source of this inclusions is refractory lining of ladles, furnaces, nozzles, spouts etc. 4. CONCL USION The amount, size and composition of the inclusions occurring in particuiar technologic stages of A/ 99.0 grade slab ingot production line from electrolytic Al (classic e/ectro/ysis) at TGA have been investigated and de term in ed. Results have shown that L-method, for unknown rea-sons, was not successfu/ in aH investigation stages. Somewhat surprisingly caicium type inclusions, fre-quently of complex and various composition not men-tioned in literature were found. Simpie inclusions (oxides. carbides, borides. titanates, etc) described and considered in literature ivere rarely observed. The amount of only fine (< 10 um) inclusions is reduced through technoiogic processing of electrolytic aluminium. hovvever, the amount of bigger and more harmful inclusions is increased. LITERATURA/ REFERENCE 1. B. Zalar, L. Kosec, M. Pristovšek, I Banič: Optimizacija procesa pridobivanja aluminija — Analiza kvalitete in kvantitete vključkov pri proizvodnji in predelavi, Poročilo Metalurškega inštituta, Ljubljana. N. 955 (81-066), 1981 2. B. Breskvar, M. Pristovšek. B. Čeh, M. Jakupovič: Vključki v aluminiju in aluminijskih zlitinah, Poročilo Metalurškega inštituta, Ljubljana, N. 86-062, 1987 3. J. Langervveger: Vorchlage fur Metoden und Prufeinrichtun-gen zur Ermittlung von nichtmetallischen Einschlussen in VVerk TGA »Boris Kidrič« Jugoslavien, Profilex. Bericht Nr. 2/85 (Projekt Nr. C 84), 1985 4. Z. Tominc, M. Berhame: Poročilo o vsebnosti nekovinskih vključkov primarnem aluminiju, TGA — Predelava aluminija. Kidričevo, 1985 5. J. Simensen: Sedimentation Analysis of Inclusions in Aluminium and Magnesium, Metallurgical Transaction B, vol. 12 B. 1981. 733—743, 6. D. A. Bates, L. C. Hutter: An evalution of Aluminium filtering systems using a vaccum-filtration sampling device, Light Metals, 1981, 707-721, 7. S. A. Levy: Aplication of the Union Carbide particulate Tester, Light Metals, 1981, 723-733 8. S. Kuyucak, R. I. L. Guthrie: On the measurement of inclusions in copperbades melts, Canadian Metallurgical Quarterly, 28, Januar—March 1989, 41 -48 1. B. Zalar, L. Kosec, M. Pristovšek, I. Banič: Optimising of Aluminium Production — Analysis of the Quaiity and Quantity of Inclusions in the Production and Processing. Report of Metallurgical Institute. Ljubljana. N. 995(81-066). 1981. 2. B. Breskvar. M. Pristovšek. B. Čeh. M. Jakupovič: Inclusions in Aluminium and Aluminium Alloys. Report of Metallurgical Institute. Ljubljana. N. 86—062. 1987. 3. J. Langerweger: Vorschlage fur Methoden und Prufeinrich-tungen zur Ermittlung von nichtmetalischen Einschlussen in VVerk TGA 'Boris Kidrič", Jugoslavvien, Profilex. Bericht Nr. 2/85. (Projekt Nr. C 84), 1985. 4. Z. Tominc. M. Berhame: Report on the Amount of Nonmetal-iic Inclusions in Primary Aluminium. TGA — Processing of aluminium. Kidričevo. 1985. 5. J. Siemensen: Sedimentation Analysis of Inclusions in Aluminium and Magnesium, Metallurgical Transaction B. 12, B 1981. 733—743, 6. D. A. Bates. L. C. Hutter: An Evaluation of Aluminium Filtering System Using a Vacuum-FUtration Sampling Device. Light Metals. 1981, 707—721. 7. S. A. Levy: Application of The Union Carbide Particulate Tester. Light Metals. 1981. 723—733. 8. S. Kuyucak. R. I. L. Guthrie: On the Measurement of Inclusions in Copper-Based Melts. Canadian Metallurgical Ouar-terly, vol 28. Jan.-March 1989. 41—48. B. Ule*1, F. Vodopivec*2, M. Pristavec*3, F. Grešovnik*4 UDK: 620.192.49:621.785.72:669.14.018.258 ASM/SLA: Q26s, N8a, TSk Popustna krhkost utopnega jekla za delo v vročem s 5 % kroma Temper Embrittlement of 5 wt.-% Cr Hot Work Die Steel Raziskali smo vpliv parametrov popuščanja na udarno žilavostin lomne značilnosti utopnega jekla za delo v vročem Č.4751 s postmartenzitno mikrostrukturo. Prevladujoči dejavnik, ki kontrolira razvoj krhkosti, je segregiranje fosforja na mejah zrn in na drugih med-plastjih v kovini. Segregacijski učinek fosforja spremlja kosegregacija silicija skupaj s sočasno precipitacijo karbidov. 1. UVOD Orodno jeklo s sekundarnim utrjevanjem z 0,4 % C, 5 % Cr, 1,3 % Mo, 0,4 % V in 1 % Si (C.4751) se uporablja predvsem za orodja in utope, ki obratujejo pri povišanih temperaturah, ker združuje dobro obstojnost trdote z veliko obrabno odpornostjo, zadostno žilavost ter majhno občutljivost na pokanje v vročem. Jeklo Č.4751 kaže efekt sekundarnega utrjevanja, ako je popuščano pri temperaturah okrog 500° C, ugotovljeno pa je bilo tudi, da s pričetkom sekundarnega utrjevanja sovpada znaten padec žilavosti. Mehanizem pojava je povezan s precipitacijo karbidov MSC in MC iz martenzita, kot tudi z atermalno transformacijo zaostalega avstenita. Ugotovljeno je bilo1, da to krhkost lahko skoraj odpravimo z odstranjevanjem silicija iz jekla in zdi se, da je posledica vpliva silicija na precipitacijo karbidov med letvicami martenzita. Ako pa jeklo Č.4751 popuščamo nekaj ur v temperaturnem območju med 550° C in 600° C, opazimo določen zastoj v pričakovani evoluciji žilavosti2. Mikrostrukturni izvor te krhkosti do sedaj še ni bil zadovoljivo pojasnjen, zato smo ga podrobno raziskali. 2. EKSPERIMENTALNI DEL Majhno količino jekla Č.4751, trgovske kvalitete, smo pretalili v 20-kg vakuumski peči, ga ulili v ingot ter le-tega v vročem izvaljali v palico, premera 15 mm. Kemična sestava jekla je prikazana v tabeli 1. Tabela 1: Kemična sestava preiskanega jekla v ut. % C Si Mn P S Cr Mo V Al 0,39 0,93 0,30 0,023 0,014 5,86 1,12 0,28 0,038 *1 mag. Boris Ule, dipl. ing. met., SŽ — Metalurški intštitut Ljubljana, Lepi pot 11, 61000 Ljubljana *2 SŽ — Metalurški inštitut Ljubljana *3 Inštitut Jožef Štefan, Ljubljana *4 SŽ — Železarna Ravne The influence of tempering parameters on impact energy and fracture characteristics of Č.4751 hot work die steel with post-martensitic microstructure has been investigated. The dominant factor controlling the evolution of brit-tteness is the segregation of phosphorus on grain boundaries as well as on other interfaces in metat. The segregation effect of phosphorus is accompanied by cosegregation of silicon together with simultaneous car-bide precipitation. 1. INTRODUCTION Secondary hardening tool steel with 0,4 % C, 5% Cr, 1,3 % Mo, 0,4 %V and 1 % Si (Č.4751) is used primarily for tools and dies vvhich operate at eievated temperatures because it associates good hardness retention vvith high resistance to wear. sufficient toughness and iittie susceptibility to heat checking. Č.4751 steel exhi-bits secondary hardening effect when tempered around 500° C and a sharp drop in toughness, coincident vvith the onset of secondary hardening, was observed too. The mechanism involved is associated vvith precipitation of M6C and MC type carbides from the as-quenched martensite and also due to athermal transformation of retained austenite. It has been established1 that this embrittlement can be almost etiminated by removal of silicon and it seems that the embrittlement resulted from the influence of silicon on interlath carbide precipitation. But when Č.4751 steel is tempered at temperature range of 550° C to 600° C for a few hours some standstill in the expected evolution of toughness is observed2. The microstructure origins of this embrittlement have not been ctarified yet that is why we investigated them thoroughiy. 2. EXPERIMENTAL A small quantity of commerciai Č.4751 steel vvas remelted in a 20 kg vacuum-induction furnace, then it vvas čast in an ingot and hot-rolled to a 15 mm rod. The chemical composition of the steel is shovvn in Table 1 Table 1: Chemical composition of the investigated steel, wt. - % C Si Mn P S Cr Mo \/ Al 0,39 0,93 0,30 0,023 0,014 5,86 1,12 0,28 0,038 Charpy V-notch specimens vvere machined from the rod, vvhich was previously normalized and soft annealed Iz palice, ki je bila normalizirana in mehko žarjena 2 uri pri temperaturi 800° C, smo izdelali Charpyjeve pre-izkušance z V zarezo. Preizkušanci so bili v vakumski peči avstenitizirani 15 min. pri 960° C, kaljeni v toku plinastega dušika pri tlaku 0,5 MPa. nato dvakrat popuščeni po 2 uri pri 710° C, z vmesnim podhlajevanjem pri -196° C, ter nazadnje dodatno popuščeni v temperaturnem območju od 450 do 660° C 2 uri, 5 ur oziroma 24 ur, s končnim ohlajanjem v vodi. Merjenja žilavosti pri sobni temperaturi so bila opravljena z vsaj petimi Charpyjevimi preizkušanci za vsako temperaturo popuščanja, medtem ko je bila Brinellova trdota merjena na vsakem preizkušancu. Mikrofraktografske preiskave prelomnih površin Charpyjevih preizkušancev smo opravili z vrstičnim elektronskim mikroskopom JEOL JSM-35 (SEM), medtem ko smo mikrostrukturo preiskali s presevnim elektronskim mikroskopom JEOL FX (TEM), ki je bil opremljen z analizatorjem karakterističnih rentgenskih žarkov (EDS). Opravili smo tudi elektrolitsko izolacijo karbidov, izo-lat pa je bil analiziran z rentgensko difrakcijsko tehniko. 3. REZULTATI V diagramu na sliki 1 so prikazane odvisnosti med udarno žilavostjo in temperaturo dodatnega popuščanja, različno dolge čase popuščanih Charpyjevih V-preizku-šancev, ki so bili pred tem kaljeni ter dvakrat popuščeni pri 710° C, z vmesnim podhlajevanjem v tekočem dušiku. Podhlajevanje med začetnim dvojnim popuščanjem je bilo potrebno, da bi se izognili vplivu morebitnega zaostalega avstenita. Medtem ko trdota jekla ostaja navidezno neodvisna od parametrov popuščanja, pa Charpyjeva udarna žila-vost po 24-urnem popuščanju pri 600° C pade od začetnih 42 J na vsega okrog 20 J. Močan padec Charpyjevih vrednosti pri jeklu, ki je bilo 5 ur, zlasti pa 24 ur popuš-čano pri 600° C, je verjetno posledica razvoja reverzi-bilne popustne krhkosti, kot je bilo ugotovljeno v eni prejšnjih raziskav3. Segregacije, ki nastopajo pri reverzibilni popustni krhkosti, so ravnotežnega tipa. Začetna segregacija at 800" C for 2 hours. Specimens vvere then austenitized at 960°C for 15 min. in a vacuum furnace. quenched in a ftovv of gaseous nitrogen at a pressure of 0.5 MPa. tem-pered tvvice at 710° C for 2 hours vvith intermediate undercooiing at — 196° C, then additionaiiy tempered in a temperature range of 450° C to 660°C for 2 hours, 5 hours and 24 hours respectiveiy and finaiiy cooied in vvater. At ieast five Charpy V-notch specimens vvere tested at room temperature for each tempering temperature, whiie the Brine/1 hardness was measured on every speci-men. The m/crofractographic examination on fracture surfaces of Charpy specimens vvas carried out in the JEOL JSM-35 scanning eiectron microscope (SEM), vvhiie the microstructure vvas investigated in trans-mission eiectron microscope JEOL FX (TEM) equipped vvith energy dispersive spectroscopy (EDS). The electro-/ytic isolation of carbides vvas a/so carried out and the isotate vvas anaiyzed vvith X-ray diffraction technique. 3. RESULTS Charpy V-notch energy versus tempering tempera-tures curves as obtained for specimens additionaiiy tempered for various periods, after quenching and doubie tempering at 710° C vvith intermediate undercooiing in /iquid nitrogen, are shovvn in Fig. 1 Undercooiing in betvveen the initial doubie tempering vvas necessary to avoid the influence of eventua/ retained austenite. The hardness of steel remains virtually independent of the tempering parameters. vvhereas the Charpy V-notch impact energy drops from initial value of 42 J to onty about 20 J after tempering 24 hours at 600° C. The drastic drop in the Charpy values of steel after tempering for 5 hours but particularly 24 hours at 600°C is probably partly due to reversibie temper embrittlement. as established in one of eariier investigations3. The segregations involved in reversibie temper embrittlement are of equi/ibrium type. namely vvhen the ageing temperature is risen. the initial segregation rate increases follovving the temperature dependence of the buik diffusion coefficient, vvhiie the maximum i. e. steady Kaljeno in dvakrat popuščeno pri 710°C Ouenched and tempered twice at 710 °C Ponovno popuščano>-, Additionally tempered for ^ (5)" - IM hours,y hours and ^ hours respectively A50 500 550 Temperatura popuščanja v °C Tempering temperature (°C) Slika 1: Vpliv dodatnega popuščanja na trdoto in udarno žilavost jekla Č.4751, ki je bilo pred tem kaljeno in dvakrat popuščeno pri 710° C, z vmesnim podhlajenjem v tekočem dušiku Fig. 1 Influence of additional tempering on hardness and impact ener-gies of steel Č.4751 vvhich has been previously quenched and tempered tvvice at 710° C vvith intermediate undercooiing in liquid nitrogen. Qa = 160.3 - A.5 kJ/m ol 11 1 U ,3 1.3 T' Slika 2: Izvrednotenje aktivacijske energije za segregiranje fosforja z uporabo Arrheniusove enačbe Fig. 2 Evaluation of the activation energy of segregation of phospho-rus according to the Arrhenius eguation. namreč z dviganjem temperature žarjenja raste ter sledi temperaturni odvisnosti koeficienta volumske difuzije. Maksimalna, to je stacionarna interkristalna koncentracija pri tem pada, in to razlaga reverzibilnost krhkosti pri visokih temperaturah feritnega območja, kot je bilo tudi ugotovljeno v že citirani referenci3. Udarna žilavost je sorazmerna intenziteti segregacij, enak nivo segregacij je bil zato dosežen s popuščanjem, bodisi 2 uri pri 592° C bodisi 5 ur pri 555° C bodisi 24 ur pri 505° C. Ako predpostavimo, da še celo po 24 urah popuščanja ni dosežena končna največja intenziteta segregacije, potem je levi del diagrama na sliki 1 mogoče uporabiti za določitev aktivacijske energije za volumsko difuzijo oligoelementa, ki kontrolira razvoj krhkosti. Iz naklona premice v dvojnem logaritemskem diagramu časa popuščanja proti recipročni vrednosti temperature popuščanja, prikazanem na sliki 2, je bila izračunana aktivacijska energija približno 160 kJ/mol, kar je zelo blizu aktivacijski energiji za difuzijo fosforja v feritu. Zares je že bilo potrjeno z Augerjevo spektroskopijo, da v jeklih podobne vrste segregira zlasti fosfor. Romhanyi s sodelavci4 je v orodnem jeklu s 5 % kroma, ki je bilo avstenitizirano pri 1100° C, kaljeno in popuščano 2 uri pri 600° C, našel na mejah kristalnih zrn do 6% fosforja in 1 % žvepla, pa tudi sledove dušika in antimona. Augerjev spekter, prikazan na sliki 3, dokazuje, da so segregacije fosforja in žvepla v soodvisnosti z obogatitvijo s kromom (8 do 9%), vanadijem (približno 2 %) in molibdenom (3 do 5 %). Nadalje je opazen izrazit ogljikov pik (8 do 9 %) z deloma karbidno strukturo. Augerjevi piki kažejo rahlo lokalno fluktuacijo, vendar pa bi lahko poudarili soodvisnosti med kromovim pikom ter vsoto segregiranega fosforja in žvepla. Že omenjene spremembe v udarni žilavosti se odražajo tudi na morfologiji prelomnih površin. Po dvakratnem popuščanju 2 uri pri 710° C, z vmesnim podhlajeva-njem v tekočem dušiku, je frakturna površina Charpyje-vih preizkušancev transgranularna, drobno jamičasta, torej duktilna, kakršna je prikazana na sliki 4. Po dodatnem popuščanju 24 ur pri 600° C se pot napredovanja razpok spremeni, prelom postane intergranularen vzdolž meja primarnih avstenitnih zrn (slika 5). čeprav so opaženi tudi kvazicepilni detajli ter posamični duktilni grebeni (slika 6). x 3 dN(E) dE r N 381 512 0 Sb — 462 272C 437473 I v ^ 489 5 29Cr Cr 703 Fe E(eV) Slika 3: Augerjev spekter intergranularne prelomne površine jekla s 5 % kroma, avstenitiziranega pri 1100° C, kaljenega ter popuščen-ega pri 600" C (Lit. 4) Fig. 3 Auger spectrum of the intergranuiar fracture surface of steel vvith 5wt.-% chromium. austenitized at 1100°C. quenched and tempered at 600°C (Ftef. 4). state grain boundary concentration decreases. This accounts for the "reversibiiity" of embrittlement at higher temperatures of the ferritic range, as observed a/so in the aiready quoted reference3. The impact energy is proportiona/ to the leve/ of segregation and the same leve/ of segregation is there-fore achieved after tempering for 2 hours at 592° C or 5 hours at 555" C or 24 hours at 505° C. If the assump-tion is considered that the fina/ maximal leve/ of segregation is not attained even after 24 hours of tempering, then the /eft side of the diagram shovvn in Fig. 1 could be used for the determination of the activation energy for bulk diffusion of residuals, vvhich controis the development of embrittlement. An activation energy of about 160 kJ/mol was derived from the stope of a log-log p/ot of tirne i/s. reciprocat tempering temperature in Fig. 2, which is very ciose to that for bulk diffusion of phospho-rus in ferrite. It was a/ready confirmed indeed by the Auger spectroscopy, that part/cular/y phosphorus segregates in such type of tooi steel. Romhanyi and covvorkers4 found up to 6 % of phosphorous and 1 % of sulphur as weH as traces of nitrogen and antimony on the grain boundaries in 5wt. —% chromium tooi steel, austenitized at 1100"C, quenched and tempered at 600"C for 2 hours. The Auger spectrum shovvn in Fig. 3 proved, that the segregation of phosphorus and sulphur is in correlation vvith the enrichment of chromium (8—9 %), vanadium (approx. 2 %) and molybdenum (3—5 %). Further. the strong carbon peak (8—9 %) vvith partly carbide structure is remarkab/e. The Auger peaks exhibit slight local fluctuaction, but the correlation of the chromium peak vvith the sum of phosphorus -l- sulphur segregated should be underlined. The already mentioned changes in the impact values are a/so ref/ected in fracture surfaces morpho/ogy. After tempering twice at 710° C for 2 hours vvith intermediate Slika 4: Fraktografski posnetek Charpyjevega preizkušanca, kaljenega in dvakrat popuščenega pri 710° C, z vmesnim podhlajenjem v tekočem dušiku Fig. 4 Fractographs of Charpy specimen, quenched and tempered twice at 710° C vvith intermediate undercooiing in liquid nitrogen. Slika 5: Fraktografski posnetek Charpyjevega preizkušanca, kaljenega in dvakrat popuščenega pri 710° C, z vmesnim podhlajenjem, nato dodatno popuščenega 24 ur pri 600° C. Interkristalno krhko Fig. 5 Fractographs of Charpy specimen. quenched and tempered twice at 710° C with intermediate undercooling. then addltionally tempered at 600° C for 24 hours. Intercrystalline brittle. V literaturi5-8 so bili kot najvažnejši identificirani pre-cipitati v kaljenem in pri povišanih temperaturah popu-ščenem orodnem jeklu s 5 % kroma, navedeni M2C, M7C3 ter M6C. Okuno7 je ugotovil, da so v orodnem jeklu H-13, kaljenem v olju in popuščenem pri 600° C, le karbidi MC in M6C, karbide M7C3 v obliki aglomeriranih zrn najdemo po popuščanju pri višjih temperaturah, med 600 in 650° C. Tip precipitatov je bil določen z uporabo TEM in EDS analize, kot tudi z rentgensko difrakcijsko tehniko, upoštevaje pri tem citirane podatke, nanašajoče se na termično zgodovino jekla. Rentgenska difrakcija elektrolitskega izolata odkrije v jeklu, ki je bilo kaljeno in med dvakratnim popuščanjem pri 710° C še podhlajeno, karbide M7č3 in M6C v enakem deležu. Elektronski posnetek mikrostrukture tega vzorca jekla, prikazan na sliki 7, kaže značilno substrukturo visoko popuščenega mar-tenzita, sestavljeno iz malih podzrn, nanizanih vzdolž prvotnih martenzitnih igel, vrste precipitatov v glavnem vzdolž meja podzrn in redke precipitate v letvicah mar-tenzita. Po dodatnem popuščanju istega jekla 24 ur pri 600° C smo ugotovili majhen porast količine karbidov M6C, posledično pa je bila zmanjšana količina karbidov, vrste M7C3. Posamični precipitati M6C so bolj grobi, vendar pa število precipitatov vzdolž meja podzrn ter vzdolž letvic ostaja skoraj nespremenjeno (slika 8). Relativno majhna razlika v količini in obliki karbidov ne more biti odgovorna za povsem drugačno morfologijo preloma, povzročeno z dodatnim popuščanjem jekla 24 ur pri temperaturi 600° C. Pri EDS analizi smo pozornost usmerili zlasti na precipitate na mejah podzrn in med letvicami, ker bi lahko bili povezani s potjo razpoke. Tipični EDS spekter precipitata v jeklu, ki je bilo po kaljenju in dvakratnem popuščanju pri 710° C, z vmesnim podhlaje- Slika 6: Fraktografski posnetek Charpyjevega preizkušanca, kaljenega in dvakrat popuščenega pri 710° C, z vmesnim podhlajenjem, nato dodatno popuščenega 24 ur pri 600° C. Kvazicepilno s posamičnimi duktilnimi grebeni Fig. 6 Fractographs of Charpy specimen, quenched and tempered twice at 710° C with intermediate undercooling. then additionally tempered at 600° C for 24 hours. Quasi-cleavage and single ductile tearing. undercooling in liquid nitrogen. the fracture surface is small dimpled and transgranuiar, therefore ductile (Fig. 4). After an additional tempering at 600°C for 24 hours, the cracks propagation path changed and an intergranular fracture along preaustenite grain bounda-ries (Fig. 5) quasi-cleavage fracture details and single ductile tearing are observed too (Fig. 6) In references5~8 the main precipitates present in as quenched and at elevated temperature tempered 5wt.-% chromium tool steel vvere identified as M2C. M-C3 and M6C. Okuno7 estabiished that in oii quenched and at 600° C tempered H-13 tool steel only carbides MC and M6C are found. M7C3 carbides in shape of agglomer-ated grains are found after tempering at higher tempera-tures betvveen 600 ° C and 6500 C. The type of precipitates was estabiished using TEM and EDS analysis as vvell as X-ray diffraction technique, also considering the quoted data relating to the thermal history of the steel. X-ray diffraction of electrolytic iso-late reveaied in steel. as quenched and tempered twice at 710" C vvith intermediate undercooling. M7C3 and M6C carbides in equal portion. Electron micrographs of this specimen in Fig. 7 shovv a characteristic substructure of high-tempered martensite, consisting of small subgrains arranged along the former martensite needles. rovvs of precipitates mainly along the subgrain boundaries and rare intralath precipitates. After additional tempering of the same steel for 24 hours at 600° C a small increase of the quantity of M6C carbides and consequential decrease of the quan-tity of M7C3 precipitates are found. Some M6C precipitates are coarser, hovvever the number of precipitates along iath and subgrain boundaries remains nearly unchanged (Fig. 8) The relatively small difference in quantity and size of carbides couldn 't be responsible for Slika 7: TEM mikrografski posnetek jekla Č.4751, kaljenega in dvakrat popuščenega pri 710° C. z vmesnim podhlajenjem v tekočem dušiku. Fig. 7 TEM micrographs of steel Č.4751, quenched and tempered twice at 710° C with intermediate undercooling in !iquid nitrogen. ! 1 ij f[ tJ | j !|c K r" i ji • i' ■s : 11 1 ! i I Vi I / l / c j W 1 i > h a A >1 Slika 9: Značilni EDS rentgenski spekter medplastja martenzita letvica/ karbid v jeklu Č.4751, kaljenem in dvakrat popuščenem pri 710° C, z vmesnim podhlajenjem, nato dodatno popuščenem 24 ur pri 600° C Fig. 9 Characteristic EDS X-ray spectrum of martensite lath/carbide interface in steel Č.4751, quenched and tempered twice at 710° C with intermediate undercooling. then additionaiiy tempered at 600° C for 24 hours. Slika 8: TEM mikrografski posnetek jekla Č.4751, kaljenega in dvakrat popuščenega pri 710° C, z vmesnim podhlajenjem, nato dodatno popuščenega 24 ur pri 600° Č Fig 8 TEM micrographs of steel Č.4751. quenched and tempered twice at 710° C with intermediate undercooling. then additionally tempered at 600° C for 24 hours. the completely different fracture morphology produced by the additional tempering of steel for 24 hours at 600° C. A t EDS X-ray analysis the attention was focused on precipitates at lath and subgrain boundaries. because they could be connected to the crack path. A typical EDS spectrum for a precipitate in steel, quenched and tempered twice at 710° C with intermediate undercooling then additionally tempered at 600° C for 24 hours, is shown in Fig. 9 It is characteristic for chromium rich carbide but it is not clear vvhether iron and moiybdenum are detected from carbide phase or from the matrix. By focusing the beam to the martensite lath/carbide interface. the strong peak of silicon and phosphorus was regular/y detected. The peak of sulphur could be covered with that of molybdenum. For this reason it is not possible to detect an eventual segregation of sulphur at grain boundaries. 4. DISCUSSION Temper embrittlement of Č.4751 tool steel is easily provoked when the high-tempered steel with post-mart-ensitic microstructure is additionally tempered for a few hours at 600° C. Fracture morphology of additionally tempered steel changes from transcrystalline and ductile into mixed mode i. e. intercrystalline and quasi-cleavage transcrys- vanjem, še dodatno popuščeno 24 ur pri temperaturi 600° C, je prikazan na sliki 9. Spekter je značilen za s kromom bogat karbid, čeprav ni jasno, ali sta železo in molibden detektirana iz karbidne faze ali iz osnove. S fo-kusiranjem snopa na mejo martenzita letvica/površina karbida smo redno zabeležili močan silicijev in fosforjev pik. Pik, ki pripada žveplu, bi bil lahko prekrit z molibde-novim pikom. Iz tega razloga ni mogoče zaznati morebitnih segregacij žvepla na mejah zrn. 4. RAZPRAVA Popustno krhkost orodnega jekla Č.4751 lahko povzročimo tako, da pri visokih temperaturah popuščeno jeklo s postmartenzitno mikrostrukturo dodatno popuščamo nekaj ur pri temperaturi 600° C. Morfologija preloma dodatno popuščenega jekla se spremeni od trans-kristalne duktilne v mešano obliko, to je interkristalno ter kvazicepilno transkristalno. Med duktilnim in krhkim jeklom pa nismo opazili nobene pomembne razlike, nanašajoče se na morfologijo ter sestavo karbidnih pre-cipitatov. Iz rentgenske EDS analize sledi, da vsebnost molibdena v trdni raztopini ni bila bistveno spremenjena z dodatnim popuščanjem nekaj ur pri 600° C. Po drugi strani je očividno, da prisotnost molibdena v trdni raztopini ni v celoti preprečila segregiranja fosforja na notranjih površinah. Segregiranje fosforja se pojavlja vzporedno s segregiranjem silicija, aktivacijska energija za volumsko difuzijo silicija v feritu (258 kJ/mol) pa je mnogo višja od aktivacijske energije za volumsko difuzijo fosforja v feritu (167 kJ/mol). Ako bi segregacije obeh elementov, silicija in fosforja, imele enak učinek, bi pričakovali, da bo kinetika porajanja krhkosti kontrolirana z difuzijo počasnejšega silicija na meje kristalnih zrn. Dejstvo, da je kinetika krhkosti kontrolirana z difuzijo fosforja, bi lahko razložili na dva načina, bodisi tako, da ima segregiranje silicija le manjši vpliv na energijo loma, bodisi z naravo segregiranja silicija, ki naj bi bila drugačna od fosforjeve, namreč neodvisna od volumske difuzije. Stopnjevanje krhkosti zaradi sočasne prisotnosti fosforja in silicija v jeklu je omenjeno tudi v referencah 1 in 8. Ugotovljeno je bilo še, da bi silicij lahko vplival na tvorbo karbidov, vrste M5C (ref. 5). Segregiranje silicija ter precipitiranje karbidov M6C na mejah in v medplastjih smo opazili tudi mi. Tega pa še ne moremo imeti za dokaz, da segregiranje silicija vpliva tudi na tvorbo karbidov M6C, saj smo našli na mejah zrn in med letvicami martenzita tudi karbidne precipitate, vrste M7C3. 5. SKLEPI Popustna krhkost visoko popuščenega orodnega jekla 6.4751 s postmartenzitno mikrostrukturo je nastala zaradi segregiranja fosforja na primarnih mejah avstenit-nih zrn, kot tudi na različnih drugih medplastjih. Posledica tega je interkristalni oziroma krhek transkristalni prelom jekla. Sočasno s segregiranjem fosforja je bilo opaženo tudi segregiranje silicija. Segregiranje silicija ter izločanje karbidov ima sicer lahko pomembno vlogo v procesu nastajanja krhkosti, vendar pa ugotovljena aktivacijska energija, približno 160 kJ/mol, izhajajoča iz časovno-temperaturne odvisnosti poslabšanja žilavosti zaradi dodatnega popuščanja, dokazuje, da je difuzija fosforja v feritu odločujoči dejavnik, ki kontrolira kinetiko krhkosti. ta/line respectively. No significant distinction in morphol-ogy and composition of carbide precipitates is observed between ductiie and brittie state of steel. From EDS X-ray analysis ensues that the content of molybdenum in solid soiution was not substantially modified at the addi-tiona/ tempering for a few hours at 600° C. On the other hand, it is evident that the presence of molybdenum in solid soiution did not prevent entirely the interfacial segregation of phosphorus. The segregation of phos-phorus occurs simultaneously with that of silicon. The activation energy of bulk diffusion of silicon in ferrite (258 kJ/mol) is much greater than that for bulk diffusion of phosphorus (16/ kJ/mol). If the segregation of both elements, silicon and phosphorus. had the same effect one would expect that the kinetics of embrittlement vvould be controlled by the diffusion of the slower silicon tovvards grain boundaries. The fact that the kinetics of embrittlement is controlled by the diffusion of phosphorus could be explained in two ways. either the segregation of silicon has only a minor effect on fracture energy or that the nature of silicon segregation is different from that of phosphorus. i. e. independent of bulk diffusion. An enhanced embrittlement due to the simultaneous presence of phosphorus and silicon in steel is quoted also in ref. 1 and 8. It was also found that silicon could even affect the formation of carbides of M6C type5. The presence of a segregation of silicon and precipitates of the M6C carbide at boundaries and interfaces was also observed in this work. This could not be considered as evidence that the segregation of silicon did affect the formation of M6C carbide. since precipitates of M7C3 carbide vvere found on grain boundaries and martensite lath interfaces. 5. CONCL USIONS Temper embrittlement of Č.4751 tool steel vvith high-tempered post-martensitic microstructure was pro-duced by segregation of phosphorus at preaustenite grain boundaries as well as at other different interfaces. This further caused intercrystalline or transcrystalline brittie fracture mode respectively. A segregation of phosphorus was observed simultaneously vvith that of silicon. The segregation of silicon and precipitation of carbides may play an important role in embrittlement process. hovvever the activation energy of about 160 kJ/mol derived from time-temperature rela-tionship of toughness reduction because of additional tempering proves that the diffusion of phosphorus in ferrite is a dominant factor controlling the kinetics of embrittlement. LITER ATU R A/ REFERENCES 1. W. M. GARRISON, Jr.: Mater. Sci. Technol., 1987, 3, 256-259 2. F. VODOPIVEC, L. KOSEC, A. RODIČ in J. RODIČ: Rud., geolog, i metal., 1984, 1, 35—42 3. B. ULE, F. VODOPIVEC in A. RODIČ: Žel. metal, zbornik, 1985, 19, (3), 79-83 4. K. ROMHANYI, ZS! SZASZ CSIH, G. GERGELY and M. MENYHARD: Kristali und Technik, 1980, 15, (4), 471 -477 5. B. R. BANERJEE: J. Iron Steel Inst., 1965, 203, 166—174 6. JIN YU and C. J. McMAHON, Jr.: Metali. Trans. A, 1980, 11 A, 277; ibid., 291 7. T. OKUNO: Trans. ISIJ, 1987, 27, 51—59 8. L. A. NORSTROM and N. OHRBERG: Metals Technol., 1981, 1, 22—26 Vpliv vroče predelave na drobljenje karbidov in lomno žilavost Influence of Hot Working on Carbide Crushing and Fracture Toughness D. Kmetič*1, B. Ule*2, J. Gnamuš*3, F. Vodopivec*2, B. Arzenšek*2 UDK: 621.7.016.2:669.15-196.58 ASM/SLA: Q6, 3—70, N8r, TSn Lastnosti iedeburitnih orodnih jekel za delo v hladnem so odvisne od mikrostrukturnih značilnosti. Rezultati raziskave kažejo vpliv pogojev vročega valjanja na velikost Iedeburitnih karbidov. Lomna žilavost jekla je izračunana po koreiaciji Hahn-Rosenfield. 1. UVOD Ledeburitna orodna jekla za delo v hladnem imajo pred drugimi orodnimi jekli nekatere določene prednosti. Izdelana so na osnovi kroma in so zato sorazmerno poceni. Od teh jekel ima jeklo Č.4150 (OCR 12) zaradi visoke vsebnosti kroma (12%) in ogljika (2%) zelo dobro obrabno odpornost, visoko trdoto, dobre rezne lastnosti in orodja so dimenzijsko stabilna. Poleg teh lastnosti je za orodja kot merilo odpornosti proti nenadnemu lomu zelo pomembna žilavost jekla. S klasičnim Charpyjevim preizkusom ni mogoče eksaktno opredeliti krhkosti loma Iedeburitnih jekel. V linearni elastomehaniki je razvitih več metod za določitev kritične intenzitete napetosti, ki jo imenujemo lomna žilavost K1C. Lomna žilavost materiala kaže povezavo med napetostmi v materialu in velikostjo napak. Zato so za lomno žilavost jekla Č.4150 zelo pomembne mikrostrukturne značilnosti. V poboljšanem stanju ima jeklo v matici iz popuščenega martenzita in zaostalega avste-nita ledeburitne karbide M7C3 in drobne sekundarne karbide. Jeklo se vroče preoblikuje predvsem s kovanjem, za večje orodne plošče pa je z ekonomskega stališča ustreznejše valjanje. Velikost in razporeditev Iedeburitnih karbidov v matici je odvisna od pogojev litja, strjevanja in termomehanskih pogojev vroče predelave. 2. EKSPERIMENTALNO DELO 2.1. Značilnosti vroče valjanega jekla Jeklo C.4150 ima v litem stanju zelo nehomogeno mikrostrukturo z izrazito mrežo Iedeburitnih karbidov, ki je nastala v meddendritskih prostorih. Med vročim kovanjem in nadaljnjim valjanjem se povprečna velikost Iedeburitnih karbidov zaradi drobljenja zmanjšuje, delno pa se tudi prerazporedijo. *' Dimitrij Kmetič, dipl. ing. met., Metalurški inštitut Ljubljana Lepi pot 11, 61000 Ljubljana *2 SŽ — Metalurški inštitut Ljubljana *3 SŽ — Železarna Ravne The properties of ledeburitic cold work tooi steels depend upon the characteristics of the microstructure. The results of the investigation confirm the influence of hot-rolling conditions on the size of massive carbides. Fracture toughness of steel is calculated according to the Hahn-Rosenfield correlation. 1. INTRODUCTION Ledeburitic cold work tooi steels have some advan-tages in comparison vvith other tooi steels. The base of ledeburitic cold work tooi steels is chromium vvhich makes them relatively cheap to produce. One of them. the steel Č.4150 (OCR 12). due to its high content of chromium (12%) and carbon (2%), has a very good vvear resistance, a great hardness and good cutting properties. and the dimensions of the toois are stable. Besides these properties, the toughness of steel is very important for tools as a criterion of resistance to fast fracture. The brittieness of ledeburitic tooi steels cannot be exacteiy estabiished by the classical Charpy test. In lin-ear elastomechanics severa/ methods vvere deveioped to calculate the critical stress intensity factor called fracture toughness K1C. The fracture toughness of the material is reiated to the stresses and the size of defects vvithin the material. The microstructure characteristics are therefore very important for the fracture toughness of steel Č.4150. In quenched and subsequently tem-pered state this steel shovvs massive carbides M7C3 and small-sized secundary carbides in a matrix of tempered martensite and retained austenite. Steel is hot vvorked, primarily by forging. vvhereas from the economic point of vievv rolling is more suitabie for larger tooi plates. The size and the distribution of massive carbides in the matrix depend upon the conditions of casting, solidification and upon the thermome-chanical conditions of hot vvorking. 2. EXPERIMENTAL 2.1. Characteristics of Hot-Rolled Steel The steel Č.4150 as čast has a very non-homogeneous microstructure vvith a marked netvvork of massive carbides occurring in interdentritic spaces. In hot forging and subsequent rolling the average size of massive carbides decreases due to crushing and a rearrangement of carbides also occurs. In hot-rolling the differences betvveen the mechanical properties of the matrix and the carbide phase are heightened (1, 2). Massive carbides Pri vročem valjanju pridejo do izraza razlike v mehanskih lastnostih med matico in karbidno fazo (1, 2). lede-buritni karbidi so zelo trdi in krhki, imajo visoko trdnost in visok modul elastičnosti. Matica ima precej manjšo trdoto, trdnost in modul elastičnosti. V temperaturnem področju vroče predelave se mehanske lastnosti matice in karbidov spreminjajo (4). Na drobljenje karbidov pa vpliva predvsem utrjevanje matice zaradi plastične deformacije. Sicer pa je drobljenje karbidov odvisno od več dejavnikov: od mejne površinske napetosti, velikosti kar-bidnih zrn, razdalje med njimi, njihove orientacije in ter-momehanskih pogojev valjanja (temperatura, velikosti parcialnih deformacij in skupne deformacije, hitrost deformacije). Med valjanjem delujejo največje napetosti pravokotno na silo valjanja, to je v smeri valjanja. Zato karbidi najpogosteje pokajo na smer največje napetosti. Na sliki 1 je prikazana odvisnost srednje preoblikovalne trdnosti od temperature valjanja in specifične stopnje parcialnih deformacij. Srednjo deformacijsko trdnost smo izračunali iz meritev sile valjanja, višine valjčne reže, električne obremenitve motorja in momenta na gredi pogonskih valjev. Hitrost deformacije je bila cp = 5s"1. Odpor proti deformaciji se do temperature 1050° C malo razlikuje glede na 15 in 30 % stopnjo parcialnih deformacij. Pri nadaljnjem zniževanju temperature valjanja se jeklo pri 15% parcialnih deformacijah hitreje utrjuje in ima zato večjo preoblikovalno trdnost. V matici poteka le poprava, pri večjih parcialnih deformacijah pa poteka tudi rekristalizacija. Odpor proti deformaciji pri temperaturah pod 900°C zelo hitro raste. Tudi pri večjih parcialnih deformacijah matica ne rekristalizira. Matica se pri valjanju pod 880° C tako utrdi, da se ne more več plastično deformirati. Mikrorazpoke. ki nastanejo zaradi pokanja karbidov in dekohezije med karbidi in matico, se hitro širijo po utrjeni matici, kar vodi do porušitve valjanca. Ledeburitni karbidi so v izhodnem stanju zaradi pred-kovanja poligonalni, usmerjeni v smeri deformacije in deloma razporejeni v trakovih (segregacije). Pri večjih stopnjah parcialnih redukcij je število zdrobljenih karbidov večje. Z zniževanjem temperature valjanja matica le delno rekristalizira ali pa poteka le poprava. Matica se bolj utrjuje in delež porušenih karbidov je večji. Hitreje pokajo večji karbidi, ker se matica ob teh karbidih bolj utrjuje in so lokalne napetosti na teh mestih večje. Na sliki 2 je prikazana povprečna velikost lede-buritnih karbidov v odvisnosti od končne temperature 200 o C a' ž Z O O) > C "O T3 150 100 50 0 1200 X E = 0.15 o E =0,30 tC I y j > / 800 1100 1000 900 Temperaturo valjanja v °C Temperature of rolling (°C) Slika 1 Odvisnost srednje preoblikovalne trdnosti od temperature valjanja Fig. 1: Dependence of mean true stress upori rolling temperature. are very hard and brittle. besides they have a high strength and a high Young's modulus. The matrix has a substantially iower hardness. strength and Young's modulus. The mechanical properties of the matrix and of the carbides are modified in the hot working temperature range (4). Carbide crushing is affected primarily by the matrix hardening due to plastic deformation. In fact. carbide crushing depends upon severai factors: the interface surface tension. the size of carbide grains and the distance betvveen them. their orientation and the thermomechanical rolling conditions (the temperature, the step of partial deformations and of to tal deformation). In rolling the highest stresses act perpendicularly upon the rolling force i. e. in the rolling direction. That is why carbides crack most frequently in the direction of the highest stress. The relationship betvveen the true stress. the rolling temperature and the specific steps of partial deformations is shovvn in Fig. 1 True stress was calculated by measuring the rolling forces. gaps betvveen the rolls. electrical load of the engine and the moment on the dravving rolls shaft. The rate of the deformation vvas (p= 5s~'. Up to 1050°C the resistance to deformation is somevvhat different at 15 % and 30 % partial deformation. As the rolling temperature further decreases the steel hardens faster at a 15 % partial deformation and it exhi-bits a higher true stress. The matrix oniy undergoes a recovery vvhereas recrystallization occurs also in the čase of Iarger partial deformations. The resistance to deformation increases very quickly at temperatures belovv 900" C. The matrix does not even recrystallize at Iarger partial deformations. In rolling belovv 880° C the matrix hardens so much that plastic deformation is no longer possible. Microcracks occur-ring due to carbide cracking and due to decohesion betvveen the carbides and the matrix quickly propagate in the hardened matrix, causing the destruction of the rolled vvorkpiece. At initial state the massive carbides have a polygonal shape due to preforging. they line themseives in the deformation direction and they are distributed in a discontinuous chain type (segregations). The number of crushed carbides is greater resulting on -C E o -O n> T3 ^ -' CM si-* > o^ C .o >o i- 41 O r ■g -Ci 250 200 150 OCM £ E 2 > o- 100 S) 50 o I — 0 • E = 0,15 E =0.30 I X E = 0.25 k N l 1200 1100 1000 900 800 Končna temperatura valjanja v °C Final rolling temperature (°C) Slika 2 Povprečna velikost ledeburitnih karbidov v odvisnosti od končne temperature valjanja. Parcialne redukcije so različne, celotna redukcija je približno enaka Figure 2: Dependence of average size of massive carbides upon finish rolling temperature. Partial deformations are different. total deformation is approximately the same. valjanja za vzorce, deformirane z različnimi parcialnimi deformacijami. Celotna deformacija je bila približno enaka. Povprečno velikost karbidov smo določili na metalografskih posnetkih s pomočjo digitalne tablice in računalniškega programa za vzorčenje likov. Zaradi ročnega očrtovanja drobnih karbidov nismo upoštevali. Menimo, da s tem nismo naredili večje napake, ker ti karbidi ne sodelujejo v procesu drobljenja (3). Na'porazdelitev karbidov v trakovih, kar je posledica karbidne mreže, nastale pri strjevanju jekla, s pogoji valjanja ne moremo bistveno vplivati. Opazi pa se, da so karbidi v trakovih drobnejši. Matica se v ozkih pasovih med karbidi hitreje utrjuje in drobljenje je intenzivnejše. Pri višjih temperaturah valjanja matica hitro zapolnjuje mikropraznine, ki nastajajo zaradi pokanja karbidov (slika 3). Pri nižjih temperaturah valjanja se plastičnost matice zmanjšuje in matica zato slabše zapolnjuje mikropraznine (slika 4). Mikropraznin, nastalih zaradi dekohezije med karbidnimi zrni in matico, je malo in smo jih opazili na koncih večjih karbidnih zrn. Imajo značilno trikotno obliko. higher partiai deformation step. As the rolling temperature decreases there is either a partiai recrystailization of the matrix or a recovery. The matrix hardens more and the number of crushed carbides is greater. The larger carbides crack faster because the matrix around these carbides hardens more and because of the higher local stresses. Fig. 2 illustrates the relationship between the aver-age size of massive carbides and the finish rolling temperature of specimens vvith different partiai deforma-tions. The vvhole deformation vvas approximately the same in aH the cases. The average size of carbides vvas determined on metallographical snap-shots by digital figure analysis equipment. Small carbides were not taken into consideration because of hand outiining. It is believed that no essentiai error vvas done as these carbides do not participate in the crushing process (3). The rolling conditions cannot essentially affect the distribution of the chain type carbides vvhich resutt from the carbide netvvork formed during the so/idification of steel. Hovvever it is observed that the chain type carbides are smaller. The matrix hardens faster in the nar-row bands betvveen carbides and crushing is more intensive. At higher rolling temperatures the matrix rapidly fills the microvoids vvhich occur due to carbide c račking (Fig. 3) At lovver rolling temperatures the deformabiiity of the matrix is decreased and therefore it cannot fill the microvoids so well (Fig. 4) Only a few microvoids occur due to decohesion betvveen the carbide grains and the matrix; these are observed at the edges of larger carbide grains. They are typically triangular in shape. Slika 3: Matica je zapolnila mikropraznine, nastale pri pokanju karbidov. Končna temperatura valjanja je bila 1080° C (pov. 200 x j Figure 3: Microvoids occurring at carbide cracking are filled vvith the matrix. The finish rolling temperature vvas 1080°C (magnifica-tion 200x ). 2.2. Lomna žilavost jekla Mehanske lastnosti smo določili na vzorcih, zvaljanih s petimi 25 % parcialnimi redukcijami v intervalu končnih temperatur valjanja med 1060 in 890° C. Vzorce smo kalili v olju s temperature 960° C in nato popuščali pri 210° C. Zaradi precejšnjega deleža zaostalega avstenita ima jeklo boljšo žilavost, kot če je popuščeno pri višjih temperaturah. Rezultati meritev so prikazani v tabeli 1. Izmerjene vrednosti Charpy — V žilavosti ne kažejo večje odvisnosti od velikosti ledeburitnih karbidov in so prenizke, da bi lahko določili vrednosti K1C s korelacijo Rolfe-Novak. Lomno žilavost smo določili na osnovi rezultatov nateznih preizkusov s korelacijo Hahn-Rosen-field. Ta je podana z izrazom: K1C= (0,05-Ef • n2 - E • a0 2/3)"2 V njem je e, lomna duktilnost jekla. Določena je s kontrakcijo nateznega preizkušanca (e, = In A0/A(). Z n je označen eksponent utrjevanja in je določen z izrazom n = In (1 + eu), kjer je ey maksimalni enakomerni raztezek, ki ga običajno izražamo kot eux100 v odstotkih. E je Slika 4: Matica ni zapolnila mikropraznin, nastalih pri pokanju karbidov. Končna temperatura valjanja je bila 890° C (pov. 200 x ) Figure 4 : Microvoids occurring at carbide cracking are not filled vvith the matrix. The finish rolling temperature vvas 890° C (magnification 200x ). 2.2. Fracture Toughness of Steel The mechanical properties vvere determined on rolled vvorkpieces vvith five partiai deformations of 25 % each vvithin finish temperature interva/s betvveen 1060 and 890°C. Specimens vvere quenched in oil at 960°C and subsequentiy tempered at 210° C. The toughness of steel is better, ovving to the substantial quantity of retained austenite. as vvhen tempered at higher temperatures. The resuits of measurements are shown in Table 1 The measured Charpy-V notch impact values do not wholly depend upon the size of massive carbides and Tabela 1: Rezultati metalografskih in mehanskih preiskav Končna temperatura valjanja (° C) Povprečna velikost ledeburitnih karbidov (um2) Maksimalna velikost ledeburitnih karbidov (Hm2) Meja plastičnosti (MNnr2) Kontrakcija (%) Maksimalni enakomerni raztezek (%) Eksponent deformacijskega utrjevanja Charpy-V žilavost (J) Lomna žilavost (MNrrr32) 1060 1010 950 890 80 62 43 32 450 250 180 140 1480 1380 1460 1470 0.0087 0.98 1.5 1.7 4 0.0098 0.0149 0.0169 3.9 4 5 5 4.8 7.5 8.6 Table 1: Results of metallographical and mechanical tests p. . . ... Massive Massive 7 , 9 carbides carbides Yield point Reduction of temperature average size maximum (MNrrr2) area (%) ' /jim2) size (jim2) Maximum uniform elongation (%) Strain hardening exponent Charpy V-notch impact energy (J) Fracture toughness (MNnr32) 1060 1010 950 890 80 62 43 32 450 250 180 140 1480 1380 1460 1470 0.0087 0.98 1.5 1.7 4 0.0098 0.0149 0.0169 3.9 4 5 5 4.8 7.5 8.6 modul elastičnosti jekla in o0 2 meja plastičnosti jekla (8). Rezultati lomne žilavosti, ki smo jih dobili s to korelacijo, so dovolj točni. Vrednosti smo določili mnogo enostavneje, kot pa če bi merili K,c s standardnimi CT (compact tension) preizkušanci. Iz rezultatov se vidi, da lahko s pogoji vroče predelave vplivamo na velikost ledeburitnih karbidov in s tem na lomno žilavost jekla. Pri vrednotenju rezultatov pa ne smemo zanemariti vpliva pogojev litja, strjevanja in toplotne obdelave. Boljšo lomno žilavost jekla C.4150, ki bi se približala vrednostim, ki jih imajo druga orodna jekla, bi dosegli le z bistveno manjšo povprečno velikostjo ledeburitnih karbidov, brez velikih karbidov in homogenejšo porazdelitvijo po matici. Slika 5 Mikrorazpoka v nizu ledeburitnih karbidov Figure 5: Microcrack in chain-type massive carbide bands. they are too low to determine K1C values using the Rolfe-Novak corre/ation. Fracture toughness vvas calculated by means of the Hahn-Rosenfield correlation on the ba-sis of tensile tests as follovvs: K,c= (0,05 ■ e, - n2 ■ E ■ o o 2/3)12 vvhere t:, is the fracture ductility of steel. It vvas calculated from the reduction of area as a proportion betvveen the initial cross-section and the fracture cross-section of the tensile specimen (e,= In a J A,j. The strain hard-ening exponent is calculated by the equation n= In (1+eJ vvhere eu is the maximum uniform elongation, usually expressed in percentage as eux 100. E is the Young 's modulus of steel and o0 2 is the yie/d point of steel (8). The results for fracture toughness given by this correlation are sufficiently accurate. The values for K,c vvere much easier determined in this way than using standard compact tension specimens. The results shovv that the size of massive carbides and therefore the fracture toughness of steel, can be affected by the conditions of hot vvorking. The influence of casting, solidification and thermal treatment conditions are not to be neglected vvhen evai-uating the results. A better fracture toughness of steel Č.4150, such as to be closer to the values of other tool steels, could be obtained only by essentiaily smaller average sized massive carbides. and a homogeneous distribution in the matrix, vvithout any large carbides. 2.3. Morphological Characteristics of Fracture Surfaces The fracture surface morphology depends upon the characteristics of microstructure phases in steel and their mechanicat properties (7). In tempering at low tem-peratures the matrix retains more austenite and has therefore a better toughness. Due to rough massive carbides, morphological characteristics of fracture surfaces of ledeburitic steels cannot be compared vvith fracture surfaces of other tool steels. The density of disiocations in the matrix around iarger carbide grains and in narrovv matrix bands betvveen chain type carbides is essentially increased due to plastic deformation. Larger massive carbides crack at critical stress belovv the yield point of the matrix. Besides the larger carbide grains. microvoids 2.3. Morfološke značilnosti prelomov Morfologija prelomov je odvisna od značilnosti mikrostrukturnih faz v jeklu in njihovih mehanskih lastnosti (7). Matica ima pri nizkih temperaturah popuščanja večji delež zaostalega avstenita in zato boljšo žilavost. Zaradi grobih evtektičnih karbidov morfoloških značilnosti prelomnih površin pri ledeburitnih jeklih ne moremo primerjati s prelomi drugih orodnih jekel. Zaradi plastične deformacije se v matici okoli večjih karbidnih zrn in v karbidnih nizih, kjer so med karbidnimi zrni le ozki pasovi matice, zelo poveča gostota disloka-cij. Pri kritični napetosti, ki je nižja od meje plastičnosti matice, večji ledeburitni karbidi pokajo. Poleg večjih karbidnih zrn so iniciali za nastanek začetnih razpok tudi mikropraznine, ki so nastale pri pokanju karbidov med vročim valjanjem in jih matica ni zapolnila. Pogoji za združevanje začetnih razpok v mikrorazpoke so ugodnejši v karbidnih nizih, kjer je matica močno utrjena in je manj možnosti, da se mikrorazpoke ustavijo v večjih področjih matice, ki imajo boljšo plastičnost (slika 5). Matica se sicer lomi duktilno, deformacija matice pa je zelo majhna, kar je sicer značilno za prelome visokolegi-ranih orodnih jekel. Martenzit z visoko vsebnostjo ogljika je trši in ima slabšo žilavost. 3. ZAKLJUČEK Povprečna velikost ledeburitnih karbidov je v jeklu č.4150 manjša pri valjanju z večjimi parcialnimi redukcijami in pri nižjih končnih temperaturah valjanja. Pri temperaturah valjanja pod 890° C poteka le poprava in matica se tako utrdi, da ni sposobna za nadaljnjo plastično predelavo. Lomno žilavost smo določili po korelaciji Hahn-Rosenfield iz rezultatov nateznih preizkusov. Rezultati, ki kažejo odvisnost lomne žilavosti od velikosti ledeburitnih karbidov, so bistveno bolj selektivni kot rezultati žilavosti, izmerjeni s Charpy-V preizkušanci. Grobi ledeburitni karbidi imajo dominanten vpliv na morfologijo loma. Boljšo lomno žilavost, s katero bi se približali vrednostim drugih orodnih jekel, bi lako dobili le z bistveno manjšo povprečno velikostjo ledeburitnih karbidov. Zato bi moralo imeti že jeklo v litem stanju drob-nejše evtektične karbide. occuring at carbide cracking and not being filled with the matrix at hot-rolling, a/so initiate crack nucteation. Initial cracks f/nd better condit/ons to join into microc-raks in chain type carbide bands where the matrix has hardened a great deal and microcraks have therefore iess opportunity of arresting in iarger matrix areas vvhich have a better deformability (Fig. 5)). Although the matrix undergoes a ductiie fracture, its deformation is very smaii vvhich is typicai of fractures of high aiioyed tooi steeis. Martensite with a high content of carbon is har-der and exhibits a vvorse toughness. 3. CONCLUSION In steel Č.4150 the average size of m as sive carbides is smaller vvhen rolling vvith Iarger partial deformations at lovver finish rolling temperatures. At rolling temperatures be/ovv 890° C only a recovery occurs and the matrix hardens to such a degree that it is no longer suitab/e for further plastic deformation. Fracture toughness vvas ca/culated on the basis of tensile tests according to the Hahn-Rosenfield correla-tion. The results vvhich il/ustrate the relationship betvveen fracture toughness and the size of massive carbides are far more seiective than those for toughness measured vvith Charpy-V specimens. Rough massive carbides have a dominant infiuence on fracture morpho/ogy. A better fracture toughness, vvhich vvould be closer to the values of other tool steeis, could be obtained only by essentially lovver average size of massive carbides. Therefore steel should present smaller massive carbides already as čast. LITERATURA / REFERENCES 1. J. Gurland: Fracture of Metal-Matrix Particulate Compo-sites, Composite Materials. Vol. 5. Academic Press, 1974 45-93 2. G. A. Cooper: Micromechanics Aspects of Fracture and Toughness, Composite Materials, Vol. 5, Academic Press 1974, 425-448 3. L. Kosec, F. Kosel. B. Arzenšek: Nestabilnost mikrostrukturnih sestavin pri preoblikovanju in mehanski obdelavi jekel in drugih zlitin, Poročilo FNT. VTOZD Montanistika. Ljubljana, 1985 4. H. Berns: Eisenvverkstoffe mit harten Phasen und erhohtem Verschleisseiwiderstand, Stahl u. Eisen, 16, 1985, 812—817 5. G. E. Dieter: Mechanical Metallurgy, International študent edition, Mc Graw-hill, 1961 6. J. Rodič: Žilavost in značilnost loma legiranih orodnih jekel, raziskovalni projekt R-7221, SŽ-Železarna Ravne, 1977 7. G. C. Sih, L. Faria: Fracture mechanics methodology, Marti-nus Nijhoff Publisheres 1984. Haag, Nizozemska 8. B. Ule, J. Vojvodič-Gvardjančič, Š. Strojnik, K. Kuzman: O manj znanih aspektih nateznega preiskusa, Železarski zbornik, št. 2, 1988, 51—58 9. ASTM E 399-74: Standard Method of Test for Plane Strain Fracture Toughness of Metallic Materials, ASTM Standards, Part 10, 505-524 10. I. Katavič: Ispitivanje pukotinske žilavosti tvrdog lijeva, Lje-varstvo 28, 1981, 2, 3—6 11. S. Glubovič, L. Kosec: Lomna žilavost ledeburitnega kro-movega jekla. Železarski zbornik 22, 147—151, 1988 12. D. Kmetič, F. Vodopivec, J. Gnamuš, M. Torkar, M. Grašič: Procesi vroče predelave jekel z mnogo karbidi, Poročilo Ml, Ljubljana 1986 in 1987 13. D. Kmetič, F. Vodopivec, B. Ule, J. Gnamuš: Opredelitev pogojev vroče predelave kromovega orodnega jekla, Poročilo Ml, Ljubljana, 1988 Slovenske železarne METALURŠKI INSTITUT LJUBLJANA General organisation acheme DIRECTOR (J. Rodič) RESEARCH - Asaistant director (F. Vodopivec) Research for development of materialB 4 products - coordinator (M. Torkar) --------- Raw material s, ferro-alloys and recycling (G. Todorovič) --------- Refractories (N. BaCiC) --------- Iron and steel --------- Special alloys and superalloys --------- Non ferrous matenals --------- Semi and final products Research for development of technology S. production ■y«tema --------------------------------------- coordinator (B. KorouSiC) Metallurgy of iron and steel (V. Prešerni Steel production and continuous casting IT. Debelak) Theory of netallurgical processes IN. Saaiicl SuštarSič) Non ferrous metallurgy (B. Breskvar) Powder metallurgy and rapid cooling ( Foundry (V. Ursiel Plastic working and heat treatment (M. Kmetici Coid and hot iraving (B. ArienSekl Heat treatient IV. Leskovsekl ----------------Metallurgy 111 mech. engineenng (B. Ule) ----------------Energy, heating technique, furnaces (B. Glogovac) ReBearch laboratories S expert analises - coordinator (L. Vehovarl ----------------Chemistry (A. Osojnik) ----------------Corossion 4 tribology (L. Vehovar) ----------------Mechamcal & physical testing (J. Žvokelj) ----------------Metallography (A. Rodic) ------------------Mechanical workshop (J. Tavčar) ----------------Other laboratories PILOT PLANT PRODUCTION S TECHNOLOGICAL ENGINEERING Technological laboratories and mini-production for research and development --------------------------------------- coordinator (D. Gnidovec) Vacuum, fluidized bed and special heat treatment - head of laboratory (V. Leskovsek) --------- Electro slag remelting - coordinator (B. KorouSiC) --------- PM S RC laboratory - head of laboratory (B. Sustarsic) Pilot plant VIF - HCC - head of dept. (K. Habijan) Tecnological engineering MIL - coordinator (V. Prešerni COMMON SERVICES Information and documentation center - coordinator (A. Kveder) t:::::::: ------ Development of computer modelling S simulation techniques (M. LovreCiC) Financial, accounting & book keeping servicea (E. Strmole) Administration (J. FilipCiC) Hladno preoblikovanje konti litega jekla Cold Working of Continuously Čast Steel B. Arzenšek*1, A. Rodič*2, J. Žvokelj*2 UDK: 621.74.047-426:621.778.011:669.15-194.56 ASM/SLA: Q23q, 1—67, STb, D9q, 4—61 Postopek konti ulivanja tankih profiiov jekel in drugih zlitin je novejši način izdelave predvsem specialnih in slabo preoblikovalnih materialov. Postopek bo že v kratkem uveden na Metalurškem inštitutu, v bodoče pa verjetno tudi v slovenskih železarnah. Jeklo ima v litem stanju slabe preoblikovalne sposobnosti. V raziskavi smo ugotavljali vlečne sposobnosti konti lite avstenitne nerjavne žice. Cilj raziskave je bil ugotoviti največje deformacije, ki jih lito jeklo pri vlečenju prenese, in vpliv deformacije ter temperature na rekristaiizacijo litega jekla. 1. UVOD Postopek konti ulivanja žice je iz tehnološkega in ekonomskega stališča zelo primeren in perspektiven način izdelave tankih profilov jekel in zlitin. Iz tehnološkega zato, ker vsa vroča predelava odpade, iz ekonomskega pa, ker je konti lita žica precej cenejša od klasično izdelane. Pri postopku konti ulivanja ima jeklo oziroma žica lito mikrostrukturo, ki ima precej slabše preoblikovalne sposobnosti kot klasično izdelana, vroče valjana žica. Ker moramo tako žico zaradi nadaljnje predelave v hladnem največkrat še naprej vleči do tanjših dimenzij, smo v raziskavi ugotavljali njene preoblikovalne sposobnosti. Preizkušali smo uvoženo konti lito avste-nitno nerjavno žico, vrste AISI 304, premera 8.1 mm, ki je v odstotkih vsebovala: 0,03 C, 19,1 Cr, 9,2 Ni, 0,14 Nb in 0.13 N. Preoblikovalne sposobnosti jekla smo ugotavljali s krivuljami tečenja. s preizkusi vlečenja in metalograf-skimi preiskavami. 2. MIKROSTRUKTURNE IN PREOBLIKOVALNE LASTNOSTI KONTI LITE ŽICE Konti lita žica se razlikuje od klasično izdelane valjane žice po stanju površine žice, po mikrostrukturi, preoblikovalnih lastnostih jekla in poroznosti sredine litega jekla. 2.1. Površina konti lite žice Na površini konti lite žice so vidne drobne vdolbine, podobne razpokam (slika 1), ki nastanejo pri strjevanju jekla na koncu kristalizatorja. Medsebojna oddaljenost *1 Boris Arzenšek. dipl. ing. met., Metalurški inštitut Ljubljana, Lepi pot 11, 61000 Ljubljana *2 SZ-Metalurški inštitut Ljubljana Continuous casting of thin sectional steels and other alloys is a modern production process primarily for spe-cial materials vvith poor deformability. This process will soon be appiied at the Institute of Metailurgy and prob-ably also in Slovene steelvvorks in the near future. Because the cold deformability of čast steel is limited the dravving capability of continuously čast stain-less steel vvire vvith an austenitic microstructure vvas examined. The aim of this vvas to determine the maxi-mum strain achievable in dravving čast steel as vvell as the influence of strain and temperature on its recrystaili-zation. 1. INTRODUCTION From the technological and economic point of vievv the production of continuously čast vvire is a very suit-able and prospective way of manufacturing thin section-als steels and alloys. From the technological point of vievv it is suitable because hot vvorking becomes unne-cessary, and from the economic point of vievv, because vvire čast continuously is considerably cheaper than vvire produced conventionally. Steel, e. g vvire produced by continuous casting. has a microstructure vvith essen-tially vvorse deformability than conventionally manufac-tured hot-roiled vvire. As continuously čast vvire must be additionally dravvn to smaller diameters for further cold vvorking. vvire deformability vvas examined. Imported continuousiy čast vvire from austenitic stainless AISI 304 steel vvith 0.03 % C, 19.1 % Cr, 9.2 % Ni, 0,14 % Nb and 0.13 % N vvith a diameter of 8.1 mm vvas tested. The deformabHity of the steel vvas determined by flovv curves, dravving tests and by metailographic research. 2. MICROSTRUCTURE AND DEFORMABILITY OF CONTINUOUSLY ČAST WIRE Continuousiy čast vvire differs from conventionally made roiied vvire in vvire surface quaiity, microstructure, deformability and porosity of the čast core. 2.1 The Surface of Continuously Čast Wire Shallovv circumferentiai marks are visible on the surface of continuously čast vvire (Fig. 1). These marks, vvhich look like fissures, appear vvhen steel solidifies at the end of the mould. The distance betvveen them depends upon the stroke (frequence) of the dravving device. The circumferentiai marks are deeper vvhen using older equipment vvith iovver frequences. vvhereas these marks could completely disappear by using new Slika 1 Površina konti lite žice Fig. 1: Continuousiy čast wire surface Slika 2: Makroposnetek konti lite žice po litje^pov. 10 x) Fig. 2: Macrostructure of continuously čast steel (magn. 10x ) Slika 3: Mikroposnetek konti lite žice po litju (pov. 50 x ) Fig. 3: Microstructure of continuously čast steel (magn. 50 x ) vdolbin je odvisna od koraka (frekvence) vlečnega mehanizma. Pri starejših napravah z manjšimi frekvencami so vdolbine večje, pri novejših, tudi pri napravi, ki bo že v kratkem pričela redno obratovati na Metalurškem inštitutu, pa pri večjih frekvencah vdolbine lahko popolnoma odpravimo (2,3). 2.2. Mikrostrukturne lastnosti Mikrostruktura konti lite žice je sestavljena iz zelo tanke plasti globulitnih kristalov in transkiristalov, ki so Slika 4: Napetosti tečenja konti litega jekla AISI 304 pred gašenjem in po njem (KL-konti lito, G-gašeno) Fig. 4: Fiow stress curves of continuously čast AISI 304 steel before and after annealing (KL-continuously čast. G-anneaied) equipment vvifh higher freguences. like that vvhich will soon be operating at the Institute of Metallurgy (2.3). 2.2 Characteristic of Microstructure The microstructure of continuously čast wire con-sists of a very thin layer of globulitic crystal grains and columnar crystals orientated towards the centre of the vvire (Fig. 2,3) vvhich can be partly porous. Hovvever. this porosity is totally eliminated by further vvorking (1). 2.3 Deformability of Continuously Čast Wire Deformability of continuously čast vvire vvas specified by yield stress curves obtained by the compression of test pieces made from continuously čast vvire (Fig. 4) Čast vvire as well as previously quenched vvire vvere tested in order to determine the necessity of quenching ovving to improved deformability. The highest linear strains of continuously čast vvire are betvveen 40 and 45 %, vvhich is approximately haif the strain obtainable in conventionally made vvire vvith a similar chemical composition. Continuously čast and quenched vvire vvithstand a strain vvhich is only a fevv percentage points higher than that of unquenched vvire. vvhich means that quenching after continuous casting is not essential to improve deformability. The lovv reduction of area vvhich vvas observed during the tension test of continuously čast vvire. also confirms the bad deformability of such vvire. The reduction in area vvas only 15 %, vvhich is consider-ably lower than that of conventionally made vvire vvith a similar chemical composition vvhich gives a reduction in area of over 60 %. 2.4 Dravving of Continuously Čast Wire Dravving tests vvere made on about 2 m long vvire pieces. vvhich vvere dravvn from one coil to another. Before dravving. the vvire surface vvas covered vvith Teh-nolin and Stearat povvder. vvhich is a standard lubricant used in dravving stainless steels. The velocity of dravving vvas 0.24 m/s and the dravving reduction vvas 20 to 25 %. Continuousiy čast vvire vvas dravvn to the highest possible strain. i. e. until the vvire split. Besides the dravving capacity of steel established in the tension test. the dis- i 1200 NJ e Z 1000 <1> o. => O t_ 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0 Logoritmična deformacija. True strain. 400 usmerjeni pravokotno na središčnico (slika 2 in 3). Sredina konti lite žice je lahko delno porozna, ki pa jo z nadaljnjo predelavo popolnoma odpravimo (1). 2.3. Preoblikovainost konti lite žice Preoblikovalne sposobnosti konti lite žice smo najprej ugotavljali s krivuljami napetosti tečenja, dobljenimi s stiskanjem preizkušancev, izdelanih iz konti lite žice (slika 4). Preizkušali smo žico v litem stanju brez gašenja in po gašenju z namenom, da bi ugotovili, ali je zaradi boljše predelovalnosti žico po litju potrebno gasiti ali ne. Največje specifične deformacije, ki jih konti lita žica prenese, znašajo le 40 do 45 %, kar je približno dvakrat manj kot pri klasično izdelani žici podobne kemične sestave. Gašena konti lita žica prenese le nekaj odstotkov večje deformacije kot negašena, kar pomeni, da žice po konti litju za boljšo preoblikovainost ni potrebno gasiti. O slabih preoblikovalnih lastnostih preizkušane konti lite žice lahko sklepamo tudi iz nizke kontrakcije, ki smo jo dobili pri trgalnem preizkusu žice. Kontrakcija je znašala le 15 %, kar je precej manj kot pri klasično izdelani žici podobne kemične sestave, kjer znaša več kot 60 %. 2.4. Vlečenje konti lite žice Preizkuse vlečenja smo naredili na približno dva metra dolgih koncih žice in z vlečenjem iz kolobarja v kolobar. Pred vlečenjem smo na površino žice nanesli Tehnolin in stearatni prašek, standardno mazivno prevleko za vlečenje nerjavnih jekel. Hitrost vlečenja je bila 0,24 m/s, redukcije pa so znašale od 20 do 25 %. Konti lito žico smo vlekli do največjih možnih deformacij, do trganja žice. Med vlečenjem smo poleg ugotavljanja vlečnih sposobnosti jekla, spremljali tudi zapolnjevanje vdolbin na površini žice in zapolnjevanje mikroporozno-sti na sredini žice. Največje deformacije, ki smo jih pri vlečenju iz kolobarja v kolobar dosegli, so znašale približno 35 % (pri vlečenju do premera 6,5 mm) in približno 45 % pri vlečenju krajših koncev žice. Dosegli smo jih pri dvakratnem vlečenju žice. Deformacije, ki smo jih pri vlečenju dosegli, so približno enake deformacijam, doseženim pri stiskanju jekla. Po vlečenju .smo žico žarili pri temperaturi 1050° C in gasili. Pri omenjenem žarjenju je jeklo rekri-staliziralo. O rekristalizaciji konti litega vlečenega jekla bomo podrobneje spregovorili v nadaljevanju. Rekristali-zirano žico smo nadalje vlekli pri enakih redukcijah, velikih 20 do 25 %. Vlekli smo jo v štirih vlekih iz premera 6,1 do 3,5 mm. Skupna deformacija je znašala 86%, kar je deformacija velikostnega reda vlečenja klasično izdelane avstenitne nerjavne žice, zato preizkušane žice nismo več vlekli do tanjših dimenzij. Iz omenjenih rezultatov lahko zaključimo, da ima konti lita žica po vlečenju in rekristalizacijskem žarjenju podobne vlečne sposobnosti kot klasično izdelana žica podobne kemične sestave. Globina vdolbin, nastalih med litjem žice, se je med vlečenjem zmanjševala tako, da jih pri premeru vlečene žice 5,2 mm, pri redukciji žice e = 60 %, pri metalografs-kem pregledu površine žice nismo več opazili. Podobno je bilo tudi z mikroporoznostjo jekla, ki je pri premeru vlečene žice 5,2 mm, pri zmanjšanju preseka žice približno za polovico, nismo več opazili. 3. REKRISTALIZACIJA KONTI LITEGA HLADNO VLEČENEGA JEKLA Rekristalizacija konti litega hladno vlečenega jekla je odvisna od stopnje deformacije in višine temperature žarjenja. Ker konti lito jeklo prenese precej manjše appearance of marks on the wire surface as well as the fillings of microporosity in the wire core were also deter-mined. The highest strain attainabie whiie dravving from one coii to another was approximateiy 35 % (in dravving to a diameter of 6.5 mm) and approximateiy 45% in dravving shorter pieces of vvire. Such strains vvere obtained by pas s ing the vvire tvvice. The strains obtained by dravving vvere simiiar to the ones obtained in steel compression tests. After dravving, the vvire was anneaied at 1050° C and then quenched. During annealing the steel recrystallized. Recrystallization of continuously čast steel will be treated more in detaii The recrystal-lized vvire was further dravvn in four passes vvith nearly the same dravving reduction of about 20 to 25 % from a diameter of 6.1 to 3.5 mm. The total dravving reduction was 86 %, vvhich is the same order of magnitude as for conventionally made stainiess steel vvire. This is the rea-son why the tested vvire vvas not further dravvn to a smaller diameter. On the basis of these results it could be concluded, that after dravving and recrystallization annealing, contin-uously čast vvire has the same dravving abiiity as conven-tionally made vvire vvith a simiiar chemical composition. The depth of circumferentiai marks vvhich appeared during casting decreased so much during dravving that the marks vvere no longer visible at metallographic examination of the vvire (reduced by e= 60 % from a diameter of 5.2 mm). Similarly, the microporosity of the steel vvas no longer observed vvhen the cross-section of the vvire vvith a diameter of 5.2 mm vvas reduced approxi-mateiy by one haif. 3. RECRYSTALLIZATION OF CONTINUOUSLY ČAST COLD-DRAWN STEEL Recrystallization of continuously čast cold rolled steel depends upon the degree of deformation and the annealing temperature. As continuously čast steel vvith-stands considerably lovver strains than conventionaily made steel. the purpose of this investigation vvas to estabiished the sma/lest strains and the lovvest temperatures at vvhich steel completely recrystallizes. The degree of recrystallization vvas determined by metallographic observations and hardness measurements. The recrystallization of steel vvas estabiished at tempere-tures from 900 to 1050° C and during a dravving reduction of 9 to 44 %. The most typicai microstructures Of steel after recrystallization annealing are shovvn in Fig. 5 At 900°C steel did not recrystaiiize until a reduction of 44 % vvas achieved, vvhereas at temperatures of 1000 and 1050° C steel recrystallized already at a reduction of 9 %. Steel dravvn after recrystallization recrystallizes at the same temperatures and strains as constinuously čast dravvn steel. 4. C ON C L USIONS The dravving abiiity of continuousiy čast AISI 304 stainiess steel vvire vvith an austenitic microstructure vvas examined. The aim of this vvas to estabiish its dravving abiiity vvhen čast and after recrystallization anealing, as vvell as the influence of surface conditions and micro-porosity of the vvire core on its dravving abiiity and its recrystallization properties. To summarize: 1. Before dravving for better workability it is not necessary to anneai vvires from austenitic AISI 304 stainiess steel produced by continuous casting process. 2. The total strain of continuousiy čast steel vvhiie dravving reaches 35 to 45 %, i. e. approximately less than half that of conventionally made steel. deformacije kot klasično izdelano jeklo, smo v raziskavi želeli ugotoviti tiste najmanjše deformacije in najnižje temperature, ko jeklo še popolnoma rekristalizira. Stopnjo rekristalizacije smo ugotavljali z metalografskimi preiskavami in meritvami trdot. Rekristalizacijo jekla smo ugotavljali pri temperaturah žarjenja od 900 do 1050° C in redukcijah od 9 do 44 %. Najznačilnejše mikrostrukture jekla po rekristalizacijskem žarjenju so prikazane na sliki 5. Pri temperaturi 900° C je jeklo rekristaliziralo šele pri stopnji deformacije 44%, pri temperaturah 1000 in 1050° C pa že pri stopnji deformacije 9 %. Jeklo, vlečeno po rekristalizaciji, rekristalizira pri enakih temperaturah in deformacijah kot konti lito vlečeno jeklo. 4. ZAKLJUČKI V raziskavi smo ugotavljali vlečne sposobnosti konti lite avstenitne nerjavne žice, vrste AISI304, ulite na napravi za konti litje žice. Cilj raziskave je bil ugotoviti njegove vlečne sposobnosti v litem stanju in po rekristalizacijskem žarjenju, vpliv stanja površine in mikroporoz-nosti sredine žice na njegove vlečne sposobnosti in ugotoviti njegove rekristalizacijske lastnosti. Kratki zaključki so naslednji: 1. Žice iz avstenitnega nerjavnega jekla AISI 304, izdelane po postopku konti ulivanja, pred vlečenjem za boljšo preoblikovalnost ni potrebno gasiti. 2. Preizkušano konti ulito jeklo prenese pri vlečenju 35 do 45 % skupne deformacije, kar je približno polovico manj kot pri klasično izdelanem jeklu. 3. Rekristalizirano konti lito jeklo ima podobne preoblikovalne sposobnosti kot klasično izdelano jeklo. 4. Deformirana lita mikrostruktura jekla rekristalizira pri temperaturi žarjenja 900° C pri specifični deformaciji približno 44%, pri temperaturi 1000° C pa že pri specifični deformaciji približno 9 %. Podobno je tudi pri rekristalizirani deformirani mikrostrukturi. 5. Vdolbine, ki nastanejo pri postopku konti ulivanja na površini žice, ne vplivajo na vlečne sposobnosti preiz-kušanega jekla. Vdolbine in mikroporoznost jekla odpravimo s predelavo jekla na polovico preseka konti litega jekla. Preizkušano konti lito jeklo je bilo legirano z dušikom, saj ga je vsebovalo kar desetkrat več, kot ga vsebuje navadno jeklo AISI 304. Dušik dodajamo v jeklo za povečanje njegove trdnosti in obrabne obstojnosti. S tem zmanjšamo njegove preoblikovalne sposobnosti, zato lahko pričakujemo, da ima konti lito jeklo brez legi- 3. Recrystatlized continuousty čast steel has a simi-lar workablllty as conventionally made steel. 4. The microstructure of čast and deformed steel recrystallizes at an anneallng temperature of 900" C and a linear strah of about 44 %, whereas at a temperature of 1000° C. It already recrystalllzes at a linear strain of about 9 %. This is also true for the microstructure of the steel which has been deformed after recrystailization. 5. Marks which appear on the surface of continuously čast wire do not affect a) the dravving ability of the tested steel and b) the microporosity of the core of the continuously čast wire. Marks and microporosity are eii-minated by vvorking čast steel reduced to haif its initial cross-section. The continuously čast steel was alloyed with nitrogen. In fact. it contained 10 times more nitrogen Slika 5: Mikrostrukture jekla AISI 304: a) vlečenega pri stopnji deformacije 26 % in žarjenega pri temperaturi 900° C, nerekristalizirano; b) vlečenega pri stopnji deformacije 44 % in žarjenega pri temperaturi 900°C, rekristalizirano; c) vlečenega pri stopnji deformacije 9 % in žarjenega pri temperaturi 1000° C, rekristalizirano Fig. 5: Microstructure of AISI 304 steel: a) reduced by 26 % at dravving and annealed at 900° C. unrec-rystaliized. b) reduced by 44 % at drawing and annealed at 900° C, recrys-tall/zed. c) reduced by 9 % dravving and annealed at 1000° C, recrystal-iized ranega dušika boljše preoblikovalne sposobnosti. To nam potrjujejo tudi mehanski preizkusi in preizkusi vlečenja prvih vzorcev konti ulite žice iz jekla AISI 304 (z normalno vsebnostjo dušika), ulitih na napravi na Metalurškem inštitutu. Kontrakcija žice je znašala 37 %, največja deformacija, ki smo jo pri vlečenju krajših koncev žic dosegli, pa 56 %. than ordinary AISI 304 steel. Nitrogen is added to steel in order to increase its strength and resistance to wear. In doing so the workability of steel is decreased, and that is why a better workabiiity of continuously čast steel without alloyed nitrogen can be expected. This has also been confirmed by mechanical tests and drawing tests made on the first specimens of continuously čast wire from AISI 304 steel (with a normal content of nitrogen), vvhich were čast at the Institute of Metallurgy. The area reduction during the vvire tension test was 37 % — the highest deformation achieved in dravving shorter pieces of vvire vvas 56 %. LITERATURA / REFERENCES 1. B Arzenšek, A. Rodič, J. Žvokelj, N. Vojnovič, D. Lazar: 2. Haissig M.: Horizontal continuous casting - recent deve-Hladno vlečenje in izdelava vijakov iz uvožene konti lite ne- lopments and future trends. Steel times 1986 10 546-548 rjavne žice, Poročilo Ml, 1987. 3 j Rodič: Skrajševanje tehnološkega postopka od taline do žice, ŽEZB22, 1988, 4, 101 — 109. RAZVOJNI CILJI PILOTNE PROIZVODNJE NA METALURŠKEM INŠTITUTU Skrajšan neprekinjen tehnološki postopek od taline do toplotno obdelane žice z napravo za horizontalno neprekinjeno litje in s kovaško valjavsko progo za dimenzijsko območje d25mm-d5.5mm Letna zmogljivost take neprekinjene proizvodne Unije je ca 50001 in se lahko optimalno prilagaja tehnološkim specifičnostim določenega .asortimenta (or tempera- rolls lorging 5 cassettes 5 cassettes 4. cassettes Coiter Cover H; ture adjusting machine heoting (urnaces tor possibi(ity heat treatment of coils Direct continuous technological procedure from melt to heat treated wire with horizontal continuous caster and forging -rolling line for dimensional range «25 mm-0 5.5 mm Yearly capacitY of such continuous production line reaches about 50001 and is capable for optimal adjustment to technological characteristics of a certain assortment INDUSTRIAL C0NCEPTI0N 0F SH0RTENED TECHNOLOGICAL PROCEDURE MELTING - CASTING-- VVARMH0LDING Electric are furnace 40-80 t HEAT1NG -FORG1NG-R0LLING-HEAT TREATMENT i. ESR or / and induetion heated lundish ii. ESR or/and induetion heated tundish f n n II he Two horizontal continuous wire or rod casters vvith 3-4 strands _L JL. II II II I 4 Collecting and vvarmholding pit furnace for coils or bars I GFM block II. GFM block m GFM block IVGFM block Induetion heating of ingorng material First step of intensive reduction from 0 35 mm to 015mm in forging -rolling continuous line Heated coilers Hladna predelava zlitine Nimonic 263 v trakove Cold Working of Nimonic 263 Alloy into Strips A. Kveder*1, D. Gnidovec*2 UDK: 621.771.016:669.245 ASM/SLA: F23, 4—53, Nib, SGAh / \ Namen raziskave je bii ugotoviti sposobnost zlitine za vroče in hladno valjanje v trakove. Z metaiografskimi preiskavami in meritvami trdot smo ugotavljali spremembe struktur in mehanskih lastnosti. A. UVOD Zlitina Nimonic 263 je značilna superzlitina za uporabo v delih reaktivnih motorjev, ki se segrevajo do okoli 850 "C. Razvita je bila posebej za tiste dele, ki se izdelujejo iz pločevin, na primer za zgorevalne komore, vendar jo rabijo tudi za druge toplotno obremenjene dele v plinskih turbinah. Sestava zlitine Nimonic 263 je osnovana na niklju. vendar vsebuje tudi 20 % kobalta, ki zelo izboljša predelavnost, predvsem glede nevarnosti nastajanja razpok med vročim valjanjem. Ima pa, kot vse superzliti-ne, veliko odpornost proti deformacijam pri visokih temperaturah. Leta 1987 smo na instrumentiranem valjalnem stroju ugotovili, da ima zlitina Nimonic 263 pri temperaturah med 1000 in 1100°C za faktor 1,6 večjo predelovalno trdnost kot jeklo Prokron 11, ki sicer velja med jekli za zelo trdno pri visokih temperaturah. To in pa sorazmerno ozek temperaturni interval predelave (1150 do 950 °C) je glavni vzrok, da je zelo težko uporabiti za predelavo te zlitine iste predelovalne agregate kot za jekla. B. EKSPERIMENTALNI DEL 1. Material za preizkuse V Železarni Ravne so izdelali osnovno talino te zlitine (chg432 920), ki je bila nato po delih pretaljena po postopku EPŽ (chg 08574/0). EPŽ-blok je bil nato kovan na kovaškem stroju. Tabela 1: Sestava zlitine Element Predpisana sestava % (ppm) Sestava šarže 08574/0 % (ppm) C Si Mn P S Cr 0,04-0,08 maks.0,4 maks. 0,6 maks. 70 ppm 19,0-21.0 0,07 0,26 0,06 0,011 0,001 20,5 *1 Dr. Aleksander Kveder, dipl. ing. met., Metalurški inštitut Ljubljana, Lepi pot 11, 61000 Ljubljana *2 SZ — Metalurški inštitut Ljubljana The purpose of the investigation vvas to establish the alloy abiiity for hot and cold rolling into strips. By means of metallographic research and hardness measurements we estabiished the occurrence of changes in structure and in mechanical properties. A. INTRODUCTION Nimonic 263 alloy is a typical superalloy being used in jet engine parts vvhich are heated to around 850 "C. It vvas developed especially for parts vvhich are made from sheets e. g. for combustion chambers. but it is also used for other heated parts in gas turbines. The composition of Nimonic 263 alloy is based on nickel. but it also contains 20 % cobalt vvhich substantially improves its workability. especially vvith regard to heat checking dur-ing hot rolling. Like aH superalloys, it proves to have a great resistance to deformation at elevated tempera-tures. In 1987. using a rolling mili equipped vvith instru-ments. we estabiished that in a temperature range of 1000 to 1100 "C. Nimonic 263 ailoy has a resistance to deformation vvhich is 1.6 times greater than that of Prokron 11 steel vvhich is considered a very strong steel at high temperatures. This fact and the relatively narrovv interval of vvorking temperatures (1150 to 950 °C) are the main reasons vvhich make it very difficult to vvork such alloys on the same vvorking machines as used for steels. B. EXPERIMENTAL 1. Testing Material The prime charge of that alioy vvas produced in Železarna Ravne (chg 432 920) and it vvas remelted per partes by electroslag remeiting process (chg 08574/0). EPŽ ingot vvas then forged on a forging machine. The chemical composition of this material is shovvn in Table 1, together vvith the prescribed composition. Table 1:Alloy composition Element Prescribed composition % (ppm) Charge (08574/0) composition % (ppm) C Si Mn P S Cr Ni Co 0,04-0,08 max.0,4 max. 0,6 max. 70 ppm 19,0-21.0 Bal. 18,5-21,0 0,07 0,26 0,06 0,011 0,001 20,5 50,4 19,3 Element Predpisana sestava % (ppm) Sestava šarže 08574/0 % (ppm) Ni ostalo 50,4 Co 18,5—21,0 19,3 Mo 5,6-6,1 6,05 Ti 1,9-2,4 2,2 Al 0,3-0,6 0,39 Ti + AI 2,4—2,8 2,59 Fe maks. 0,7 0,7 Cu maks. 0,2 0,01 B maks. 50 ppm 11 ppm Ag maks. 5 ppm 0,3 ppm Bi maks. 1 ppm pod 1,0 ppm Pb maks. 20 ppm 3,2 ppm Kot je videti iz tabele, je sestava zlitine v skladu s predpisano, še posebej je dobro, da so škodljivi oligoe-lementi daleč pod največjo dovoljeno vrednostjo. Za preizkuse valjanja smo imeli na razpolago dve gredici, debelin 25 in 45 mm, in več palic kvadratnega preseka 25 x 25 mm. 2. Vroče valjanje, trdote in strukture Gredice in palice smo pred valjanjem segrevali na 1150 °C, in sicer 1 do 1,5 ure. Palice smo nato valjali v eni vročini do debelin 4 do 5 mm, gredice pa v 3 vročinah do istih končnih debelin. Končne temperature valjanja so bile od 870 °C do 960 "C. Trdote vroče valjanih trakov so odvisne od končne temperature valjanja. Trak, ki smo ga valjali do 870 °C. je imel trdoto okoli 515 HV; trakovi, ki smo jih valjali do 915 "C, so imeli trdote okoli 450 HV, medtem ko so imeli trakovi, valjani do 950 °C, trdote okoli 365 HV. Tako visokih trdot (515 HV) ne dosežemo niti pri izlo-čevalnem utrjanju, niti pri zelo močnem hladnem valjanju. Očitno je visoka trdota po vročem valjanju do sorazmerno nizkih temperatur (870 °C) posledica seštevka utrditve zaradi valjanja pri temperaturah, pri katerih zlitina več ne rekristalizira, in izločevalne utrditve pri nizkih temperaturah valjanja in ohlajevanja po valjanju. Dva primera struktur po vročem valjanju prikazujeta sliki 1 in 2. Sodimo, da med vročim valjanjem zlitina rekristalizira le do okoli 1050° C, pri nižjih temperaturah pa se deformacijsko in izločevalno utrjuje. Slikal. Struktura zlitine Nimonic 263, valjane do temperature 870 °C v eni vročini Figure 1. Structure of Nimonic 263 aiioy, rolied to 870 °C in one heat Element Prescribed composition % (ppm) Charge (08574/0) composition % (ppm) Mo 5,6-6,1 6,05 Ti 1,9-2.4 2,2 Al 0,3-0,6 0,39 Ti + AI 2.4—2,8 2,59 Fe max. 0,7 0,7 Cu max. 0,2 0,01 B max. 50 ppm 11 ppm Ag max. 5 ppm 0,3 ppm Bi max. 1 ppm belovv 1,0 ppm Pb max. 20 ppm 3,2 ppm /4 s seen from the above Table the alloy composition is in compliance vvith the prescribed vaiues, it is espe-ciaily suitabie that the harmful impurities are far beiow the highnest aiiovved vaiue. To carry out rolling experiments two billets vvere used 25 and 45 mm thick and severa! bars of square crossection 25x 25 mm. 2. Hot Rolling, Hardness and Structures Before the billets and the bars vvere rolied. they vvere heated to 1150 "C for 1 to 1,5 hour. Bars vvere then rolied to a thickness of 4 to 5 mm in one heat vvhereas the billets vvere rolied to the same final thickness in three heats. Finish rolling temperatures vvere kept betvveen 870to 960 "C. The hardness vaiues of hot-rolled strips depend up-on finish rolling temperatures. The strip vvhich was rolied to a temperature of 870 "C had a hardness value of about 515 HV and the strips vvhich vvere rolied to a temperature of 915 "C had a hardness value of about 450 HV vvhereas the ones rolied to a temperature of 950 "C had a hardness value about 365 HV. Such high hardness vaiues (515 HVjcannot be achieved either by precipitation hardening, or by very in-tensive cold-rolling. Obviously high hardness after hot-rolling to relatively lovv temperatures (870 °C) results from the combination of hardening due to rolling at temperatures at vvhich the alloy no longer recrystallizes and of precipitation hardening at lovv rolling temperatures and during cooling after rolling. Two examples of structures after hot-rolling are shovvn in Fig. 1 and 2. We estimate that during hot-roll- Slika 2. Struktura zlitine Nimonic 263, valjane do temperature 960 °C v treh vročinah Figure 2. Structure of Nimonic 263 alloy, rolied to 960 "C in three heats 3. Žarjenje vroče valjanih trakov Vzorce dveh trakov s trdotama 440 in 365 HV smo žarili pri temperaturah med 1150 in 800 °C. Trdote po teh žarjenjih so prikazane na sliki 3. Po žarjenju na 800 "C se trdota zaradi izločevalnega utrjanja celo poveča. Do 950 °C rekristalizira najbolj deformiran del strukture, do 1050° C pa še preostali del strukture. Obenem poteka tudi raztapljanje izločkov y', ki sicer utrjujejo zlitino in preprečujejo rekristalizacijo. Najnižjo trdoto pa doseže zlitina šele po žarjenju na 1150 "C. "O o o TD ing the aiioy recrystaiiizes only down to approximateiy 1050° C, at iower temperatures it hardens due to deformation and precipitation. 3. Annealing of Hot-Rolled Strips Sampies of two strips vvith a hardness of 440 and 365 H V vvere anneaied at temperatures betvveen 115° and 800 °C. Hardness vaiues after these annealings are shovvn in Fig. 3. After annealing at 800 "C. hardness even increases due to precipitation hardening. The most de-formed part of the structure recrystaiiizes up to 950 °C and the remaining part of the structure recrystailizes up to 1050° C. Simuitaneously, the dissoiution of V precipitates oc-curs. vvhich othervvise vvouid harden the alloy and pre-vent recrystallization. The alloy achieves the iovvest hardness oniy after annealing at 1150 °C. 4. Cold Rolling of Strips Hot-rolied strips vvere first anneaied in a vacuum at 1100 °C for 1 hour and then they vvere cold-rolied to a thickness of 3,6 mm in order to level their thickness ac-ross the vvidth because the strips vvere rather bovved — thinner at the edges and thicker in the middie — after hot rolling. After that the strips vvere anneaied again at 1100 °C for one hour in vacuum. One strip vvas then cold-rolied and sampies vvere cut off during the process to measure hardness. for metal-iographic research and to investigate annealing. The final aim vvas to produce 0,91 mm thick strips as required by the user of the alloy. Before cold-roiling, it vvas believed that at ieast one intermediate annealing vvouid be required for cold-rolling from 3,6 to 0,91 mm, but it succeded vvithout this and it could even be said that it vvorked out rather successfui-ly, especially vvith regard to the fact that the rolling mili vvhich vvas used vvas not very povverful. Thicknesses. de-formations and hardness vaiues are shovvn in Table 2. Table 2: Cold-rolling parameters and hardness 120 75 45 30 Čas žarjenja. min. Annealing tirne,min. True strain Conventional strain Thickness = d" do/d)- 100 % /:=[d-d)/d0\■ 100 % Hardness Slika 3. Žarjenje vroče valjanih trakov: odvisnost trdote od temperature žarjenja Figure 3. Annealing of hot-rolled strips. Reiationship betvveen hardness and annealing temperature 4. Hladno valjanje trakov Vroče valjane trakove smo najprej žarili v vakuumu na 1100°C 1 uro, nato pa jih hladno valjali na debelino 3,6 mm, zato da smo izravnali debeline trakov po širini. Po vročem valjanju so bili namreč trakovi precej bombi-rani, na robi tanjši, na sredini pa debelejši. Nato smo trakove ponovno žarili v vakuumu na 1100°C 1 uro. En trak smo nato hladno valjali in vmes odrezovali vzorce za merjenje trdot, metalografijo in preiskave žarjenja. Končni cilj so bili trakovi, debeline 0,91 mm, ker take potrebuje določen uporabnik te zlitine. Pred hladnim valjanjem smo menili, da bo za hladno valjanje od 3,6 do 0,91 mm potrebno najmanj enkratno vmesno žarjenje, vendar je šlo brez tega. lahko bi rekli celo precej gladko, posebno glede na to, da naš valjalni stroj ni zelo močan. Debeline, deformacije in trdote so navedene v tabeli 2. mm intermediate cumulative intermediate cumulative HV 1000 g 3,6 — _ _ _ 214 3,17 12,72 12,72 11.94 11,94 324 2.9 8.9 21,62 8,52 19,4 360 2,6 10,92 32,54 10,34 27,8 395 2,3 12,26 44,8 11,54 36,1 414 1.97 15,49 60,3 14.35 45,3 449 1,63 18,95 79,23 17,26 54,7 460 1,38 16,65 95.88 15,34 61,7 476 1,12 20,88 116,76 18,84 69,0 490 1,03 8,38 125.14 8,03 71,4 495 0,91 12,39 137,52 11,65 74,7 510 REMARKS on the Table: — intermediate deformation does not mean only one pass but more especially for smaller thicknesses. — in true strains. each addition of intermediate vaiues is equal to cumulative ones, vvhereas this is not true of conventional strains. Hardness vaiues vvhich vvere measured after deter-mined intermediate strains vvere set out in a diagram of hardness — deformation and a hardening curve vvas obtained as illustrated in Fig. 4. The initial hardness of the alloy is 214 HV as before rolling it vvas anneaied at 150 L 750 800 850 900 950 1000 1050 1100 1150 1200 Temperatura žarjenja - Annealing temperature. °C Nimonic 263-vroče valjan trak hot rolled strip o 440 HV • 355 HV Tabela 2: Parametri hladnega valjanja in trdote Logaritmična Debelina deformacija mm

= 137.52 7.) / j 0 20 40 60 80 100 120 140 Logaritmična deformacija - True strain -P = [In (d0/d)D-100 7. 10 20 30 40 50 60 70 75 Tehnična deformacija - Conventional strain. e= [(d0-d)/d0J 1007. Stika 4. Utrjevanje ztitine Nimonic 263 pri hladnem valjanju traku Figure 4. Hardening of Nimonic 263 alloy by cold-rolling of a strip 1100 "C and not at 1150 "C vvhich is the appropriate temperature for the soiution treatment. From reference data we learned that a temperature of 1100 "C is sufficient for recrystallization annealing although even a lovver hardness is achieved at a temperature of 1150 °C. As shovvn in Table 2 and diagram in Fig. 4 the alloy vvas cold-rolled beyond 500 HV (50 HRc. tensile strength according to comparative tables around 1670 N/mrrf). The alloy has therefore a really very great deformabiiity. To establish hardening properties a log-log plot of hardness vs. deformation vvas set out as shovvn in Fig. 5. The alloy is obviously behaving in accordance vvith the conventional hardening equation: HV=a- Slika 5. Utrjevanje zlitine Nimonic 263 pri hladnem valjanju traku (logar-itmične koordinate) Figure 5. Hardening of Nimonic 263 alloy by cold-rolling of a strip (logarithmic coordinates) 5. Rekristalizacija hladno valjanih trakov Vzorce s parcialnimi in končnimi deformacijami smo žarili na temperaturah 1150, 1050, 950 in 850 °C različne čase: 5, 10, 20 in 60 minut. Stopnjo omehčanja in rekri-stalizacije smo ugotavljali z meritvami trdote in metalo-grafskimi pregledi. « 300 15Q750 800 Temperatura žarjenja - Annealing temperature. °C Slika 6. Rekristalizacijska žarjenja hladno valjanega traku Figure 6. Recrystallizing anriealings of a cold-rolled strip Slika 8. Rekristalizirana struktura po žarjenju 60 minut na 1150 "C. Predhodna hladna deformacija 12,7 % Figure 8. Recrystaiiized structure after 60 minutes annealing at 1150 °C. Preiiminary cold deformation 12,7% trdnost po primerjalnih tabelah okoli 1670 N/mm2). Zlitina je torej zares zelo plastična. Za določitev utrjevalne lastnosti smo iste podatke vrisali v logaritmični koordinati za trdoto in deformacijo. To je prikazano na sliki 5. Vidimo, da se zlitina dobro ravna po klasični utrjevalni enačbi: HV = a- C "O 250 o 200 o "O 150 Ni Rc — 1 ht nonic 263 ztopno žar )0°C vakuu ajeno v N2 jenje - SoLu n/2uri - 2 h - rapid coc i ion treatment: ours / hitro )ling in N2 _ 800°C i—O— Tri Hc jota po ra; lrdness aft i to p nem ža er solution i rjenju (180 treatment (1 i HV) 80 HV) D 2 4 6 8 10 12 14 Čas izločevalnega žarjenja-Ageing tirne, h 16 Slika 9. Trdota zlitine Nimonic 263 v odvisnosti od časa žarjenja na 800 °C Figure 9. Relationship between hardness of Nimonic 263 alloy and annealing tirne at 800 "C greater deformation (125,14 %) and short annealing tirne (5 minutes) crystal grains are relatively small (Fig. 7) vvhereas at smaller deformation (12%) and longer annealing tirne (60 minutes) grain growth and tercial rec-rystallization occur (Fig. 8) Also a temperature of 1050 "C. recrystallization is comp/ete in aH cases. Hovvever. crystal grains are essen-tially smaller and tercial recrystallization no longer oc-curs. Hardness is somevvhat higher due to smaller crys-tal grains (Fig. 6). At a temperature of 950 "C recrystallization is stili oc-curing but it is not complete, this is reflected in too high a hardness (250 to 275 HV). At stili lovver temperature (850 °C) the alloy no longer recrystallizes. vvith the ex-ception of a very small scale of recrystallization ovving to previous higher deformations. At this temperature. V precipitation occurs, completely preventing recrystalliza-tion. 6. Precipitation Hardening Semi-finished products of this alloy are normally de-livered to the end-user in a solution treated state (1150"C/air cooling or other cooling media), vvhereas finished products are precipitation hardened since it is the only way to give the alloy the adequate properties i. e. high strength and resistance to creep at high tem-peratures (800 "C and more). According to standards. this alloy hardens at a temperature of 800 "C for 8 hours. The kinetics hardening vvas established in such a way that the sample vvere annealed at 800 "C for differ-ent periods. Hardening is illustrated in Fig. 9 The first hardening occurs a little over the first half hour, after that it regresses somevvhat and the alloy hardens again for about 4 hours. from then on the state of the alloy re-mains nearly unchanged. The significance of the first ef-fect is not knovvn. it is probably a matter of unstable pre-cipitates vvhich are abie to precipitate rapidly and to transform themselves into stable precipitates. The hardness of the precipitation hardened alloy is relatively low as it hardly reaches 290 HV (the standard required is at least 275 HV hardness). Hovvever. as it has aiready been stated. the main advantages of this alloy shovv up only vvhen used at elevated temperatures. C. CONCLUSIONS 1. Nimonic 263 alioy previousiy forged into a billet (or slab) can very well be hot-rolled into a strip. VVithout exception, even if rolling vvas carried out beiovv 950 °C no larger tears occurred at the edges. After hot-rolling. the strip is very hard and it can even achieve a hardness of 500 HV vvhen it is rotied beiovv 950 "C. 2. Softening (recrystailization) of hot-rolled strips must be carried out at least at 1050 "C, at the best at 1150 "C, hovvever for a very short tirne in order to avoid crystal grain growth. At this temperature the lovvest hardness is also achieved (180 to 190 HV) vvhich is a good state for further cold-rolling. 3. Cold-rolling established that the alloy is very de-formabie. Despite the use of a less povverful rolling mili the total deformation of 6 %). Poleg raztržnih preizkusov je bil napravljen tudi pre-1 izkus žilavosti DVM pri 20° C, izmerjena strižna trdnost v normaliziranem stanju in trdota v poboljšanem stanju. Rezultati meritev so prikazani v tabeli 3. Podatki v tabeli 3 kažejo, da žilavost pada z naraščanjem vsebnosti bakra. Žilavost prvih dveh jekel je ravno na meji, ki predstavlja prehod žilavega preloma v krhki (27 J), kar se odraža tudi na morfologiji prelomov, kot smo že omenili. Tabela 3: Vzorec Žilavost DVM (J) Strižna trdnost (N/mm2) Trdota (HRc) 1 26 781 35 2 25 842 42 3 15 862 42 4 19 812 41 Velika razlika žilavosti je med jeklom 3 in jeklom 4, ki pa se ne odrazi niti v trdnosti niti v raztezku. Zaradi nizke žilavosti obstaja nevarnost povečanja zarezne občutljivosti takega jekla in s tem možnost porušitve vzmeti, posebno pri nižjih temperaturah. Podobno kot natezna trdnost se z večanjem vsebnosti bakra povečuje tudi strižna trdnost v normaliziranem stanju od 781 N/mm2 pri 0,16 % Cu na 862 N/mm2 pri 0,32 % Cu. Primerjava jekel 3 in 4 pokaže, da je strižna trdnost pri enaki količini bakra nižja pri vzorcu z višjo vsebnostjo kositra, manjša pa je tudi trdota. Tudi to je verjetno v zvezi z vplivom kositra na kaljivost. Za uporabne lastnosti vzmeti je pomembno tudi obnašanje materiala pri dinamičnih obremenitvah. Najpogosteje se za te namene uporablja vrtilno-upogibni trajni preizkus, s katerim dobimo dopustno obremenitev materiala, da zdrži nad 4,5 milijona izmeničnih obremenitev. Trajno trdnost smo določili z vrtilno-upogibnim preizkusom s po 15 vzorci od vsake vrste jekla. Uporabljena je bila metoda stopnic, kjer se izmenično spreminja nivo obremenitev navzgor in navzdol. Vzorci so bili pod izmenično obremenitvijo do 4,5 milijona vrtljajev. Iz dobljenih vrednosti je bila izračunana trdnost atuv, raztros S ter razmerje otuv/Rm. Vsi ti podatki so v tabeli 4. Diagrami z vrisanimi nivoju obremenitev so prikazani na sliki 5 Dobljene rezultate je težko komentirati, ker ni na voljo primerjalnih podatkov oziroma normalne vrednosti za trajno trdnost te vrste jekla niso poznane. Tabela 4: Vzorec ^^ ^ Raztros S (N/mm2) Razmerje aJRm 1 384 6,6 0,30 2 391 9,3 0,30 3 368 6,8 0,27 4 387 3,1 0,28 Increase in copper content from 0.16 % Cu to 0.32 % Cu resulted in the rise of tensiie strength from 1296 N/mm2 to 13/6 N/mm2. increasse in tin content from 0.012 % Sn to 0.022 % Sn at 0.33 % Cu caused a stight decrease in tensiie strength from 1376 N/mm2 to 1361 N/mm2. It is not significant however. it might be a resu/t from a change in hardenability caused by tin. The rise in copper content had no influence on elon-gation which was practically the same for ali samples. Only stight difference in contraction was observed. Ali obtained values vvere vvithin specified range for Č.2133 grade (strength Rm betvveen 1270 N/mm2 and 1470 N/mm2. and elongation Amjn> 6 %). Beside tensiie strength DVM toughness at 20°C, shear strength in normaiized state and hardness in quenched and tempered state vvere also measured. The resuits can be seen in Table 3 The data shovvs that thoughness decreases vvith the rise in copper content. The toughness of the first tvvo steels vvas just on the limit (27 J) of the ductile-to-brittle transformation vvhich reftcted also on the morphology of fracture surface as mentioned previously. Table 3: Sampie Toughness DVM (J) Shear strength (N/mnf) Hardness (HRc) 1 26 781 35 2 25 842 42 3 15 862 42 4 19 812 41 Big difference observed in toughness of steel Nr. 3 and Nr. 4 is reflected neither on strength nor elongation. Due to low toughness there is a danger of a rise in note h sensitivity of sueh steel vvhich can resu/t in the breakage of spring especially at tovver temperatures. Similarly as tensiie strength the shear strength in normaiized state also inereases from 781 N/mm'2 at 0.16 % Cu to 862 N/mm2 at 0.32 % Cu. The comparison of steel Nr. 3 vvith steel Nr. 4 reveals that the shear strength at the same copper content vvas iovver at higher tin content. The same holds for hardness. This is probably also an influence of tin on hardenability. The behavior of material at dynamic loading is also important for service spring properties. The most frequently used test for determination of the dynamic atternate load the material can bear for more than 4.5 millions of cycles is known as rotating bar bending fatigue test. The dynamic fatigue test vvas performed on 15 samples of each steel. The leve/ of alternate load vvas changed stepvvise up to 4.5 million of r evolution s. The resuits obtained vvere used to calculate fatigue strength atuv, standard deviation S and otuv/Rm ratio vvhich are given in Table 4. Diagrams vvith marked alternate load levels are seen in Fig. 5. No comment is given on the resuits due to the tačk of reference data. So-called nor m al values for fatigue strength for this kind of steel are not knovvn. it can be seen that there vvere no significant differences in fatigue strength since it vvas Tabela 4: Samp/e Stand. dev. S (N/mm*) Ratio a JRm 1 384 6.6 0.30 2 391 9.3 0 30 3 368 6.8 0 27 4 387 3.1 0.28 A10 ~ 400 im 1 390' I 0,167.Cu, 0,0107.Sn Č.2133 i \ | N v \ ) N V \ v N y 0,257.Cu, 0,0127oSn Č 2133 400 - 390 E E 5 370 o1 360 350 0 327.CU, 0,0127.Sn Č.2133 3 ■> v \ / \ k \ Y N / - «0 | 390; 5 380 > ° 370 360 350 0,337.Cu, 0,0227oSn Č.2133 4 : j Y \ N / k \ i V \ Y s \ Y 65 60 55 50 £ 45 !E 40 35 30 25 ; Č.213 3 t -1 0,167.Cu, 0,0107» -2 0,257.Cu, 0,0127.! <-3 0,327.Cu, 0,0127. '-4 0,337oCu, 0,0227. 5n 5n Sn 10 20 30 mm 40 50 60 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 Slika 5: Vrtilno-upogibna trdnost jekel po 4,5 milijona vrtljajev. Oznake: X-zdržala, 0-zlom, 1 — 15 predstavlja posamezne vzorce Fig. 5: Fatigue strength after 4.5 million cycies. X — unbroken speci-men, 0 — faiiure. 1—15 nr. of particuiar specimen Iz izračunanih vrednosti se vidi, da so razlike majhne. Trajna trdnost jekla z 0,16% Cu in 0,010 4 Sn je praktično identična vrednosti pri jeklu z 0,33 % Cu in 0,22 % Sn. Velja torej, da v danem območju koncentracij, oligo-elementa baker in kositer nista škodljiva za trajno trdnost. 3.4. Kaljivost in prekaljivost V literaturi4 zasledimo podatke o vplivu posameznih elementov na prekaljivost. Baker, nikelj in silicij povečujejo prekaljivost jekla. Za kositer ni zaslediti podatkov, razen nekaterih naših izkušenj, ki kažejo, da kositer zmanjšuje prekaljivost silicijevega vzmetnega jekla2. Jominy profili trdote na sliki 6 kažejo, da so razlike v poteku trdote med vzorci majhne. Kljub temu se opazi, da se z naraščajočo vsebnostjo bakra prekaljivost povečuje. Opazen je tudi učinek povečanja vsebnosti kositra pri 0,33 % Cu. Prekaljivost se z narastkom kositra od 0,012 % na 0,022 % poslabša. Trdota vzorca z 0,33 % Cu Slika 6: Prekaljivost jekel po Jominy-u Fig. 6: Hardenability as Determined by Jominy test practically the same for steel vvith 0.16 % Cu and 0.010% Sn as for steel vvith 0.33 % Cu and 0.022 % Sn. Hence it can be stated that vvithin the concentration range used copper and tin have no harmful influence on fatigue strength. 3.4 Hardenability and Jominy test. The influence of particuiar eiements on hardenability are knovvn from literature4. Copper, nickel and silicon in-crease the hardenability of steel. There is no available data regarding the influence of tin except for certain our experience2 according to vvhich tin decreases the hard-enability of silicon spring steel. Jominy curves in Fig. 6 shovv only slight difference in hardness of different sam-ples. Hovvever. it can be noted that increase in copper content increases hardenability. The effect of increased tin content at 0.33 % Cu can also be noted. The hardena-bility decreases vvith increase in tin content from 0.012 % Sn to 0.022 % Sn. In 20 mm distance from quenched end the hardness of steel vvith 0.33 % Cu and 0.022 % Sn was 34.5 HRc i. e., the same as in 28 mm distance for steel vvith 0.012% Sn and the same copper content. 5. CONCLUSIONS Based on the investigation carried out on four indus-trial spring steel of Č.2133 type the follovving conclu-sions may be dravvn: — Increased content of copper up to 0.33 % Cu and tin up to 0.022 % Sn have no deleterious effect on the initial workabiiity and mechanical properties vvhich remain vvithin prescribed range. The upper limit 0.25 % Cu of in 0,022 % Sn je pri oddaljenosti 20 mm od čela 34,5 HRc, kar je enako trdoti na oddaljenosti 28 mm od čela pri vzorcu z enakim bakrom in 0,012 % Sn. 5. ZAKLJUČKI Na podlagi raziskav na štirih industrijskih jeklih za vzmeti, vrste Č.2133, lahko postavimo naslednje zaključke: — Povečana vsebnost oligoelementov do 0,33 % Cu in do 0.022 % Sn ne vpliva na poslabšanje začetne plastičnosti in ne poslabša mehanskih lastnosti, ki ostanejo v okviru predpisanih. Dosedanjo najvišjo dovoljeno vsebnost 0,25 % Cu v vzmetnem jeklu Č.2133 bi lahko povišali vsaj na 0,33 % Cu ali celo višje. — Baker povečuje prekaljivost, kositer pa jo zmanjšuje, vendar v preiskovanem razponu koncentracij te razlike niso velike. — Relativno gledano, med preiskovanimi jekli ni pomembnih razlik v trajni trdnosti, zato velja, da baker do 0,33 % in kositer do 0,022 % ne vplivata škodljivo na trajno trdnost. copper content in Č.2133 spring steel can be raised at least to 0.33 % Cu or even higher. — Copper increases while tin decreases the hard-enability. hovvever the influence is small vvithin the con-centration range investigated. — There is no significant difference in fatigue strength betvveen the four sampies hence it can be con-cluded that copper up to 0.33 % Cu and tin up to 0.022 % Sn have no harmful influence on the fatigue strength. LITERATURA/REFERENCE 1. M. Torkar, J. Žvokelj. F. Vodopivec, F. Kaučič, F. Haller: Predelovalna sposobnost in fizikalne lastnosti nizko legiranega vzmetnega jekla z dodatkom bakra, Poročilo Ml, št. 83-035 Ljubljana, 1983 2. M. Torkar, F. Vodopivec, F. Kaučič, F. Haller: Vpliv bakra na lastnosti vzmetnih jekel II. del. Poročilo Ml, št. 84-040, Ljubljana 1984 3. M. Torkar, F. Vodopivec, F. Kaučič, F. Haller: Vpliv bakra na lasnosti vzmetnih jekel III. del, Poročilo Ml, št. 85-028, Ljubljana 1985 4. C. A. Siebert, D. V. Doane, D. H. Breen: The Hardenability of Steeis, ASM Metals Park Ohio, 1977 1. M. Torkar. J. Žvokelj, F. Vodopivec. F. Kaučič, F. Haller: Wor-kability and physicai properties of iow alioyed spring steel with copper addition, Internat report of Mi Nr. 83-035, Ljubljana, 1983. 2 M. Torkar, F. Vodopivec, F. Kaučič, F. Haller: The influence of copper on the properties of spring steel Part II, Internat report of Ml Nr. 84-040, Ljubljana, 1984. 3. M. Torkar, F. Vodopivec, F. Kaučič, F. Haller: The influence of copper on the properties of spring steel, Part III, Internat report of Ml Nr. 85-028. Ljubljana, 1985. 4. C. A. Siebert, D. V. Doane, D. H. Breen: The Hardenabitity of Steeis, ASM Metaks Park Ohio, 1977. Računalniško podprt INFORMACIJSKO - DOKUMENTACIJSKI SISTEM KRMILJENJE RAZISKAV RAZVOJA IN INŽENIRINGA INDOK SISTEM KORISTNIKI - NAROČNIKI - FINANSERJI STROKOVNA PODROČJA projekti in naloge 9trateSko tehnol. razvoja SFRJ projekti in programi RSS in PORS projekti in2enjringa J SOZD SZ razfskov. programi — Ml projekti — Ml raziskov. nalpge — Ml tehnol, In2eninng — Ml inovacije — MJ sklepi, zadolžitve, obveznosti. dogovori, obvestila — Ml —ekupnl projekti -raziskovalni programi EGS -kompleksni program! SEV —bilateralni projekti bllatoralnl projoktl (VZHOD, ZAHOD) Pojavi pri malocikličnem utrujanju nizkoogljičnega jekla na področju naravnega tečenja Low Cycle Fatigue Phenomena in Low Carbon Steel in the Region of Yielding Elongation J. Žvokelj*1 UDK: 620.178.3:669.15-194.2 ASM/SLA: Q7, CNg Pri izdelavi ciklične a-ea krivulje za nizkoogljično jeklo z velikim raztezkom naravnega tečenja smo ugotavljali nekatere značilnosti med začetnimi izmeničnimi obremenitvami. V področju naravnega tečenja opažamo pri malih amplitudah raztezka mehčanje, pri večjih amplitu-dah pa utrjanje jekla od prvega nihaja dalje. Pri tem je delež nehomogene deformacije enak dvojni ampiitudi reztezka. Determining the cyciic o-ea curve for a lovv carbon steel vvith a large yieiding elongation, the author studied some characteristic phenomena occurring during initial alternating ioading. In the yielding range softening could be observed at small strain amplitudes and hardening at larger strain amplitudes from the first cycle onvvards. In this čase the size of the nonhomogeneous deformation vvas equal to the doubie amplitude of elongation. UVOD S pojmom malociklično utrujanje (angl. lovv cycle fatigue) označujemo področje dinamičnih obremenitev, pri katerih pride do porušitve že po manjšem številu nihajnih obremenitev. Na klasičnem VVohlerjevem diagramu, s katerim prikazujemo število nihajnih obremenitev do loma v odvisnosti od amplitude dinamične napetosti, ga imenujemo področje časovne dinamične trdnosti, za razliko od trajne dinamične trdnosti, ki jo predstavlja mejna napetost, ko preide VVohlejeva krivulja v asimptoto in pod katero naj bi material že trajno vzdržal nihajno obremenitev. 1 2 Posebna značilnost področja malocikličnega utrujanja je v tem, da nastajajo med obremenjevanjem v materialu poleg elastičnih tudi plastične deformacije, zaradi česar zasledimo pri tovrstnih preskušanjih še vrsto spremljajočih pojavov, kot so utrjanje, mehčanje, relak-sacija, Bauschingerjev efekt in podobno. Preizkušanja na področju malocikličnega utrujanja izvajamo z majhnimi frekvencami, zato lahko registriramo soodvisnost obremenitev in deformacij. Pri izmeničnem obremenjevanju predstavlja ta odnos značilna histerezna zanka (Slika 1). Preizkušanja se izvajajo lahko s krmiljenjem amplitude obremenitve, vendar so za interpretacijo pojavov prikladnejša preizkušanja s krmiljenjem amplitude raztezkov, kar velja še zlasti za preskušanja pri povišanih temperaturah. V dvojnologaritem-skih koordinatah je odnos med amplitudo plastičnega raztezka in številom nihajev do zloma premica in ga matematično lahko izrazimo s Coffin-Mansonovo enačbo. 3. Za osnovno presojo ponašanja materiala pri malocikličnem utrujanju se izdela takoimenovana ciklična o-ea krivulja, ki je ena od osnov za računalniško obdelavo ugotavljanja življenjske dobe konstrukcijskega dela pri * Janez Žvokelj, dipl. ing. met. SŽ-Metalurški inštitut Ljubljana, Lepa pot 11, 61000 Ljubljana INTRODUCTION The term iow-cycle fatigue is used for the region of dynamic loadings where failure occurs at a lovv number of cydes. In the classicai Wohler's diagram representing the number of cycles to failure against the amplitude of dynamic stress, this region is that of tirne fatigue strength as contrasted to that of fatigue strength repre-sented by limit stress vvhen VVohlerš curve approaches the asymptote and under vvhich a material should deveiop a fatigue resistance to cyclic Ioading. A special feature of the iow-cycle fatigue range is the occurrence of not only elastic but also plastic strains in material under ioading. As a result in this kind of testing one can find a series of accompanying phenomena such as hardening, softening, reiaxation, Bauschinger's effect and similar. In the low-cycle fatigue region tests are performed at lovv frequencies so that the stress-strain relationship can be recorded. At alternating load this relationship can be represented by a hysteresis loop (Figure 1). Tests can be performed in stress controlled conditions, hovvever, for the interpretation of the phenomena tests in strain controlled conditions seems to be more appropriate, vvhich is especially true for tests at elevated temperature. On the log-log coordinates, the relationship betvveen the plastic strain amplitude and the number of cycies to failure is represented by a straight line, and can be mathematically expressed by Coffin-Manson equation. To be able to judge the bahaviour of material in low-cycie fatigue, the so-called cyclic o-ea curve is usually defined serving as a bas/s for computer processing of data offering information about the life time of a structu-ral part under non-uniform cyclic Ioading, (Figure 2). This curve is similar to a static tensile curve except that on the abscissa strain amplitude (ej is indicated. The tests are carried out under alternating dynamic load, and for the particular points on the curve stress in tension is registered at the maximum amplitude of a given strain in tension. Slika 1: Odnos med napetostjo (a) in deformacijo (e) pri izmenični obremenitvi Eei — delež elastične deformacije epi — delež plastične deformacije Fig. 1: Stress (cr) versus strain (e) in a/ternating load cycles Eel — amount of elastič strain Ep, — amount of plastic strain neenakomernih nihajnih obremenitvah (Slika 2). Podobna je statični natezni krivulji, le da na absciso nanašamo amplitudo raztezka (sa). Preizkušanje izvajamo z izmeničnim dinamičnim obremenjevanjem, za posamezne točke krivulje pa registriramo napetost v na-tegu pri maksimalni amplitudi dane deformacije v natega Ker nastopajo med obremenjevanjem z izmeničnim predznakom (nateg—tlak—nateg—tlak itd.) poleg elastičnih tudi plastične deformacije v materialu, je treba pri vsakem zanihanju z nasprotnim predznakom računati z Bauschingerjevim efektom, sicer pa je ciklično obremenjevanje z izmenično napetostjo izraženo s tipično histe-rezno krivuljo.4 5 Med prvimi cikli izmeničnega obremenjevanja pa se pojavljajo dodatne značilnosti. Nekateri materiali se mehčajo, nekateri utrjajo, lahko pa se ponašajo tudi popolnoma nevtralno. Mehčanje ali utrjanje zaznamo na registriranih histereznih zankah. Zato lahko posamično točko soodvisne napetosti dani amplitudi na ciklični a-ea krivulji določimo šele takrat, ko dosežemo stabilno histe-rezno zanko. Običajno je to po 100 nihajih ali pa po polovičnem številu nihajev do zloma. Pojavi pri prvih ciklih izmeničnega obremenjevanja so nas posebej zanimali. Primer utrjanja in mehčanja 9 % Ni jekla z različno vsebnostjo zadržanega avstenita je bil že objavljen,6 7 v članku pa prikazujemo pojave pri začetnem cikličnem obremenjevanju nizkoogljičnega jekla v območju deformacij naravnega tečenja. Slika 2: Statična in ciklična ct-e krivulja (pri utrjanju materiala) Fig. 2: Static and cyciic o-e curve (cyclic hardening) Since during alternating /oading (tension-compres-sion—tension—compression etc) the material experi-ences elastič and atso plastic strains, it is necessary to consider the possibiiity of the Bauschinger effect in each reversal, however, in general cyclic loading vvith alternating stress can be expressed by a typical hystere-sis curve 5 The first cycles of alternating loading are character-ised also by the occurrence of some other phenomena. Thus some materials experience softening. some hardening, and others can behave in quite a neutral way. Softening and hardening can be noted on the hysteresis loops. Therefore a particuiar point of stress correspond-ing to a given ampiitude on the cyclic ± 0,7 % dobimo najprej utrjanje, nakar mehčanje in ponovno utr-janje, pri vrednosti amplitude nihanja nad £a = ± 1 % pa nastopi utrjanje že od drugega nihaja dalje. Pojav mehčanja utrjanja pri manjših amplitudah in utrjanja pri večjih amplitudah raztezka si razlagamo s tem, da se pri majhnim amplitudah raztezka sproži majhno število Ludersovih zdrsov in je preostali del, na katerem merimo amplitudo raztezka, nedeformiran. Po nekaterih mnenjih8 9 naj bi imeli pri takšnem stanju dislo- 240 1 2 6 8 10 20 40 60 80100 Število nihajev Number of cycles ^ Slika 5: Prikaz utrjanja in mehčanja v 100 hihajih pri različnih amplitudah raztezka Fig. S: Hardening and softening in 100 cycies at different strain ampii-tudes. between the higher and the iower yieid point (RaH = 335 N/mm2 and RaL = 260 N/mm2) and a broad region of yieiding elongation without hardening (£nt^2.4%). The tests vvere carried out under the aiternating ioad in strain controiied conditions in steps from ea = ± 0.2 % to ea= ± 1.2 %. In each test. hysteresis ioops of initial cycies vvere registered. The cyc/e fre-quency vvas 0.1 Hz in tests to faiiure and 0.01 in tests interrupted after 100 cycles. In the graph in Figure 3 the static and cyclic o-£a curves are presented together. For the cyclic curve. the stress corresponding to each particuiar amplitude was taken at 50 % of the number of cycles to faiiure. At the strain amplitude of to up approximately sa= ± 0.6 %, the cyclic curve runs beiovv the static curve vvhiie at higher amplitudes it increases over the level of the lovv yield stress. This shovvs that at iovver amplitudes the steel undergoes softening and at higher amplitudes hardening. These phenomena are illustrated in detail by the registrations of initial cycles for each strain amplitude. The amplitude of ea= + 0.4 % is shovvn as an exampie in Figure 4. On the ordinate force in tension and compression is indicated and on the abscissa the strain amplitude. In the figure hysteresis Ioops vvere not registered only the change of maximum force in tension against the number of cycles. A t the first Ioad in tension one can easily see the drop in force from the high yield dovvn to the value vvhich is approx. equal to that of the iovver yield force in static tensiie tests. In a given example, i. e. at lovv strain amplitudes. at each aiternating cycle the material experiences softening vvhich continues even beiovv the value of the force of the lovv yield stress. An example of hardening and softening in depen-dence upon strain amplitude for the steel under cyclic loading is given in Figure 5. At a strain amplitude of e> ±0.7% the material first experiences hardening, then softening and again hardening, vvhiie at an amplitude of more than e„ = ± 1 % it experiences hardening as early as from the second cycle onvvards. The occurrence of softening-hardening at smaller amplitudes and hardening at Iarger strain amplitudes can be explained by the fact that at the former a small number of Luders bands are induced and the remaining part on vvhich the strain amplitude is measured does not experience deformation. According to some research-erss 9 in this čase dislocation should be uniformly distri-buted in volume vvhiie at iarger amplitudes Luders bands would probably be induced on severa/ locations hinder-ing each other. As a result dislocations pile up in groups and for this reason each new cyclic strain occurs at an increase in stress. The specimens from a series vvhich vvas interrupted after 100 cycles vvere then subjected to a static tensiie test. The purpose of this test vvas to find out the amount of the yielding elongation remaining after cyclic loading vvith a different strain amplitude. The results have shovvn that the remaining amount of yielding elongation is reduced by a value vvhich is approx. equal to the double value of the strain amplitude. Therefore. in a specimen subjected to a Ioad vvith a strain amplitude ea = ± 1.0 % a subsequent static test did not reveal any amount of yielding. This leads to the assumption that the region of non-homogeneous deformation is practically equal to the total vvidth of the amplitude and that the deformation started in tension by Luders bands and during the rever- kacije volumsko enakomerno porazdeljene, pri večjih amplitudah pa naj bi verjetno prišlo do sprožitve Luder-sovih zdrsov na več mestih in se zato med seboj ovirajo, dislokacije pa se grupirajo in kopičijo, zato vsaka nova ciklična deformacija nastane ob povečanju napetosti. S preizkušanci iz serije, ki smo jo po 100 nihajih prekinili, smo napravili nato statični natezni preizkus. S tem smo želeli ugotoviti, kolikšen je preostanek raztezka naravnega tečenja po nihajnih obremenitvah z različno amplitudo raztezka. Rezultati so pokazali, da se je preostali delež raztezka naravnega tečenja zmanjšal za približno dvojno vrednost amplitude raztezka. Pri preizku-šancu, ki je bil obremenjevan z amplitudo raztezka ea=±1,0%, pa pri naknadnem statičnem preizkusu nismo več opazili deleža naravnega tečenja. To pomeni, da je bilo področje nehomogene deformacije praktično enako celotni širini amplitude in se je deformacija s sproščanjem Ludersovih zdrsov začela v nategu, pri obremenitvi z nasprotnim predznakom v tlaku pa so se sprostile nove Ludersove črte na drugih mestih. S preizkusom, ki smo ga izvedli z enim nihajem v nategu in tlaku, nato pa izvedli natezni preizkus, smo to domnevo potrdili, saj se je tudi pri tem preizkušanju pokazalo, da se je delež raztezka naravnega tečenja zmanjšal za približno dvojno vrednost amplitude raztezka sai in compression new Luders bands vvere induced on other iocation. This assumption vvas confirmed by a test vvhich vvas carried out vvith one cycie in tension and compression foitovved by a subsequent tensiie test since it has shovvn that the size of yielding elongation vvas reduced by a value approx. equal to the doubte value of the strain amplitude. LITERATURA/ REFERENCES 1. J. Žvokelj: Utrujanje s končnim številom nihajnih obremenitev do loma, Železarski zbornik 14 (1980), 1 —2 2. J. Žvokelj: Ponašanje jekla pri utrujanju v območju časovne dinamične trdnosti, Zbornik Moderne metode istraživanja specialnih čelika, Metalbiro Zagreb, 1980 3. G. E. Dieter: Mechanical Metallurgie. McGravv — Hill Book Company, 1986 (tretja izdaja) 4. R. Sowerby, D. K, Uko: A rewiew of certain aspects of the Bauschinger effect in metals, Materials Science and Engineering, 41 (1979) 5. H.-D Tietz, M. Dietz: Untersuchung zum Bauschinger-Effekt Neue Hutte, 22 (1977), 12 6. J. Žvokelj, F. Vodopivec: Influence of Austenite on Lovv Cycle Fatigue of a 9 % Ni Steel, FATIGUE 84 — 2nd International Conference on Fatigue and Fatigue Treshold Birming-ham — Conference Proceedings. Vol III., S 1315-1322 7. J. Žvokelj: Malociklično zamaranje čelika, 3. Jugoslavenski simpozijum o metalurgiji, Beograd 1984. Zbornik, 697—700 8. P. Mayr: Grundlagen zum Verhalten bei Schvvingender Beanspruchung; Anrissfreie Phase, Verhalten von Stahl bei schvvingender Beanspruchung, Verlag Stahleisen M. B. H. Dusseldorf, 1978 9. D. Pilo, W. Reik, P. Mayr, E. Macherauch: Inhomogene Deformationsvorgange in der einrissfreiene Ermudungs-phase unlegierter Stahle, Archiv fur das Eisenhuttenwesen 48, (1977) 11 Vakuumska talilna peč Električno pretaljevanje pod žlindro SLOVENSKE ŽELEZARNE METALURŠKI INŠTITUT LJUBLJANA, LEPI POT 6 Stroj Instron za mehansko preizkušanje kovin Vakuumska talilna peč Osebne vesti Novi individualni poslovodni organi na VTOZD Montanistika in Fakulteti za naravoslovje in tehnologijo V začetku šolskega leta 1989/90 so se zamenjali individualni poslovodni organi in tudi nekateri predstojniki kateder na Odseku za metalurgijo. Od začetka septembra 1989 je: Fakulteta za naravoslovje in tehnologijo dekan: red. prof. dr. Franc Kozjek, dipl. farm. VTOZD Montanistika predstojnik: red. prof. dr. Ivan Kosovinc, dipl. inž. met. Odsek za metalurgijo predstojnik: izred. prof. dr. Milan Trbižan 1. Katedra za metalografijo: predstojnik: prof. dr. Velibor Marinkovič 2. Katedra za ekstraktivno metalurgijo: predstojnik: prof. dr. Andrej Rosina 3. Katedra za metalurško energetiko: predstojnik: doc. dr. Franc Pavlin 4. Katedra za tehnologijo in livarstvo: predstojnik: prof. dr. Ladislav Kosec 5. Katedra za preoblikovanje in metalurško strojništvo: predstojnik: doc. dr. RadomirTurk IN MEMORIAM Dne 5. 12. 1989 je v Ljubljani umrl v 89. letu starosti upokojeni univerzitetni profesor dr. h. c. Ciril Rekar, dipl. ing. Njegovo ime in delo je najtesneje povezano s slovensko in jugoslovansko metalurgijo. Poznali smo ga kot človeka, ki je idealno združil teorijo in prakso tako na področju proizvodnje ferozlitin, grodlja in jekla, kot pri pedagoškem, znanstvenem in organizacijskem delu. Rodil se je 14. septembra 1901 v Radovljici. Po maturi v Kranju in po študiju kemije na tehnični fakulteti Univerze v Ljubljani, je leta 1927 diplomiral za inženirja kemije z diplomsko nalogo s področja proizvodnje jekla. Služboval je v rudarskih in metalurških podjetjih. Največ metalurške prakse si je pridobil v Železarni Jesenice pri takratni Kranjski industrijski družbi, kjer je tudi dočakal drugo svetovno vojno. Od tod je odšel v Italijo, kjer se je tudi zaposlil v železarnah. Leta 1944 se je priključil narodnoosvobodilnemu gibanju in preko Barija odšel na Vis, kjer je delal pri Narodnem komiteju za osvoboditev Jugoslavije. Po osvoboditvi Beograda je delal kot pomočnik ministra za rudarstvo in kot načelnik oz. generalni direktor črne metalurgije Jugoslavije. S pedagoškim delom je pričel kot privatni docent že pred vojno. Leta 1939 je bil med ustanovitelji Odseka za metalurgijo, na katerem je predaval predmete iz proizvodnje grodlja, ferozlitin, jekla, metalurške tehnologije in projektiranja metalurških naprav. Redni profesor je postal leta 1946, ko se je vrnil iz Beograda v Ljubljano. Iz časa njegovega dela v metalurških podjetjih omenimo samo nekaj najpomembnejših del: razvoj in uporaba krom-magnezitnih ognjevarnih gradiv, konstrukcija generatorja, s katerim so lahko proizvajali generatorski plin iz domačih rjavih premogov, izkoriščanje plavžnega plina za kurjenje apnenic in izdelava visokotrdnega konstrukcijskega jekla. Z delom v raznih metalurških obratih si je nabral bogate izkušnje, ki jih je pri svojem plodnem pedagoškem delu prenašal na študente. Vedel je, da bo hiter napredek metalurgije pri nas mogoč le, če bomo ustvarili možnosti za pedagoško in znanstvenoraziskovalno delo, tako pri temeljnih kot tudi uporabnih raziskavah. Zato je vse svoje sile posvetil organizaciji raziskovalnega dela. Pod njegovim vodstvom je bil leta 1950 ustanovljen in zgrajen Metalurški inštitut pri Tehniški visoki šoli v Ljubljani, ki ga je uspešno vodil šestnajst let. S postavitvijo raziskovalne ustanove, ki je postala slovensko in jugoslovansko središče na področju metalurških raziskav, si je postavil trajen spomenik. In Memory of Ciril Rekar On December 5, 1989. Mr. Ciril Rekar, dipl. ing.. Pro-fessor Emeritus died at the age of 89. in Ljubljana. His work as researcher and teacher contributed to Slovene and Yugoslav metailurgy as none before: espe-cially in the field of ferrous alloys, pig iron and steel. where he united practice and theory. Ciril Rekar vvas born on September 14. 1901 m Radovljica. In 1927, he received a Bachelor of Science De-gree in Chemistry from the University of Ljubljana. His graduation thesis vvas on manufacturing of steel. He took service vvith m in ing and metallurgical firm s. Then he joined the Jesenice Ironvvorks (the then property of Kranj Industrial Company) vvhere he gained the most val-uable experience in metallurgy. When the VVortd War II broke out he left the Jesenice Ironvvorks for a service in Italian ironvvorks. In 1944 he joined the National Defence Movement and vvent to the island of Vis vvhere he vvorked vvith the National Committee for Liberation of Yugoslavia. VVhen Belgrade vvas liberated, he vvas pro-moted to Assistant Minister for Mining and vvas appoint-ed General Manager of Yugoslav metallurgy. Before the war he engaged in teaching as private /4s-sistant Professor. in 1939 he participated in establishing the Metallurgical Department at the University of Ljubljana. vvhere he gave iectures on the coke, ferrous alloys and steel manufacture, metallurgical technology and on metallurgical engineering. In 1946, after his return from Belgrade, he vvas elected Full Professor. While he vvorked in metallurgical firms, he developed the application of chrome-magnesite refractory materi-als, he constructed the generator used in manufacturing of generator gas from domestic brovvn coal, iniciated the heating of lime-kiln by furnace gas and participated in development of high strength constructional steel. The rich experience he gained from the work in severa! metallurgical plants, he transmitted to his stu-dents. Well avvare of the fact that the Slovene metallurgy could make progress only on the basis of organized pedagogic and research vvork, he devoted himself to research organization. In 1950 he vvas in charge of establishing and building the Metallurgical Institute at the Polytechnic in Ljubljana and later its manager for sixteen successfui years. During the period of his managament, the Metallurgical Institute vvas made the centre of Yugoslav research in metal-lurgy, monumentatizing his vvork. Menil je, da pedagoško in raziskovalno delo v metalurgiji ne sme in ne more biti odmaknjeno od metalurške prakse. Pospeševal je tesno sodelovanje Metalurškega inštituta s francoskim železarskim inštitutom IRSID, z inštitutom za železarstvo Max Planck ter na pedagoškem in znanstveno-raziskovalnem delu s Tehnično Univerzo Clausthal. Kot vodja in nosilec znanstveno raziskovalnega dela na Metalurškem inštitutu je s svojimi sodelavci raziskoval problematiko uporabe domačih surovin za proizvodnjo metalurškega koksa, zalogo rud in uvedel na poskusnih plavžih raziskave o redukciji, mehčanju in nataljevanju domačih železovih rud. Znan je po študijah vpliva oligoelementov na tehnološke in mehanske lastnosti jekel. Delal je tudi na tehnološkem projektu za železarno v Indiji. Na njegovo pobudo se je Metalurški inštitut loteval tudi povsem pionirskih raziskovalnih področij, kot sta uporaba sončne energije za taljenje mineralov z visokim tališčem in razsoljevanje morske vode. Njegova odlika je bila skrb za strokovni dvig raziskovalcev, saj je pri obiskih različnih inštitutov v inozemstvu vedno uredil tako. da je lahko tja pošiljal na šolanje in izpopolnjevanje mlajše strokovnjake. Njegova stroka, življenje in ljubezen je bila metalurgija jekla. Vsako novo tehnološko spoznanje oziroma informacijo, ki jo je dobil, je skušal takoj uveljaviti tudi pri nas. Po upokojitvi leta 1971 se je še vedno aktivno ukvarjal s pedagoškim in zlasti z razvojnim delom ekstraktivne metalurgije. Marsikatera njegova vizionarska ideja se danes uspešno uresničuje v takšni ali drugačni obliki. Do zadnjega se je zanimal in se veselil novih raziskovalnih dosežkov inštituta, prenosa znanja v proizvodnjo, novih tehnoloških rešitev v železarnah in vzgoje mladih strokovnjakov. Za njegov prispevek k razvoju metalurgije in za pionirsko delo pri razvijanju sodelovanja na raziskovalnem in pedagoškem področju med Montanistiko ljubljanske univerze in Tehnično univerzo Clausthal so mu leta 1974 podelili v Clausthalu naslov častnega doktorja. Za svoje delo je prejel več državnih odlikovanj in za življenjsko delo nagrado Sklada Borisa Kidriča. Njegovo pedagoško in raziskovalno pot so odlikovale vsestranska razgledanost, organizacijska sposobnost, velika iznajdljivost, močna volja in doslednost pri delu. Spominjali se ga bomo kot metalurga in učitelja številnih generacij metalurgov, ki delajo doma in po svetu. Jakob Lamut He believed that teaching and research in metallurgy cannot and may not be separated from practica/ applica-tion to industry. Under his ieadership the Metaiiurgicai Institute entertained a close cooperation in teaching and research with the French Iron Institute IRSID, vvith Max Planck Iron Manufacture Institute and vvith Technical University Clausthal. He and his fellovv researchers explored the domestic ravv materiais on use in the manufacture of metallurgical coke, and engaged in the research on reduction, soften-ing and melting of domestic iron in experimental fur-naces. His studies on hovv the residuals affect the technological and mechanicai properties of steel a woridwide reputation as a researcher brought him. On his iniciative the Metallurgical Institute began to engage in purely pio-neer research such as using the energy of sun to melt high melting point materiais and the sea vvater desalini-zation. AH the tirne, Ciril Rekar thought of the professional education of young researchers, and vvhen visiting for-eign institutes, he never missed an opportunity to ar-range for his researchers to participate in a training of the particular institute. But he devoted his heart and soul to steel metallur-gy, and vvanted to introduce new experience in technol-ogy. or piece of information he gained, to the Siovene metaliurgy, immediately. In 1971 he retired officially, yet could not rest but proceeded vvith teaching and research in the extractive metallurgy. Many a visionary idea of his is novv being realized successfully. To the last, he took interest in research and vvas pleased to see the Metallurgical Institute succeed in introducing the research results and knovviedge to industry. In 1974, he vvas avvarded the titie of Honorary Doctor by the Technic University in Clausthal for his contribu-tion to research and teaching cooperation of the Metallurgical Department at the University of Ljubljana and the University in Clausthal. At home he vvas conferred severa/ decorations by the State and Boris Kidrič avvard for iife vvork. His teaching and research vvere marked by his uni-versal experience. excelent organization ability and in-ventiveness. We shail remember him as a metallurgist and teacher of distinguished abiiities. Jakob Lamut Doktorska in magistrska dela v letu 1988 na odseku za metalurgijo, VTOZD Montanistika, FNT PH. D. and M. SC. Theses in Year 1988 in Metallurgy at the Department of Geology, Mining, and Metallurgy, University o f Ljubljana DOKTORSKI DELI — Janez Bratina: Energijska optimizacija elektrooblo- čne peči za proizvodnjo jekla (Mentor: B. Sicherl, 6/7/1988) Izdelan je bil izračun elektroenergetskih parametrov elektroobločne peči z relativnimi vrednostmi nastopajočih veličin, ugotovljena so bila značilna obratovalna mesta peči in vpeljan faktor 8, ki uvaja v izračun električnega tokokroga induktivno upornost loka. Izvedene enačbe opisujejo z relativnimi vrednostmi veličin elektroenergetske odnose tako modelirane nadomestne sheme obločne peči. Vpeljan odnos med faktorjem 5, obratovalno induktivno upornostjo in coscp potrjujejo rezultati meritev sprememb induktivne upornosti različnih avtorjev. Tudi vrednosti zmanjšanja delovne moči in poslabšanja faznega faktorja, ki izhajajo iz dobljenih enačb, so v skladu z nastopajočimi vrednostmi. Matematični model realnih energoenergetskih razmer omogoča izpeljavo energijske optimizacije obločne peči, posebno v času taljenja. Prikazano je, kako vpliva na obratovanje peči njena stroškovna optimizacija, ki upošteva tudi fiksne stroške obratovanja, stroške izzidave in porabe elektrod. Dobljene vrednosti potrjujejo pravilnost obratovanja klasične UHP peči s kratkim lokom in prednosti moderne UHP peči, ki ji peneča žlindra omogoča obratovanje z dolgim lokom. Pokazano je, da je cos (p vodilna obratovalna veličina peči. Avtor je pokazal tudi na tehnološke omejitve stroškovnega optimiranja. 165 strani 106 cit. — Monika Jenko: Študij pojavov na površinah kovin pri vakuumskem spajkanju (Mentor: L. Kosec, 8/7/1988) Vakuumsko mehko spajkanje z In, InBi ali InSn brez uporabe talila v ultra visokem vakuumu se uporablja za hermetično inkapsulacijo slikovnih ojačevalnih elektronk z bližinskim prenosom slike. Površine spojnih ploskev morajo zato biti skrajno čiste. Za študij pojavov v tekočem indiju je bila razvita nova raziskovalna metoda, ki temelji na spektroskopiji Augerjevih elektronov tekočih kovin. Z metodo AES je avtorica ugotavljala kinetiko rasti oksidne plasti ln203 do debeline 3,25 nm, mehanizem ok-sidacije ter disociacijo tankih plasti ln203 v ultra visokem vakuumu. Z izvajanjem poskusov je prišla do ugotovitve, da je možno s stacionarnim elektronskim curkom čistiti površino tekočega indija. Drug način pa je ustvariti po- PH. D. THESES — Janez Bratina: Energy optimization of steelmaking electric are furnace (Supervisor: B. Sicherl, 6/7/1988) Calculation of electrical parameters of electric are furnace with relative values of existing quantities was made, the characteristic operational stages of the furnace vvere determined, and factor 8 vvhich introduces the are induetive reactance in the calculation of electric circuit vvas applied. The deduced equations deseribe vvith relative quantities the electrical relations in sueh a model of electric are furnace. The applied reiation betvveen the factor 8, the operational induetive reactance, and costp is confirmed by measurements of induetive reactance changes in various references. Also values of effective povver reductions and lovvering of costp vvhich indicate the obtained reactions are in agree-ment vvith aetual values. The mathematical model of real electrical conditions enables the energy optimization of electric are furnace, especially during melting. The influence of the cost optimization on the operation of furnace vvas presented if also fixed eosts and costs of furnace lining and electrode consumption are taken in account. The obtained values confirm the correctness of operation of standard UHP furnaces vvith short are, and give the advantages of modern UHP furnaces vvhere foaming slag enables the operation vvith long are. It vvas shovvn that cos (p is the Ieading operational parameter of the furnace. The author also shovved the technological limitation of the cost optimization. 165 pages 106 references — Monika Jenko: Study of phenomena on the metal surfaces in vacuum soldering (Supervisor: L. Kosec, 8/7/1988) Vacuum soldering vvith In, InBi or InSn and vvithout fluxes in ultrahigh vacuum is applied for hermetical seal-ing of amplifying electronic tubes for close transmission of pietures. The surfaces of planeš to be sealed must be extremely pure. A nevv research method vvas developed to study the phenomena in molten indium vvhich is base d on the spectroscopy of Auger electrons of molten metals. By the AES method the author studied the kinetics of ln203 oxide layer grovvth up to thickness 3.25 nm, the mechanism of oxidation, and the dissocia-tion of thin ln203 layers in ultrahigh vacuum. During per- goje, da ln203 disociira. Posledica raziskav je bila vpeljava zanesljivega postopka vakuumskega mehkega spaj-kanja brez uporabe talil. 86 strani 172 cit. formance of experiments she has found that steady electron jet can be used for cleaning the surface of molten indium. The second way is to achieve the condi-tions for the tn203 dissociation. The investigations led to a reliab/e vacuum soldering process vvithout fluxes. 86 pages 172 references MAGISTRSKA DELA — Derviš Pihura: Vpliv mangana in silicija na dezoksi-dacijsko sposobnost aluminija (Mentor: B. Dobovišek, 23/6/1988) Dezoksidacija je pomembna faza izdelave jekla. Avtor je analiziral vpliv dodatka aluminija na delež kisika v jeklu ter vplive posameznih drugih dezoksidantov (Mn, Si) ter njihov skupen vpliv. Poskuse je delal v 50 kg indukcijski peči z magnezitno izzidavo pri 1600° C. Vzorce je analiziral po osemkrat v toku prvih 10 minut po dodatku dezoksidantov. Postavil je tudi matematični model na osnovi ravnotežnih konstant za reakcije dezoksidantov s kisikom. Eksperimentalni rezultati dezoksidacije z aluminijem so dali 5 do 6 velikostnih redov večje kvaziravnote-žne konstante. Dodatek mangana aluminiju je znižal prejšnje odstopanje za dva velikostna reda in avtor ugotavlja. da dodatek 0,40 % Mn izboljša dezoksidacijsko sposobnost aluminija. Kombinacija Al + Si še manj odstopa od teoretičnih predvidevanj kot Al + Mn, kar pomeni še večje približanje ravnotežnim pogojem in torej tudi Si izboljša dezoksidacijsko sposobnost aluminija. Približno enake rezultate je dosegel ob dodatku Si in Mn k aluminiju. 94 strani 164 cit. — Janez Rozman: Platinaste stimulacijske elektrode in mikroskopska preiskava njihovih površin po odstranitvi iz tkiva (Mentor: V. Marinkovič, A. Jeglič, 24/6/1988) Cilj dela je bila analiza dogajanj na prehodu med platinastima stimulacijskima elektrodama za stimulacijo skupnega peronealnega živca in tkivom vsled monofaz-nih stimulacijskih impulzov. Površino elektrod je preiskoval z elektronskim rastrskim mikroskopom. Opažene anomalije na površini kažejo na neustrezno obliko stimulacijskih impulzov, ki so sprožali irreverzibilne elektroke-mijske reakcije, t. j. sproščanje kisika na anodi in vodika na katodi. Na osnovi teh raziskav je bilo izdelano novo elektronsko vezje implantibilnega stimulatorja. 39 strani 49 cit. — Drago Žižič: Optimiranje tehnološke izdelave jekla glede na makro in mikro strukturo kontinuirno ulitih gredic jekla Č.4721 (Mentor: J. Lamut, 29/6/1988) V Železarni Nikšič kontinuirno vlivajo gredice od 1981. vendar podrobnejših raziskav kakovosti ni bilo. Jeklo tale v 60 t električni obločni peči. Velikost gredic je 120x 120 mm. Avtor je analiziral makrostrukturo ter porazdelitev kisika, dušika, nehomogenosti in vključkov po prerezu. Ugotovil je slabo razžveplanje in razfosforenje. Makrostruktura je sestavljena iz drobnih zrn ob površini, stebričastih kristalov pravokotnih na površino pod površinsko plastjo ter globulitov v sredini. Pojavljajo se razpoke na raznih mestih, kjer je več žvepla ali so nekovinski vključki. Največje kemične nehomogenosti so 20 do M. SC. THESES — Derviš Pihura: Influence of Manganese and Silicon on the Deoxidation Ability of Aluminium (Supervisor: B. Dobovišek, 23/6/1988) Deoxidation is an essential stage in steelmaking. Author anaiyzed the influence of addi t ion s of aluminium on the portion of oxygen in steel, as well as the influ-ences of singie other deoxidation agents (Mn, Si) and their mutual influence. Experiments were made in a 50 kg induction furnace iined vvith magnesite. at 1600° C. Samples vvere analyzed 8 times in the first ten minutes after deoxidation agents vvere added. The proposed mathematicai model vvas based on the equilibrium con-stants for the reactions of deoxidation agents vvith oxy-gen. Experimental results of the deoxidation vvith aluminium ga ve for 5 to 6 orders of magnitude higher quasi-equiiibrium constants. Addition of manganese to aluminium reduced the previous deviations for about two orders of magnitude. and author concludes that addition of 0.40 % Mn improves the deoxidation ability of aluminium. In applying the AI+ Si combination even lovver deviations from the theoreticai forecasts vvere obtained vvhich means better approach to equilibrium conditions, and thus also Si improves the deoxidation ability of aluminium. Approximateiy the same results vvere obtained vvith the mutual additions of Mn and Si to aluminium. 94 pages 164 references — Janez Rozman: Platinum stimulation electrodes and microscopic investigation of their surfaces after the removal from tissue (Supervisor: V. Marinkovič, A. Jeglič, 24/6/1988) The intention of the research vvas to analyze the phenomena on the interface betvveen the platinum stimulation electrode for stimulation of joint peroneal nerve and the tissue due to monophase stimulation impulses. The electrode surface vvas investigated by electron scanning microscope. The observed anomalies on the surface indicate the unsuitable shape of stimulation impulses vvhich cause irreversible electrochemical reactions. i. e. liberation of oxygen on anode and hydrogen on cathode. Based on these investigations, a nevv elec-tronic circuit of implantibile stimulator vvas designed. 39 pages 49 references — Drago Žižič: Optimisation of the steelmaking tech-nology based on the micro and macro structure of continuously čast billets of Č.4721 steel (Supervisor: J. Lamut, 29/6/1988) Billets are continuously čast in Nikšič Ironvvorks since 1981. but a detailed quality analysis vvas not done yet. Steel is melted in a 601 electric are furnace. Bi/let size is 120 x 120 mm. Author analyzed maerostrueture and distribution of oxygen, nitrogen. unhomogeneities, and inclusions on the billet cross seetion. A bad desul-phurisation and dephosphorisation vvas found. Macro- 60 mm od manjšega krivinskega polmera gredice lite na radialnem stroju. Preprečitev reoksidacije jekla med litjem in način dezoksidacije lahko zmanjšajo količino nekovinskih vključkov. Avtor je predlagal tudi druge izboljšave ter novo tehnološko shemo. 157 strani 33 cit. structure is composed of small crystals along the surface, coiumnar crystals perpendicular to the surface beiow the surface layer, and equiaxed crystal grains in the centre. Cracks appear on various spots vvhere higher sulphur or non-metallic inclusions were found. The greatest chemical unhomogeneities vvere found 20 to 60 mm from the surface on the side of smaller curva-ture in the billets čast on radial machine. Prevention of reoxidation and improved deoxidation can reduce the amount of non-metallic inclusions. Author proposed also other improvements and a nevv technological scheme. 157 pages 33 references VSEBINA UDK; 669.046.517-982:669.15-194.57:669 786 ASM/SLA: D9s, EGp, SSd, D8m Metalurgija — VOD — superferitna jekla N. Smajič Vakuumsko razdušičenje nerjavnih jekel Železarski zbornik 24 (1990) 1, s 11 —16 Podan je opis matematičnega modela vakuumskega razdušičenja nerjavnih talin Na osnovi modela izdelani računalniški program za IBM-PC, IBM-PC XT in IBM-PC AT računalnike omogoča izvedbo tkim. modelnih poskusov s katerimi simuliramo vakuumsko obdelavo v industrijski 65 tonski VOD napravi. Na ta način smo opredelili vpliv vakuuma, temperature in sestave taline na potek razdušičenja Z modelnimi poskusi ugotavljamo optimalne vrednosti tehnoloških parametrov za izdelavo superferitnih jekel, ki vsebujejo izdredno nizke vsebnosti ogljika in dušika. Avtorski izvleček UDK. 669.71-412:620.192.45 ASM/SLA: A1a, 5—59, 9—69 Metalurgija — vključki v aluminiju B. Breskvar, B Čeh, M. Pristovšek, M. Jakupovič Vključki v proizvodni liniji bram kvalitete Al 99,0 Železarski zbornik 24 (1990) 1, s 29—34 Opisani in prikazani so razultati preiskav vključkov z metalografskimi metodami v vseh značilnih proizvodnih fazah, od elektroliznega aluminija do bram — polizdelkov (TGA — Kidričevo). Ocenjeni sta količina in kvaliteta, poudarek pa je tudi na velikosti vključkov s predpostavko, da vključki nad 10 |*m izraziteje vplivajo na kvaliteto. Določeni sta količina in sestava vključkov. Nekoliko nepričakovano je ugotovljeno pogosto nastopanje kompleksnih vključkov, ki vsebujejo vezani kalcij v vseh preiskovalnih fazah proizvodnih postopkov Avtorski izvleček UDK: 669 046.517-982:669 187.26 ASM/SLA: D8m, U4k, D9s Metalurgija — jeklarstvo — izdelava jekla, jeklarski postopek VAD-ponovčna metalurgija, modeliranje VAD-procesa B. Koroušič, A. Rozman, F. Tehovnik Modeliranje In procesna kontrola VAD-postopka Železarski zbornik 24 (1990) 1, s 17-22 Opisana je izdelava jekla po tehnološki liniji EOP + VAD v Železarni Ravne in izdelani algoritmi za termični in metalurški model VAD-procesa. Ogrevanje jekla z 8 MVA transformatorjem v vakuumu (po raztapljanju legur) poteka s hitrostjo cca. 3—4° C/min. Metalurški model omogoča napoved stopnje odž-veplanja na osnovi pravilne izbire žlindre in vsebnosti FeO v žlindri Avtorski izvleček UDK: 620.192.49:621.785.72:669.14.018.258 ASM/SLA: Q 26s, N8a, TSk Metalurgija — toplotna obdelava — orodna jekla — popustna krhkost B. Ule, F. Vodopivec, M. Pristavec, F. Grešovnik Popustna krhkost utopnega jekla za delo v vročem s 5 % Cr Železarski zbornik 24 (1990) 1, s 35—40 Vpliv parametrov dodatnega popuščanja na popustno krhkost kaljenega in že popuščenega orodnega jekla s 5 % kroma in s postmartenzitno mikrostruk-turo. Prevladujoči dejavnik, ki kontrolira razvoj krhkosti, je segregiranje fosforja na različnih medplastjih v jeklu, kot je bilo to ugotovljeno z merjenjem aktiva-cijske energije in z mikrostrukturnimi preiskavami ter preiskavami prelomnih površin s SEM, TEM in EDS rentgenskimi analizami. Avtorski izvleček UDK 669.187.002-68 ASM/SLA: A11c, B23, D5a Metalurgija — Odpadne surovine G. Todorovič, J. Lamut, M. Tolar, L. šketa, V Rakovec, G. Manojlovič, S. Kova-čič, J Apat Uporaba lastnih odpadnih surovin za vložek pri izdelavi jekla Železarski zbornik 24 (1990) 1, s 23—28 V slovenskih železarnah nastane mesečno tisoče ton železonosnih sekundarnih surovin, ki se lahko uporabijo kot vložek pri proizvodnji jekla. Osnovni pogoj, da se lahko uporabijo v talilnih agregatih, je ta, da jih je potrebno razdeliti že na izviru nastanka po skupinah na osnovi posameznih in podobnih elementov. Škaja se zelo uspešno uporablja kot vložek v elektroobločni peči namesto železove rude. Zelo ugodno vpliva na razfosforenje taline. Uporablja se tudi za desiliciranje sive litine namesto sintetičnih mešanic različnih oksidov in kot dodatek v mešanico za sintranje železovih rud. Ostružki se že uporabljajo kot vložek v različnih talilnih agregatih, vendar se samo delno uporabljajo odbruski, in sicer groba frakcija. Drobni4jakciji, ki sta sestavljeni iz finega železovega prahu, korunda in ostankov brusnih plošč, pa se ne uporabljata. Avtorski izvleček CONTENTS UDK: 669.71-412:620.192.45 ASM/SLA: A1a, 5-59, 9-69 Metallurgy — inclusions in aluminium B. Breskvar, B. Čeh, M Pristovšek, M. Jakupovič Inclusions In Al 99.0 Grade Slab Ingot Production Line Železarski zbornik 24 (1990) 1. P 29-34 Results of investigation of inclusions by use of metallographic methods and L-method in ali significant technologic stages from electrolytic aluminium to the final semiproduct i. e. slab ingot at TGA are given and discussed. Besi-des the amount and quality the emphasis is given on the size of inclusions assuming that inclusions of greater than 10 ^im size have stronger influence on the quality of aluminium produced. Data on quantity and quality of inclusions and somevvhat unexpectedly frequent occurrence of complex inclusions containing calcium in ali technological stages are given. Author's Abstract UDK: 669.046.517-982:669 15-194.57:669.786 ASM/SLA: D9s, EGp, SSd, D8m Metallurgy — VOD — Superferritic Steel N. Smajič Vacuum Removai of Nitrogen from Molten Stalnless Steel Železarski zbornik 24 (1990) 1, P 11-16 Mathematical model of vacuum removai of nitrogen from molten stainless steel is described. Based on the model a computer program has been elabo-rated for IBM-PC, XT and AT vvhich makes it possible to perform model tests i.e., to simulate vacuum treatment in 65 ton VOD unit. The model tests vvere used to determine the influence of vacuum, temperature and composition of molten steel. The softvvare has been used to determine optimum technologic parameters for the production of superferritic stainless steel vvhich contain very low carbon and nitrogen. Author's Abstract UDK: 620.192.49 621 785.72:669.14.018.258 ASM/SLA: Q 26s. N8a, TSk Metallurgy — Heat Treatment — Tool Steeis — Temper Embrittlement B Ule, F. Vodopivec, M. Pristavec, F. Grešovnik Temper embrittlement of 5 wt.-% Cr hot work die steel Železarski zbornik 24 (1990) 1, P 35-40 The influence of parameters of an additional tempering on temper embrittlement in quenched and already tempered 5 wt.-% Cr tool steel vvith post-mar-tensitic microstructure is described. The dominant factor controlling the evolution of brittleness is the segrega-tion of phosphorus to different interfaces in steel as it vvas established by measurements of activation energy as well as by microstructure examinations and fracture surface observations carried out by SEM, TEM and EDS X-ray analyses Author's Abstract UDK: 669.046.517-982:669.187.26 ASM/SLA: D8m, U4k, D9s Metallurgy, steeimaking, VAD treatment, ladle metallurgy, modelling of VAD process B. Koroušič, A. Rozman, F. Tehovnik Modelling and Process Control of VAD Treatment Železarski zbornik 24 (1990) 1, P 17-22 The production of steel by EAF-VAD technologic route at Železarna Ravne ironworks is described. The algorithms for thermal and metallurgical model of VAD process have been elaborated. VAD heating rate of 3—4° C/min is used by the help of 8 MVA transformer Metallurgical model predicts final sulphur content in dependence on appropriate slag and FeO content of slag. Author's Abstract UDK: 669.187.002-68 ASM/SLA: A11c, B23, D5a Metallurgy — Waste materials G. Todorovič, J. Lamut, M. Tolar. L. Šketa, V. Rakovec, G. Manojlovič, S. Kovačič, J. Apat Utilization of Waste Materials in Steeimaking Železarski zbornik 24 (1990) 1. P 23-28 Each month thousands of tons of iron bearing secondary raw materials vvhich can be utilized in steeimaking is being produced at Slovenske železarne ironvvorks. Basic condition for theirs usage in melting furnaces is proper clas-sification of the vvaste on the site of source into corresponding groups on the basis of similar chemical composition and content of particular and similar elements. Mili scale has been very successfully used for the charge of electric are furnaces instead of iron ore because of a favorable influence on dephosphori-zation. It has been used also for desiliconizing of gray čast iron instead of synthetic mixtures of various oxides as vvell as for addition to sintering mixtu-res in the sintering of iron ores. Turnings produced in machining have been used for the charge of various melting furnaces. Grinding vvaste has been used only partly, i e the coarse fraetion. Two fine fractions composed of iron povvder, corund and fine partic-les from worn-out grinding vvheels are not utilized. Author's Abstract VSEBINA UDK 621.7.016.2:669.15-196 58 ASM/SLA: Q6, 3-70, N8r, TSr Metalurgija — vroča predalava — orodno jeklo — lomna žilavost D. Kmetič, B Ule. J Gnamuš, F, Vodopivec, B. Arzenšek Vpliv vroč« predelave na drobljenje karbidov In lomno illavoat Železarski zbornik 24 (1990) 1, s 41—45 Povprečna velikost ledeburitnih karbidov v orodnem jeklu Č 4150 je manjša pri nižjih končnih temperaturah valjanja in večjih parcialnih redukcijah. Lomno žilavost smo določili po korelaciji Hahn-Rosenfield Rezultati kažejo odvisnost K,c od povprečne velikosti ledeburitnih karbidov. Lomno žilavost, ki bi se približala vrednostim drugih orodnih jekel, bi dobili le z bistveno manjšo povprečno velikostjo ledeburitnih karbidov. Avtorski izvleček UDK: 621.7.011:669.14 018.27 ASM/SLA: Q23q, SGAb, 2-60, Cu, Sn Metalurgija — Silicijeva vzmetna jekla — Oligoelementi M. Torkar, F. Vodopivec, F Kaučič, F. Haller Vpliv bakra In koiltra na laatnottl silicijevega vzmetnega |ekla Železarski zbornik 24 (1990) 1, s 61—67 Povečana vsebnost oligoelementov, bakra do 0,33 % in kositra do 0 022 % v silicijevem vzmetnem jeklu Č. 2133 ne vpliva na poslabšanje začetne plastičnosti in ne poslabša mehanskih lastnosti, ki ostajajo v okviru normalnih Zaradi povečanja deleža interkristalne krhkosti, ki je tem izrazitejša, čim več je v jeklu bakra, je potrebna določena previdnost in dodatne raziskave, ki naj pojasnijo mehanizem interkristalne krhkosti. Avtorski izvleček UDK: 621 74 047-426:621.778.011:669.15-194.56 ASM/SLA Q23q, 1-67. STb, D9q, 4-61 Metalurgija — Horizontalno kontinuirno litje žice — Vlečenje — Rekristalizacija B Arzenšek, A Rodič, J. Žvokelj Hladno preoblikovanja konti litega jekla Železarski zbornik 24 (1990) 1, s 47—51 Vlečenje konti lite žice iz jekla AISI 304. Konti lito jeklo ima precej slabše preoblikovalne sposobnosti kot klasično izdelano — valjano jeklo. Cilj raziskave je bil ugotoviti njegove vlečne sposobnosti v litem stanju in po rekristali-zacijskem žarjenju, vpliv stanja površine in mikroporoznosti sredine žice na njegove vlečne sposobnosti in njegove rekristalizacijske lastnosti. Avtorski izvleček UDK 620.178.3:669 15-194.2 ASM/SLA: Q7, CNg Metalurgija — nizkoogljično jeklo — malociklično utrujanje J. Žvokelj Pojavi pri malocikličnem utru|an|u nlzkoogljlčnega |ekla v področju neravnega tečenja Železarski zbornik 24 (1990) 1, s 69—73 Pri izdelavi ciklične S-e. krivulje za nizkoogljično jeklo z velikim raztezkom naravnega tečenja smo ugotavljali nekatere značilnosti med začetnimi izmeničnimi obremenitvami. V področju naravnega tečenja opažamo pri malih ampli-tudah raztezkov mehčanje, pri večjih amplitudah pa utrjanje jekla od prvega nihaja dalje. Pri tem je delež nehomogene deformacije enak dvojni amplitudi raztezka Avtorski izvleček UDK 621.771.016:669.245 ASM/SLA: F23, 4 - 53, Nib, SGAh Metalurgija, superzlitine, vroče valjanje, hladno valjanje, rekristalizacija A. Kveder, D. Gnidovec Hladna predelava zlitine Nimonic 263 v trakove Železarski zbornik 24 (1990) 1, s 53—59 Gredice superzlitine Nimonic 263 so bile po predhodnem vročem valjanju do debelin 4 do 5 mm hladno valjane do debeline 0,91 mm. Izvedena so bila rekristalizacijska žarjenja in žarjenja za izločevalno utrditev. Avtorski izvleček CONTENTS UDK: 621.7.011:669 14.018.27 ASM/SLA: Q23q, SGAb, 2-60, Cu, Sn Metallurgy — Silicon Spring Steel — Residuals M Torkar, F. Vodopivec. F. Kaučič, F. Haller On Influence of Cooper and Tin on Properties of Silicon Spring Steel Železarski zbornik 24 (1990) 1, P 61—67 Increased content of the residuals, copper up to 0.33 Cu and tin up to 0,022 % Sn im silicon spring Č. 2133 steel have no deleterious effect on initial workability and mechanical properties vvhich remain vvithin prescribed range Hovvever, special care must be taken since the share of intercrystalline brittle fracture increases vvith copper content vvhich requires additional investigation of the mechanism of intercrystailine embrittlement. Authors Abstract UDK: 621.7,016.2:669.15-196.58 ASM/SLA. Q6, 3—70, N8r, TSn Metallurgy — hot vvorking — tool steel — fracture toughness D. Kmetič, B. Ule, J. Gnamuš, F. Vodopivec, B. Arzenšek Influence of Hot Working on Carbide Crushlng and Fracture Toughness Železarski zbornik 24 (1990) 1, P 41—45 The average size of massive carbides in tool steel Č.4150 is smaller at lovver finish rolling temperatures and at larger partial deformations. Fracture toughness was calculated using the Hahn-Rosenfield correlation. The results establish the dependence of K,c upon the average size of massive carbides. Fracture toughness, closer to the values of other tool steels, could only be obtained by essentially reducing the average size of massive carbides. Author's Abstract UDK: 620.178.3:669.15-194.2 ASM/SLA: Q7, CNg Metallurgy — lovv carbon steel — lovv cycle fatigue J. Žvokelj Low Cycle Fatigue Phenomena in Low Carbon Steel in the Region of Ylelding Elongation Železarski zbornik 24 (1990) 1, P 69—73 Determining the cyclic 8-ea curve for a lovv carbon steel vvith a large yiel-ding elongation, the author studied some characteristic phenomena occuring during initial alternating loading In the yielding range softening could be observed at small strain amplitudes and hardening at larger strain amplitudes from the first cycle onvvards. In this čase the size of the nonhomogeneous deformation vvas equal to the double amplitude of elongation. Author s Abstract UDK: 621.74.047-426:621.778.011 669.15-194.56 ASM/SLA: Q23q, 1—67, STb, D9q. 4—61 Metallurgy — Horizontal continuous vvirecasting — Dravving — Recrystalliza-tion. B. Arzenšek, A Rodič, J. Žvokelj Cold Worklng of Contlnuously Čast Steel Železarski zbornik 24 (1990) 1, P 47—51 The research vvork deals vvith the process of dravving continuously čast vvire made from AISI 304 steel The workability of continuously čast steel is substantially vvorse than that of conventionally produced e g. rolled steel The aim of the investigation vvas to estabiished the dravving ability of steel vvhen čast, and also after its recrystallization anneaiing as vvell as to determine the influence of surface conditions and vvire core microporosity on its dravving abi-lity and recrystallization properties Author's Abstract UDK: 621.771.016:669.245 ASM/SLA: F23, 4-53, Nib, SGAh Metallurgy, superalloys, hot-rolling, cold-rolling, recrystallization A. Kveder, D. Gnidovec Cold Working of Nimonic 263 Alloy Into Strips Železarski zbornik 24 (1990) 1, P 53-59 Billets of Nimonic 263 superalloy, previously hot-rolled to a thickness of 4 to 5 mm, vvere cold-rolled to a thickness of 0,91 mm. Recrystallization annea-lings and precipitation hardening annealings vvere carried out Author's Abstract TEHNIČNA NAVODILA AVTORJEM Rokopis Rokopis dostavite v originalu odgovornemu uredniku ali enemu od članov uredništva. Pisan mora biti z dvojnim presledkom. Na levi strani je rob širine 4 cm. Na tem robu označite mesta, kjer naj bodo slike ali tabele. Članki naj bodo kratki in jedrnati in ne prenatrpani z nepotrebnimi podatki. Izogibajte se tabel z veliko številkami, ki bralca ne zanimajo, posebno če so isti podatki prikazani kot odvisnosti v diagramih. Razlage naj bodo jasne, kratke in v neposredni zvezi z doseženimi rezultati, brez širših hipotetičnih dodatkov. V primeru, da prvič objavljate v Železarskem zborniku, dostavite uredništvu naslednje podatke: ime in priimek z akademskim nazivom spredaj in poklicnim nazivom zadaj, katero delo opravljate, delovna organizacija, žiro račun in naslov stanovanja. Uredništvo si pridržuje pravico jezikovne korekcije, strokovne recenzije in presoje o ustreznosti objave. Prosimo, da glede rokopisa upoštevate še naslednja navodila: 1) Izvleček pod naslovom naj obsega 4 do 10 tipkanih vrst. Vsebina naj pove, kateri problem obravnava članek. 2) Povzetek za prevode v angleški, nemški in ruski jezik pošljite v 4 izvodih. Obsega naj pol do največ dve tipkani strani. Glede vsebine naj pove tujemu bralcu, kakšen je bil problem in kateri so glavni rezultati vašega dela. Specifične strokovne izraze, ki jih prevajalci morda ne poznajo, navedite spodaj v angleškem, nemškem in ruskem jeziku. Vsebuje naj tudi naslov članka. 3) Avtorski izvleček za kartice (4 izvodi) naj obsega: glavno geslo in eno ali več stranskih gesel (npr. Metalurgija — Orodna jekla — Preizkušanje materiala), avtorja in soavtorje, naslov članka in kratko vsebino članka (največ 15 tipkanih vrst) s poudarkom na rezultatih raziskave. 4) Podpisi k slikam v 2 izvodih na posebnih listih. Podpis naj bo formuliran tako, da bo v angleškem prevodu tudi tuj bralec razumel vsebino slike. 5) Literaturo, ki jo citirate v tekstu, označite z zaporednimi številkami, zgoraj za besedo, kjer označbo želite, npr. . . Smith3... Na koncu članka navedite nato vse bibliografske podatke: — Za knjige: začetnice imen in priimki avtorjev, naslov knjige, številka izdaje, založba, leto izdaje. — Za članke, začetnice imen in priimki avtorjev, naslov članka, neskrajšani naslov revije, letnik, številka, leto, strani (prva in zadnja). 6) Poglavlja in razne vrste tiska: Članek naj bo, kolikor je mogoče, razdeljen po naslednji shemi: uvod (nakazati problem, izhodišče in cilj raziskave in pregled literature), načini raziskovanja in materiali, rezultati raziskav, razlaga rezultatov in sklepi. Glavna poglavja in podpoglavja pišite po primeru: REZULTATI RAZISKAV 1. Preizkušanje jekla Ž 0147 (mastni tisk, tekst se prične v naslednji vrsti) a) Količina vključkov (mastni tisk, tekst se nadaljuje v isti vrsti). Zvezano podčrtane besede pomenijo mastni tisk, lahko pa uporabite še kurzivni tisk (prekinjeno podčrtane besede) in razprti tisk (tipkajte razprto). 7) Tabele pišite med tekstom ali jih priložite na koncu teksta. V drugem primeru napišite na levi rob, kjer je treba tabelo vstaviti. 8) Enote: Uporabljajte izključno enote po SI (System International d'Unites). 9) Enačbe in simbole napišite jasno in čitljivo, najbolje s prosto roko. V enačbah ne uporabljajte znakov za množenje ( x ali .). Izogibajte se zamotanih indeksov. Če ne morete jasno napisati grških črk, napišite pojasnilo na levi rob, npr. mala grška črka gama. Simbole v enačbah sproti tolmačite. Uporabljajte simbole, ki so v JUS standardih, če teh ni pa najbolj uveljavljene. Fotografije Metalografski in drugi posnetki morajo biti izdelani na belem papirju z visokim leskom in naj bodo jasni in kontrastni. Preslikane fotografije ali iz tiska preslikane fotografije niso dovoljene, razen v izjemnih primerih. Računajte, da bo širina fotografije v tisku največ 80 mm. Več fotografij, ki spadajo skupaj, nalepite na papir in jih označite kot eno sliko. V tem primeru je lahko širina slike tudi 165 mm. Izjemno imajo fotografije lahko tudi nestandardno širino. V tem primeru priložite fotografiji pojasnilo, kakšno velikost želite v tisku. Mikroskopska in makroskopska povečanja in pomanjšanja označite v podpisu k sliki (povečanje 100-krat), (pomanjšanja 1,5-krat), še bolje pa z vrisanjem ustrezne skale s črnim ali belim tušem na fotografiji. Diagrami in risane slike Diagrami in risane slike morajo biti narisane s tušem na paus papirju. Ne pošiljajte prefotografiranih ali kopiranih risb. Diagrami morajo imeti popoln okvir in mrežo (raster) v notranjosti okvira. Zaporedno številko slike napišite s svinčnikom na vogalu formata. Prosimo avtorje, da dosledno upoštevajo še naslendja navodila: 1. Širina: Diagrami morajo biti narisani na formatu A4. Širina diagrama naj bo 150 mm, plus ali minus 10 mm. širina ni le okvir diagrama, temveč tudi številke in napis na ordinatni osi. V tisku so ti diagrami pomanjšani približno 2-krat, na širino enega stolpca. Odstopanja od teh širin narisanih in tiskanih diagramov bodo upoštevana le v primerih, ko morajo biti zaradi gostote podatkov, krivulj ali preglednosti tiskani v širini obeh stolpcev, to je okoli 160 mm. V teh primerih naj bo širina narisanega diagrama 300 mm, plus ali minus 20 mm. Pri drugih risanih slikah (izdelki, preseki, naprave, sheme, načrti in podobno) je lahko skupna narisana širina manjša od 150 mm. Pri tem upoštevajte estetski videz pomanjšane tiskane slike med tekstom in tudi, da bo slika v vsakem primeru v tisku pomanjšana 2-krat; uporabljajte torej enake velikosti črk in debeline črt kot pri diagramih. 2. Črte: V vseh diagramih in drugih risanih slikah uporabite izključno naslednje debeline črt: — Okviri diagramov (koordinatne osi) 0,4 mm — Mreža v diagramih 0,2 mm — Krivulje v diagramih 0,6 mm — Osnovne črte v risbah 0,2 mm — Prerezi (obrisi) v risbah 0,4 mm — Šrafure 0,2 mm V tisku bodo te črte polovico tanjše. 3. Črke in številke: Uporabljajte pokončne črke in številke velikosti 4 mm, risane s šablono in peresom, ki ustreza tej velikosti. Izjema so le indeksi, ki naj bodo veliki 3 mm. V tisku bo velikost črk in številk okoli 2 mm, indeksov pa 1,5 mm. 4. Opis koordinat: Na abscisi in ordinati mora biti neskraj-šan opis s simbolom in enoto, npr.: Natezna trdnost aM v N/ mm2; Stopnja deformacije e v %; Količina mase Mn v %; ne pa le aM N/mm2; e %; % Mn. 5. Oznake točk In krivulj: Legende za različne vrste točk in krivulj morajo biti v sliki. Legende za simbole in druge črkovne oznake so lahko tudi v podpisih k slikam. Izvleček Za hitro orientacijo po dokončanju članka navajamo na kratko, kaj je potrebno poslati uredništvu Železarskega zbornika: 1. Rokopis v enem izvodu (drugega hranite za pregled krta-čnega odtisa) z izvlečkom pod naslovom, oznakami za slike na levem robu in podatki o avtorjih. 2. Povzetek za prevode v 4 izvodih. 3. Avtorski izvleček za kartice v 4 izvodih. 4. Podpisi k slikam v 2 izvodih. 5. Oštevilčene fotografije, diagrami in druge slike.