Vpliv stopnje predelave na lastnosti konti jekla UDK: 621.771.016:620.183:620.184 ASM/SLA: F 23 p, P, D 92 D. Kmetič,1 F. Vodopivec,' F. Vizjak,2 F. Haler2 Stopnja predelave je pri proizvodih, izvaljanih iz konti-nuirno ulitih gredic, bistveno manjša, kot če so ti izvaljani iz konvencionalnega jekla, ulitega v ingote. Razlikovati moramo stopnjo predelave, ki je potrebna za odpravo notranjih napak, in stopnjo predelave, od katere sta odvisni mikrostruktura in lastnosti jekla. 1. UVOD V Železarni Štore že nekaj let izdelujejo kvalitetna jekla za predelovalno industrijo po postopku konti litja. Zato je pomembno, da opredelimo uporabnost konti jekel, ki je odvisna od stopnje predelave. Konti jeklo ima v litem stanju določene značilnosti in nekatere od njih so vzrok za slabšo kvaliteto jekel. To so predvsem notranje razpoke, porozna sredina in neugodna porazdelitev večjih nekovinskih vključkov. Te napake se pri zadostni stopnji vroče predelave večinoma zavaljajo, oz. tako porazdelijo po preseku, da ne vplivajo na uporabnost jekla. Stopnja predelave vpliva tudi na mikrostrukturo jekla. Zato mora minimalna stopnja predelave zagotoviti rekristalizirano mikrostrukturo s potrebno velikostjo primarnih in sekundarnih kristalnih zrn. Za velikost kristalnih zrn je pomembna predvsem stopnja predelave po zadnjem ogrevanju za valjanje, končna temperatura valjanja in hitrost ohlajanja po koncu valjanja. Iz teh razlogov je potrebno obravnavati stopnjo predelave z več stališč: — eno je stopnja predelave, ki zagotavlja odpravo notranjih napak ali njihovo zmanjšanje na mejo, ki ne vpliva na uporabnost jekla, — drugo je minimalna stopnja predelave, ki zagotavlja rekristalizirano strukturo s potrebno velikostjo kristalnih zrn, — tretje je hitrost ohlajanja po valjanju; pri počasni hitrosti ohlajanja rekristalizirana zrna avstenita lah- Tabela 1: kemična sestava jekel v odstotkih Oznaka 1 Č.1221 0. 2 Č.4320 0, 3 Č.4320 0. 4 Č.1431 0 5 Č.1531 0. 6 Č.1531 0, Č.4830 0. 8 Č.2331 0. 9 Č.4230 0. ko nezanemarljivo zrastejo, zaradi česar je bolj groba tudi mikrostruktura v valjanem stanju. 2. EKSPERIMENTALNO DELO Na osnovi proizvodnega programa Železarne Štore smo za preiskave izbrali naslednje vrste jekel: — cementacijski jekli Č. 1221 in Č.4320 — jekla za pobolišanje Č. 1431, Č. 1531 in Č. 4830 — vzmetni jekli Č. 2331 in Č. 4230 Kemična sestava jekel je prikazana v tabeli 1. Časovno-temperaturni pogoji valjanja na valjarniški progi ne dovoljujejo, da bi istočasno zajeli stopnjo predelave, potrebno za zmanjšanje notranjih napak na sprejemljivo mejo, in minimalno stopnjo redukcije, ki zagotavlja ustrezno velikost primarnih in sekundarnih kristalnih zrn. Homogenost jekel smo opredelili v litem in valjanem stanju. Brušene gredice, dimenzije 100x 100 mm, smo v devetih vtikih zvaljali v palice 0 36 mm. Homogenost valjancev smo zasledovali na vzorcih, ki smo jih prestregli po tretjem, petem, sedmem in zadnjem vtiku. Gredice so bile pred valjanjem ogrete na 1150°C. Temperature valjancev pri vtikih, kjer smo rezali vzorce, so se med seboj le malo razlikovale, ker je valjanje potekalo brez zastojev. Dimenzije valjancev, stopnja redukcije in njihove povprečne temperature pri teh vtikih so prikazane v tabeli 2. Tabela 2 Vtik Dimenzija Stopnja Temperatura valjanca (mm) redukcije valjanca ("C) 100x100 _ 1150 3 65x65 2,4:1 1060 5 49x49 4,2:1 1050 7 40x40 6,3:1 990 9 036 9.8:1 960 C Si Mn P S Cr V Nb Cu .17 0.34 0.44 0.013 0.027 _ _ _ .14 0.26 1.0 0.015 0.019 0.85 _ 0.02 .17 0.28 1.03 0.017 0.015 1.04 _ _ .33 0.34 0.65 0.013 0.045 — _ _ .43 0.40 0.68 0.011 0.013 — _ _ ,46 0.33 0.56 0.011 0.023 — _ _ 50 0.28 0.82 0.008 0.011 0.94 0.15 _ 58 1.50 0.81 0.008 0.019 — - _ 64 1.34 0.57 0.011 0.027 0.48 1 SŽMetalurški Inštitut 2 SZ Železarna Štore Na vzorcih smo pri stopnjah redukcije 2,4:1 in 9,8:1 določili, kako različna stopnja predelave vpliva na velikost avstenitnih zrn in na normalizirano mikrostruk-turo. Velikost avstentnih zrn, rast avstentnih zrn po rekri-stalizaciji in vpliv primarne strukture na normalizirano pa smo analizirali na vzorcih, skovanih na 8 x 16 mm, ki smo jih po 30 % deformaciji v temperaturnem intervalu od 1200 do 900°C takoj gasili v vodi oz. zadržali na deformacijski temperaturi in nato ohladili. 3. HOMOGENOST JEKEL Baumannovi odtisi so pokazali, da gredice nimajo izrazitega likvacijskega kvadrata. Večji sulfidni ali kompleksni vključki se najpogosteje pojavljajo ob tisti stranici, kjer je talina dalj časa tekoča, in sicer na meji med hitro strjeno robno in transkristalno cono. Posamezne večje vkjučke smo opazili tudi na sredini, pogosteje v porozni sredini, in ob radialnih razpokah (si. 1, 2). Pri valjanju se oblika vključkov spremeni. Slika 1 Baumannovi odtisi lite gredice in valjancev po sedmem in devetem vtiku — jeklo Č. 4320 (vzorec 2) Fig. 1 Sulphur printing of čast billet and the rollings after the seventh and the ninth pass — Č. 4320 steel (sample 2) Ker se razpotegnejo v smeri deformacije, se njihova debelina zmanjša, razporeditev vključkov po preseku pa se bistveno ne spremeni, le v posameznih primerih se zaradi toka materiala v kalibrih vključki premaknejo Slika 2 Baumannovi odtisi lite gredice in valjancev po tretjem in sedmem vtiku — jeklo C. 1221 Fig. 2 Sulphur printing of čast billet and the rollings afther the third and the seventh pass — Č. 1221 steel proti površini. Če so vključki zbrani ob porozni sredini ali ob radialnih razpokah, lahko ostane ta razporeditev vidna tudi do končne dimenzije valjancev (si. 2). Na jedkalnih ploščah so se še močneje odkrile iste napake kot na Baumannovih odtisih, dobro pa se vidijo tudi kristalizacijske značilnosti. Gredice so brušene, zato je na površini le tanka cona globularnih kristalov, ki i se nadaljuje v približno 10 mm debelo plast drobnih podolgovatih kristalov, ki so že pravokotno usmerjeni na površino. Tej hitro strjeni plasti sledijo veliki stebra-sti kristali transkristalne cone. Oblika teh con, pa tudi cone poligonalnih kristalov na sredini gredic, je odvisna od pogojev strjevanja in vrste jakla, zato je pri vzorcih različno izrazita (si. 3). Pri valjanju se lita struktura Slika 3 Makrostruktura litih gredic jekel Č. 1221 in Č. 2331 Fig. 3 Macrostructure of čast billets of Č. 1221 steel and C. 2331 steel že po tretjem vtiku močo zabriše, ali pa je sploh več ne opazimo, odvisno od tega, kako izrazito je bila izoblikovana transkristalna cona. Po petem vtiku, ko znaša stopnja redukcije 4,2:1, pa lite strukture ne opazimo v nobenem primeru (si. 4, 5). Večina jedkalnih plošč ima porozno sredino in tudi radialne razpoke so pogoste. Makrojedkanje vzorcev, odrezanih med valjanjem, je pokazalo, da se radialne razpoke in porozna sredina hitro zavarijo. Že pri stopnji redukcije 2,4:1 teh napak večinoma nismo več opazili, vendar pa je gostota in velikost nekovinskih vključkov na teh mestih pogosto večja. Na nekaterih valjanem se po tretjem, petem, sedmem in tudi po zadnjem Slika 4 V makrostrukturi valjanca se po tretjem vtiku opazijo znaki lite strukture (Č. 2331) Fig. 4 ln the macrostructure of the rolling after the third pass, the re-mants of the čast strueture can be seen (Č. 2331) vtiku vidi, kot da se po sredini vlečejo razpoke (si. 5, Č. 1221). Natančnejši pregled z biokularnim mikroskopom je pokazal, da je na teh mestih gostota jamic, ki so nastale pri makrojedkanju, nekajkrat večja kot sicer po ostalem vzorcu. Tudi na obrusih, ki smo jih naredili na teh mestih, nismo opazili nobenih razpok. Ta mesta ne predstavljajo diskontinuitete materiala, pač pa le mesta, bogata z nekovinskimi vključki in oligoelementi, ki se zato močneje jedkajo. Prave razpoke nastanejo v va-Ijancih le na mestih, kjer je površina razpok ali porozne sredine pri ogrevanju gredic oksidirala in se zato pri valjanju niso zavarila. Razporeditev nekovinskih vključkov na meji med robno in transkristalno cono, ob porozni sredini in radialnih razpokah kažejo, da pri valjanju ne pride do opaznejše prerazporeditve materiala po preseku valjanca. Le v posameznih primerih privede tok materiala večje nekovinske vključke na površino ali tik pod njo (si. 6). Oblika radialnih razpok, porozne sredine in gostota vključkov se od mesta do mesta močno spreminjajo in so različne tudi pri različnih jeklih. To kaže, da so te značilnosti odvisne predvsem od pogojev litja. 4. MIKROSTRUKTURA JEKEL Lastnosti jekel so odvisne od homogenosti gredic, ki je odvisna od kvalitete litja in stopnje predelave, pa tudi od velikosti primarnih ali sekundarnih kristalnih zrn, glede na to, kako je bilo jeklo toplotno obdelano. Na vzorcih, odrezanih med valjanjem, je težko odkriti austenitna zrna. Da bi ugotovili, kako različna stopnja redukcije vpliva na velikost avstentnih in nor-maliziranih zrn, smo vzorce jekel, zvaljanih pri različnih stopnjah redukcije, toplotno obdelali pri istih temperaturah kot trgalne preizkušance. Velikost avstentnih zrn je odvisna od stopnje predhodne deformacije. Pri stopnji predelave, manjši od Slika 5 Makrostruktura valjancev jekel Č. 1221 in Č. 2331 po petem vtiku Fig. 5 Macrostructure of the rollings of Č. 1221 and Č. 2331 steel after the fifth pass 5:1, je mikrostuktura nehomogena in avstenitna zrna se med seboj razlikujejo za nekaj razredov ASTM (si. 7). Mikrostrukturni pregled vzorcev je pokazal, da valjanci do te stopnje redukcije niso enakomerno deformirani po celem preseku. Temperature so pri začetnih redukcijah visoke in avstenitna zrna lahko občutno zrastejo. Tudi izceje vplivajo na izoblikovanje mikrostrukture. Vse to toliko vpliva na mikrostrukturo, da ta kljub ponovnemu ogretju vzorcev ni enakomerna. Pri večji stopnji redukcije pa je velikost avstentnih zrn po preseku enakomernejša, pri čemer moramo upoštevati tudi nižje končne temperature valjanja. Tudi pri vzorcih, ki smo jih normalizirali, se v mikrostrukturi pozna vpliv stopnje predhodne deformacije in končne temperature valjanja. Če je ta manjša od 5:1, so pri cementacijskih jeklih normalizirana zrna večja kot pri vzorcih, ki so bili valjani pri večjih stopnjah deformacije, in s tem tudi pri nižjih temperaturah. Pri jeklu Č. 4320 pa je bistveno drugačna tudi porazdelitev feritnih in perlitnih področij. Sele pri večjih stopnjah deformacije dobimo traka-sto strukturo, ki je sicer značilna za to jeklo, ni pa nujna (si. 8). Tudi pri jeklih za poboljšanje in vzmetnih jeklih se stopnja deformacije odraža v strukturni nehomogenosti, to je v različni velikosti posameznih zrn. Na osnovi teh preiskav lahko zaključimo, da je pri jeklih, ki so predelana do take stopnje, da so napake, ki izhajajo iz izdelave jekla, toliko zmanjšane, da ne vplivajo na lastnosti jekla, in da je lita struktura deformirana do take stopnje, da pri toplotni obdelavi nič več ne vpliva na izoblikovanje mikrostrukture, odvisna velikost avstenitnih in tudi sekundarnih zrn od temperature zadnje deformacije. Stopnja deformacije pa mora biti večja od 15%, da dobimo rekristalizirano strukturo. Povprečne končne temperature valjanja so pri dimenziji 49 x 49 mm (stopnja redukcije 4,2:1), ki bi, kot so pokazale preiskave, že lahko prišla v poštev kot polizdelek, Slika 6 Makrostruktura valjancev jekla Č. 4830 po sedmem in devetem vtiku Fig. 6 Macrostructure of the rollings of Č. 4830 steel after the seventh | and the ninth pass Slika 8 Normalizirana mikrostruktura jekla Č. 4320 (vzorec 2). Stopnja redukcije je znašala 2,4:1 in 9,8:1 (pov. 100x) Fig. 8 Normalized microstructure of Č. 4320 steel (sample 2). Reducti-ons vvere 2,4 to 1 and 9.8 to 1. Magn. 100 x. 45 x 45 mm, valjanci hitro ohladijo na tako temperaturo, kjer je rast zrn že precej počasna. Upoštevati pa moramo, da imajo ta jekla malo aluminija. Pri cementacij-skih in konstrukcijskih jeklih se uporablja kot afinator 0.01 do 0.025 % Al. Ta količina aluminija, vezanega v nitrid, zagotavlja velikost avstenitnih zrn najmanj razred 5 po ASTM klasifikaciji. Preiskana jekla imajo aluminij na spodnji meji željene vsebnosti ali pod njo. Velikost in rast avstentnih zrn po deformaciji smo določili po metodi linearne intercepcije na vzorcih, ki smo jih po avstenitizaciji pri 1200°C deformirali (30%) v temperaturnem intervalu 1200 do 900°C in nato zadržali na temperaturi deformacije. Struktura po rekristali- Slika 9 Odvisnost velikosti primarnih in sekundarnih kristalnih zrn od temperature deformacije in zadržanja na deformacijski temperaturi za jeklo Č. 1221 (vzorec 1) Fig. 9 Relationship bettveen the size of the primary and the secondary crystal grains, and the deformation temperature and the holding time at the deformation temperature for Č. 1221 steel (samplel) Slika 7 Austenitna zrna na vzorcu jekla Č. 1221 po stopnji redukcije 2,4:1 (pov. 100 x) Fig. 7 Austenite grains on the sample of Č. 1221 steel after the 2.4 to 1 reduction (magn. 100 x ) g 80 T o 1200° C def »7100°C □ 1000° C ■ 900°C 1050 C. Valjanci, zvaljani na končno dimenzijo, pa so imeli povprečno temperaturo 960 °C. V tem temperaturnem intervalu je rast kristalnih zrn že počasna, oz. se, so Pokazale meritve ohlajanja vzorcev preseka Fig. 10 Relationship betvveen the size of the primary and the secondary crystal grains, and the deformation temperature and the holding time at the deformation temperature for Č. 4320 steel (sample 3) Sekundarna zrna 40 60 80 100 Cas v s Slika 10 Odvisnost velikosti primarnih in sekundarnih kristalnih zrn od temperature deformacije in zadržanja na deformacijski temperaturi za jeklo Č. 4320 (vzorec 3) zaciji ni stabilna, pač pa zrna rastejo. Rast avstentnih zrn v odvisnosti od časa zadržanja na temperaturi deformacije je za nekatera jekla prikazana na slikah 9 do 12. Potek krivulj je pri vseh jeklih podoben. Takoj po deformaciji so avstenitna zrna največja na vzorcih, deformiranih pri 1200°C, in se zmanjšujejo s padajočo temperaturo deformacije. Rast zrn je pri izotermnem zadržanju najintenzivnejša pri 1200 "C in zrna v 90 sekundah zrastejo za 2 razreda ASTM (si. 13), pri 1100°C pa je proces rasti že precej počasnejši. Pri 1000°C in 900°C zrna le malo zrastejo, proces pa se izvrši hitro in je po 30 sek. velikost zrn praktično nespremenjena. Pri meritvah velikosti normaliziranih zrn nismo opazili, da bi bila ta pogojena z velikostjo avstentnih zrn, če smo vzorce deformirali nad 1000°C (si. 14, 15). Odsto- Slika 13 Austenitna zrna na vzorcih jekla Č. 2331 po takojšnem gašenju v vodi po deformaciji pri 1200 "C in po 60 sek. zadržanju na defor-macijski temperaturi (pov. 100 x) Fig. 13 Austenite grains in the samples of Č. 2331 steel after immediate quenching in water after the deformation at 1200 "C, and after 60 sec. holding on the deformation temperature. Magn. 100 x. 80 E a. 60 40 D C 'N I y> 5 20 Ol £ Tdef 1200° C >1100°C □ 1000° C ■ 900°C o S __—-- i _m / □ m ■ V - ° Sekundarna zrna 1 1 4 5 ti k n 6 a ^ 7 t-. 8 9 20 80 100 40 60 Čas v s Slika 12 Odvisnost velikosti primarnih in sekundarnih kristalnih zrn od temperature deformacije in zadržanja na deformacijski temperaturi za jeklo Č. 2331 (vzorec 8) Fig. 12 Relationship between the size of the primary and the secondary crystal grains, and the deformation temperature and the holding time at the deformation temperature for Č. 2331 steel (sample 8) panja so v mejah merilnih napak. Do take odvisnosti pride verjetno zaradi velike predhodne deformacije, saj smo preizkuse naredili na vzorcih, ki smo jih po valjanju skovali v palice 8x16 mm. Pri vzorcih, deformiranih pri 900°C, se v strukturi pojavljajo večja perlitna zrna. Temperatura začetka rasti posameznih avstentnih zrn se znižuje s padanjem vsebnosti aluminija (14). Rast avstentnih zrn zadržujejo le drobni dispergirani izloči AIN, ki pa jih je v teh jeklih malo. Na mestih, kjer jeklo pri valjanju počasi ali pa sploh ne rekristalizira in zrna v deformiranem stanju dosežejo transformacijsko temperaturo, nastanejo večji izločki kot v področjih hitre rekristalizacije. Pri ponovnem ogrevanju jekla na takih mestih torej ni izločkov, ki bi uspešno ovirali migracijo kristalnih mej in tudi v tem primeru zrastejo kristalna zrna do večje velikosti. Iz teh razlogov tudi normalizacija ne zagotovi homogene strukture. 5. MEHANSKE LASTNOSTI JEKEL Natezne preizkušance smo pripravili v vzdolžni smeri valjancev, ki smo jih odrezali po tretjem, petem in sedmem vtiku in iz valjanih palic. Želeli smo ugotoviti, kako različna stopnja deformacije, od katere je, kot smo ugotovili v 3 in 4 točki tega dela, odvisna homoge- "O 20 40 60 80 100 Čas v s Slika 11 Odvisnost velikosti primarnih in sekundarnih kristalnih zrn od temperature deformacije in zadržanja na deformacijski temperaturi za jeklo Č. 1531 (vzorec 6) Fig. 11 Relationship between the size of the primary and the secondary crjstal grains, and the deformation temperature and the holding time at the deformation temperature for Č. 1531 steel (sample 6) . o 1200°C 'def . uoo°r. a 1000°C m gno°c Slika 14 Slika 15 Normalizirana struktura vzorcev jekla Č. 2331 deformiranih pri Normalizirana mikrostruktura vzorcev jekla Č. 1531 deformira- 1200 in 900 "C. Po deformaciji so bili vzorci gašeni v vodi (pov. nih pri 1200 in 900 "C. po deformaciji so bili vzorci gašeni v vodi 100 x) (pov. 100 x) Fig- 14 Fig. 15 Normalized structure of Č. 2331 steel samples deformed at Normalized microstructure of Č. 1531 steel samples deformed at 1200 C and 900 "C. After the deformation the samples were qu- 1200 "C, and 900 C. After the deformation the samples were qu-enched in vvater (magn. 100 x ) enched in water (mang. 100 x ) nost jekla in tudi mikrostruktura, vpliva na mehanske' lastnosti jekel. Mehanske lastnosti vzorcev jekel v normaliziranem in poboljšanem stanju so prikazane v tabelah 3 in 4. Vrednosti meje plastičnosti in natezne trdnosti se sicer med seboj malo razlikujejo. Odstopanja so večinoma v mejah normalnega raztrosa in le pri nekaterih jeklih opazimo tendenco, da imajo večje vrednosti vzorci z večjo stopnjo predelave. To je razumljivo, ker so razlike v povprečni velikosti kristalnih zrn vzorcev s stopnjo predelave 2,4:1 in 9,8:1 manjše od razreda ASTM. Na-tezna trdnost jekla se opazneje izboljša, če znašajo razlike v velikosti zrn več kot za razred ASTM. Pri raztez-ku in kontrakciji je vpliv stopnje predelave očitnejši, vendar so razlike tudi pri teh lastnostih zelo majhne. 6. ZAKLJUČEK Pregledi Baumannovih odtisov in jedkalnih plošč litih gredic so pokazali, da imajo gredice bolj ali manj porozno sredino z radialnimi razpokami. Površinske razpoke so na brušenih gredicah redke. Porozna sredina in notranje razpoke se pri valjanju hitro zavarijo in teh napak po tretjem vtiku pri stopnji redukcije 2,4:1 nismo opazili. Jekla nimajo izrazitega likvacijskega kvadrata, močneje pa se jedka porozna sredina gredic in mesta ob radialnih razpokah. Na teh mestih je več nekovinskih vključkov in jeklo je bogatejše z oligoelemen-ti. Tok materiala je pri valjanju tak, da pride le redko do večje prerazporeditve materiala po preseku valjan- cev. Pri valjanju se lita struktura že po tretjem vtiku močno zabriše ali pa je sploh več ne opazimo, odvisno od tega, kako izrazita je bila transkristalna cona. Pri petem vtiku, ko znaša stopnja redukcije 4,2:1, lite strukture v valjancih nismo več opazili. Stopnja redukcije vpliva tudi na mikrostrukturne značilnosti toplotno obdelanega jekla. Če je ta manjša od 5:1, ko so tudi temperature valjanja visoke, so avste-nitna zrna neenakomerno velika. Podobno nehomogeno mikrostrukturo dobimo pri normalizaciji jekel za po-boljšanje in pri vzmetnih jeklih. Cementacijska jekla imajo večja zrna in specifično porazdelitev ferita in per-lita. Pri večji stopnji predelave in nižji končni temperaturi valjanja, ko v jeklu ni več znakov lite strukture, imajo valjanci homogeno mikrostrukturo. Velikost austenitnih zrn po deformaciji in rast avste-nitnih zrn po rekristalizaciji je podobna kot pri jeklih, izdelanih po konvencionalnem postopku. Pozna pa se, da imajo ta jekla sorazmerno malo aluminija. Meja plastičnosti in natezna trdnost nista odvisni od stopnje predelave jekla. Tabela 3: Mehanske lastnosti jekel v normaliziranem stanju pri različnih stopnjah redukcije Oznaka Jeklo Meja plastičnosti ct, (N/mm!) Natezna trdnost Raztezek 6 (%) Kontrakcija V (%) Temperatura normalizacije am (N/mm') C C) 1/1 C.1221 307 461 24 41 900 1/2 297 458 24 41 1/3 298 461 25 43 1/4 305 465 26 44 2/1 C.4320 342 488 26 39 880 2/2 344 487 24 42 2/3 351 489 28 45 2/4 349 480 31 44 5/1 Č. 1531 390 683 17 27 870 5/2 404 688 19 27 5/3 394 682 21 29 5/4 392 689 20 27 7/1 C.4830 373 770 14 23 880 7/2 386 777 15 23 7/3 389 791 17 25 7/4 380 784 15 24 8/1 C.2331 556 962 13 21 860 8/2 559 963 12 20 8/3 562 975 15 24 8/4 C.4230 570 972 16 24 9/1 431 926 10 8 860 9/2 424 922 10 10 9/3 432 935 11 10 9/4 435 940 12 11 Oznake: 1/1,2/1,5/1,7/1,8/1,9/1 — stopnja redukcije 2,4:1 1/2,2/2,5/2,7/2,8/2,9/2 - stopnja redukcije 4,2:1 1/3,2/3,5/3,7/3,8/3,9/3 - stopja redukcije 6,3:1 1 /4, 2/4, 5/4, 7/4, 8/4, 9/4 — stopnja redukcije 9,8:1 Tabela 4: Mehanske lastnosti jekel v poboljšanem stanju pri različnih stopnjah redukcije Oznaka Jeklo Meja plastičnosti Natezna trdnost Raztezek 5 (%) Kontrakcija V (%) Temperatura kaljenja Temperatura popuščanja a, (N/mm!) am (N/mm') C C) C C) 1/1 C.1221 452 647 17 34 910 160 1/2 442 631 18 35 1/3 457 655 19 38 1/4 C.4320 460 658 20 38 2/1 681 821 11 34 870 190 2/2 692 834 10 31 2/3 680 830 13 36 2/4 C.1531 690 835 13 36 5/1 510 784 14 32 860 600 5/2 511 785 13 31 5/3 525 794 14 34 5/4 C.4830 537 789 16 35 7/1 1086 1157 9 28 860 600 7/2 1090 1161 9 29 7/3 1096 1168 11 31 7/4 C.2331 1086 1156 10 31 8/1 — 1304 7 15 850 500 8/2 — 1311 7 15 8/3 — 1310 8 18 8/4 C. 4230 — 1325 8 17 9/1 — 1628 4 11 860 470 9/2 — 1607 5 14 9/3 — 1641 5 14 9/4 — 1618 4 14 Oznake vzorcev so enake kot v tabeli 3. Pri raztezku in kontrakciji se sicer opazi tendenca, da imajo vzorci z večjo stopnjo predelave malo večje vrednosti, vendar so razlike v mejah merilnih napak. Mehanske lastnosti ustrezajo predpisanim vrednostim. Preiskave so pokazale, daje kvaliteta valjanih proizvodov močno odvisna od pogojev izdelave in litja jekla. Porozna sredina in radialne razpoke se pri valjanju hitro zavarijo. Pri stopnji redukcije 5:1 je lita struktura po celotnem preseku porušena in izoblikovanje mikro-strukture pri toplotni obdelavi ni več odvisno od predhodne strukture. Pri ustrezno izdelanem jeklu zagotavlja stopnja redukcije 5:1 uporabnost jekla s stališča homogenosti in mikrostrukturnih značilnosti. Literatura 1. Menter J.: Continuous casting moves into quality steels, Metals and Materials, julij/august 1977 2. Vodopivec F., Manojlovič, F. Vizjak, O. Kiirnen, D. Gni-dovec: Afinacija austenitnih in feritnih zrn v kontinuirno ulitih jeklih, poročilo MI568, 1977 3. Kmetič D., F. Vodopivec, F. Vizjak, F. Haler, T. Razinger, B. Ralič: Raziskava značilnosti procesa deformacije in lastnosti kvalitetnih jekel, ki se valjajo iz kontinuirno ulitih gredic, poročilo MI 609, 1977 4. Marr. H. S.: Technological problems in continuous casting, Iron and Steel Interrnational, april 1978 5. Hoshi F., Aoyama Y.: Continuous Casting of High Alloy Steels, Transactions, 429—444, 1978 6. Smallmen R. E.: Modem physical metallurgy, Butter-warths, London 1970 7. Rose A. in sodelavci: Atlas zur VVarmebehandlung der Stahle, Verlag Stahleisen, Dusseldorf 1954—58 8. Weinberg F.: Continuous casting, Metals Technology, febr. 1979 9. Flemings M. C.: New solidification processes and pro-ducts, Metals Technology, febr. 1979 10. Kmetič D., F. Vizjak, F. Haler, F. Vodopivec: Raziskava procesa vroče predelave jekla, ki se valjajo iz konti litih gredic, poročilo MI 667, 1978 11. Kmetič D., F. Vizjak, F. Haler, F. Vodopivec: Vpliv stopnje predelave na lastnosti konti jekla, poročilo MI 786, 1979 12. Kmetič D., F. Vodopivec: Nekatere značilnosti jekel izva-Ijanih iz kontinuirno ulitih gredic, Železarski zbornik, 13, 1979, št. 3, 85-93 13. Kmetič D., F. Vodopivec, J. Žvokelj, B. Arzenšek: Primerjalne preiskave konvencionalnega in kontinuirno ulitega cementacijskega jekla Č. 4320, ki je legirano z Nb, Železarski zbornik 15, 1981, št. 3,213—218 14. Vodopivec F., A. Rodič, J. Rodič: raziskava vpliva temperature valjanja na mikrostrukturo krom manganovega jekla za cementacijo, Železarski zbornik, 16, 1982, št. 4, 111-122 ZUSAMMENFASSUNG Die Untersuchungen der Baumannabdriicke und der Atz-proben der gegossenen Knuppel zeigten eine mehr oder weni-ger porose und mit Radialrissen versehen Mitte. Die Oberfla-chenrisse sind an geschleifften Kniippeln selten zu finden. Die porose Mitte und die inneren Risse verschvveissen beim Wal-zen schnell und diese Fahler sind nach dem dritten Stich beim Verformungsgrad 2,4:1 nicht mehr festzustellen. Die Stahle haben keinen ausgepragten Seigerungsquadrat. Die porose Mitte und die Stellen um die Radialrisse werden starker angeatzt. Auf diesen Stellen gibt es mehrere nichtmetallische Ein-schliisse. Das Material fliesst beim Walzen so, dass nur selten zu einer grosseren Uberanordnung des Materiales uber den Querschnitt des Walzgutes kommt. Beim Walzen verwischt sich das Gussgefiige stark schon nach dem dritten Stich oder lasst sich gar nicht merken, ab-hangig davon wie ausgepragt die transkristalline Zone war. Nach dem fiinften Stich beim Verformungsgrad 4,2:1 kann das Gussgefiige gar nicht mehr beobachtet werden. Der Verformungsgrad beeinflusst auch die Gefiigeeigen-heiten des Warmbehandelten Stahles. Wenn dieser kleiner ist als 5:1, wo die Walztemperaturen noch hoch sind, sind die Austenitkorner ungleichmassig gross. Ein anhlich unhomoge-nes Mikrogefiige erhalt man bei der Normalgliihung der Ver-giitungsstahle und bei den Fererstahlen. Einsatzstahle haben grossere Korner und eine spezifische Verteiiung von Ferrit und Perlit. Beim grosseren Verformungsgrad und niedriger Endwalztemperatur, wo im Stahl keine Zeichen des Gussgefu-ges mehr sichtbar sind, hat das Walzgut ein homogenes Mikrogefiige. Die Austenitkorngrosse nach der Verformung und das Wachsen der Austenitkorner nach der Rekristallisation sind ahnlich wie bei den konventionell erzeugten Stahlen. Es ist aber zu erkennen, dass diese Stahle verhaltnissmassig wenig Aluminium enthalten. Die Streckgrenze und die Bruchfestigkeit sind nicht vom Verformungsgrad des Stahles abhanging. Bei der Dehnung und der Einschnurung ist zwar die Tendenz bemerkbar, dass die Proben mit grosserem Vorformungsgrad etvvas grossere Werte aufweisen, jedoch sind die Unterschiede in den Gren-zen der Messfehler. Die Mechanischen Eigenschaften entspre-chen den vorgeschriben Werten. Die Untersuchungen zeigten, dass die Qualitat der Walzer-zeugnisse stark von den Bedingungen der Stahlherstellung und des Giessens ist. Porose Mitte und die radialen Risse ver-schvveissen beim Walzen schnell. Beim Verformungsgrad von 5:1 ist das Gussgefiige uber den ganzen Querschnitt zerstort und die Ausbildung vom Mikrogefiige bei der Warmebehand-lung ist nicht mehr von dem vorhergehenden. Gefiige abhan-gig. Beim entsprechend hergestellten Stahl versichert der Ver-formungdgrad 5:1 die Anvvendbarkeit des Stahles vom Stand-punkt der Homogenitat wie vom Standpunkt der Gefiigeeigen-heiten. SUMMARY Sulphur printing and the etched macrospecimens of čast billets shovv their more or less porous centre with radial cracks. Surface cracks on ground billets are rare. The porous centre and the intemal cracks are quickly welded during rolling, and after the thirds pass at the 2.4 to I reduction were not observed anymore. The steel does not show the pronounced li-quation square. More intensive etching was observed in the porous centre of billets and along the radial cracks. These areas are richer in non-metallic inclusions. The material flow in rolling is such that very seldom a greater rearrangement of material occurs on the cross section of the rollings. In rolling the čast structure is highly reduced already after the third pass, or it even disappears, depending hovv pronounced was the zone of columnar crystals. After the fifth pass at the 4.2 to 1 reduction the čast structure in the rollings disappeared in ali the casses. The degree of reduction influences also the microstruc-tured characteristics of the heat-treated steel. Below 5 do 1, and also at high rolling temperatures, the austenite grains are not uniformly big. Similar nonhomogeneous microstructure is obtained in tempering and spring steel. Case-hardening steel have greater grains and specific distribution of ferrite and pearlite. At higher degree of working and lower final temperature when steel does not contain any retained čast structure, the rollings contain homogeneous microstructure. The size of austenite grains after the deformation, and the growth of austenite grains after the recrystal!isation is similar to that in steel manufactured by a standard way. It is visible that these steels contain relatively less alurmnium. Yield point and tensile strength do not depend on the degree of working. In elongation and contraction, the tendency is observed that more deformed samples had higher values but the differ-ences are in the limits of measuring errors. The mechanical properties correspond to the prescribed values. The investigations showed the quality of rolled products highly depends on the manufacturing and casting conditions. Porous centre and radial cracks are in the rolling fast vvelded. In the 5 do 1 reduction the čast structure disappears over the whole cross section, and the formation of microstructure in heat treatment does not depend any more on the original structure. In vvell manifactured steel the 5 to 1 reduction en-ables the applicability of steel from the view point of homog-eneitv and microstructural characteristics. 3AKJ1KDHEHHE Ocmotp 6afiMaH0BCKHX OTnenaTKOB h TpaBJieHHbix o6pa3-UOB otjihtblx 3arOTOBOK nOKa3ajl, HTO 3arOTOBKH HMeiOT 6o-jiee h jih MeHee Bbipa)KeHHyio nopHCTyio cpeflHHio nacTb c pa-UHajibHbiMH TpemHHaMH. Ha uuiH<}>oBaHHbix 3ar0T0BKax no-BepxHOCTHbie TpeujHHbi cpaBHHTejibHO penKHe. riopHCTaa cpenHaa nacTb h BHyTpeHHbie TpemuHbi npn npoKaTKH 6biCTpo cBapHBaioTCH, 3th TpemHHbi nocjie TpeTbero o6>Ka-tha na nponycK CTeneHH 2,4:1 He o6Hapy>KeHbi. ctajih He hmefot (j)opMy uHKBauHOHoro KBaapaTa, ho 6onee 3a\ieTH0 npoHCXoanT TpaBjieHHe nopncTofi cepeaHHbi 3arotobok h npeaejioB okojio paaviajibHbix ipemiiH. B sthx npeae_\ax 6o-jibine HeMeTajuiHHecKHX bkjuohchhh, h CTaiib 6oJiee 6oraTa Ha coiiepjKaHHe 0JiHr03.neMeHT0B. TexH0Ji0rHHecKHH npouecc Tipn npoKaTKH BnoJiHe ypaBHeH, Tax hto penKo nojiyHaeTca 6ojiee KpynHoe orcTynjieHHe, hto KacaeTca ceneHHa npoKaTa. B TeneHHH npoKaTKH jiHTaa CTpyKTypa ywe npn TpeTbeM nponycKe cymecTBeHHO H3rjia>KHBaeTca mjih ace coBceM Hcne-3aeT, HTO 3aBHCHT OT Bbipa3HTejlbHOCTH TpaHCKpHCTajIJlHHeC-koh 30Hbi. ripn naTOM o6>KaTHH Ha nponycK CTeneHH 4,2:1 JiHTaa CTpyKTypa Ha noBepxHocTH npoKaTa 6oJibme coBce\i He o6Hapy'/KHBaerca. CTeneHb o6*aTHa 0Ka3biBaeT BJinaHHe TaioKe Ha MHKpoc-TpyKTypHbie 0C06eHH0CTH CTajiH npn ropanefi o6pa6oTKH. Ecjih sto o6)KaTHe MeHbuie ot 5:1, to npn bwcokhx TeMnepa-Typax npoKaTKH aycTeHHTHbie 3epHa HepaBHOMepHOH BejiH-HHHbi. rioxio6Hyio HeroMoreHHyK> mh KpocTpyKTypy n0Jiyna-erca npH CTaJiax flJia yjiyHmeHHH h npy>KHHHbix crajiax. Lle-MeHTyeMbie »e CTann HMeioT 6ojiee KpynHbie 3epHa h yaejib- Hoe pacnpeaejieHHe <}>eppHTa h nepjiHTa. Ilpn aajibHeiimeH CTeneHH nepepaSoTKH h 6ojree hh3koii kohchhoh TeMnepa-Typbi npoKaTKH 3HaKH jihtoh CTpyKTypbi bctajih He o6Hapy-/KeHbi, npoKaT n\ieeT roMoreHHyio MHKpocTpyKTypy. BeJiHHHHa aycTeHHTHbix 3epeH nocjie neKa-HHe ajnoMHHHfl. kadilca npeaeji TeKynecTH h npoHHoeT He 33bhcht ot CTeneHH nepepa6oTKH CTaiiH. Xoth npn pacTH)KeHHH h cyweHHH 06Hapy«eH0 cTpeMJie-HHe o6pa3iioB, nojiyneHHbix npn 6oj7binoH CTeneHH nepepa-6otkh 6ojree BbipaaceHHbie 3HaneHHa, ho Bce-TaKH pa3HHua HaxonHTbca b npenenax H3MepnTejibHbix norpeuiHOCTeft. HccjieaoBaHna noKa3ajiH, hto KaneciBO npoKaTa 3aBHCHT OT yCJ!obhh H3rOTOBJieHHa h otj1hbkh CTajIH. riopHCTaa cpeaHfla nacTb h paanajibHbie TpemHHbi 6bicTpo 3aBapHBaio-Tca. flpu CTeneHH o6»aTHa 5:1 jiHTaa CTpyKTypa no Bcevi ce-neHHaM pa3pymeHa h (jjopMnpoBaHHe MHKpocTpyKTypu npH tepmhheckoii o6pa6oTKH yace he 3abhcht ot npeneaymeii cTpyKTypbi. ripn cooTBeTCTByK)iue H3roTOBJieHHOH CTajIH o6ecneHHBa-eT o6waTtie Ha nponycK CTeneHH 5:1 npHMeHHMOCTb CTajiH He TOJTbKO C TOHKH 3peHIia rOMOreHHOCTH, HO TaiOKe hto KacaeT-ca h \iHKpocTpyKTypHbix 0C06eHH0CTefi.