Dr. Franc Vodopivec, dipl. inž. Dk: 669.14.018.291 Metalurški inštitut ASM/SLA: D 5 g; M 21 e; X 235 Joža Arh, dipl. inž. Železarna Jesenice Andreja Osojnik, dipl. inž. Metalurški inštitut Zveza med preoblikovalnostjo nizkoogljičnih jekel in vsebnostjo aluminija in dušika 2. del MEHANIZAM TRGANJA POVRŠINE PRI VROČEM PREOBLIKOVANJU V prvem delu članka je kritična analiza litera-turnih podatkov o mehanizmu vpliva AIN na preoblikovalnost jekla, v drugem so opisani rezultati eksperimentov, katerih cilj je bil, da se ugoto- 1. ANALIZA LITERATURNIH PODATKOV V strokovnih člankih je precej razširjeno mnenje, da je vzrok trganja v aluminijevem nitridu, ki se med ohlajanjem avstenita izloča po kristalnih mejah in tako zmanjšuje kohezijo med kristalnimi zrni. Opazovanje v elektronskem mikroskopu pa ni v jeklih z normalno vsebnostjo AIN nikdar pokazalo kristalnih mej, ki bi bile obogatene z nitridnimi izločki. Take izločke sta opazila Woodfine in Ouarrell1 le v jeklih z 0,2 % Al, kar je abnormalno veliko in ne more biti dokaz za njuno trditev, da so izločki AIN po kristalnih mejah vzrok za trganje pri preoblikovanju jekel, ki imajo nekajkrat manj aluminija. Tudi za domnevo Opel-a in Wagnerjan, ki zmanjšano plastičnost povezujeta z izločki AIN, markiranimi primarnimi austenitni-mi mejami, ni nobenih eksperimentalnih dokazov. Številni raziskovalci (3, 4, 5, 6, 7 in 8) so objavili posnetke, iz katerih se jasno vidi, da so izločki, ki nastajajo pri ohlajanju ali izotermnem zadržanju jekla v temperaturnem področju izločanja AIN iz avstenita, enakomerno porazdeljeni v jeklu. Velikost kockastih ali prizmatičnih izločkov raste s temperaturo izločanja ali s trajanjem žarjenja8. So pa eksperimentalni dokazi za to, da se AIN izloča v obliki tankih open, če izločanje poteka paralelno z rekristalizacijo hladno predelanega jekla9. Trganje se pojavlja v intervalu 800 do 1100° C, ko je rekristalizacija mnogo hitrejša kot izločanje. Iz vsega tega lahko precej gotovo sklepamo, da ni verjetno, da bi bil vzrok za trganje izločanje AIN po takih ali drugačnih mejah. Portevin10 je razvil hipotezo, da je trganje posledica raztapljanja nitridov, zaradi katerega se na posameznih mestih poveča vsebnost Al nad topnost v avstenitu in nastajajo feritni otoki, nastala dvofazna struktura pa ima slabšo preoblikovalnost od enofaznega avstenita. Dahl in Hengstenberg sta to hipotezo o škodljivosti raz- vi hitrost izločanja AIN pri počasnem ohlajanju jekla in hitrost raztapljanja AIN pri izotermnem ogrevanju, v tretjem delu pa je razlaga nove hipoteze o vplivu AIN na preoblikovalnost jekla. širila še na izločanje AIN, kajti njuni upogibni preizkusi v vročem so pokazali, da je deformacij-ska sposobnost jekla najslabša prav v temperaturnem intervalu izločanja AIN iz avstenita, v katerem pa poteka tudi normalno valjanje jekla. Analizirajmo eno in drugo hipotezo. Trganje se pojavlja pri padajoči temperaturi, ko se AIN izloča, ne pa raztaplja. Ce bi se v trenutku raztopilo v avstenitu 0,05 % Al, bi pri topnosti AIN v avstenitu 1 % nastalo teoretsko lahko največ 5 % ferita pod pogojem, da v avstenitu ni raztopljeno nič aluminija, to pa je nemogoče, saj je v avstenitu do 1 % Al. Če upoštevamo to dejstvo, da se AIN ne raztopi naenkrat, marveč v določenem temperaturnem intervalu, je malo verjetno, da bi pri raztapljanju sploh prišlo do nastanka ferita in tudi če bi ta nastal, bi bila množina ferita daleč pod mejo, ki bi bila lahko škodljiva s stališča dvo-fazne strukture. V tej zvezi bi opozorili na dejstvo, da menimo, da majhna množina ferita celo zmanjšuje pokljivost v vročem zvaru nerjavnih elektrod. Podobni so razlogi, zaradi katerih lahko izključimo možnost, da pri ohlajanju nastane škodljiva množina AIN zaradi izločanja AIN. To izločanje je počasno, hitrost izločanja je za nekaj redov velikosti bolj počasna kot proces preoblikovanja. Opel in Wagnern navajata, da nista opazila, da bi imela deformacija avstenita v vročem vpliv na hitrost izločanja AIN. 2. EKSPERIMENTALNO DELO Zanesljivih podatkov o izločanju AIN med počasnim ohlajanjem jekla, ki bi ga lahko primerjali z ohlajenjem jekla v bramah po ulivanju, v literaturi nismo našli. Z namenom, da bi preverili hipotezo o škodljivosti izločanja, smo izmerili kinetiko izločanja nitrida med počasnim ohlajanjem. Zdi se nam namreč, da ni pravilno, da primerjamo, kot sta napravila že omenjena Dahl in Hengsten- berg, deformacijo, ki se izvrši v nekaj sekundahg*»joča krivulja prikazuje ohlajanje peči; na njej so označene temperature gašenja posameznih vzorcev. Krivulja M prikazuje stopnjo izločanja A1N v jeklu z malo nitrida, krivulja N pa v jeklu z mnogo nitrida. Obe krivulji izločanja sta po obliki zelo podobni in jasno kažeta, da v avstenitu, ki se ohlaja s temperature 1450° C, ni nobenega izločanja, dokler temperatura ne doseže približno 950° C. Pod to temperaturo se začne energično izločanje, vendar se že od pribl. 850° C vsebnost nitrida ponovno zmanjšuje. Pod temperaturo 750° C vsebnost izločenega nitrida v jeklu z veliko aluminija in dušika ponovno raste, v jeklu z malo aluminija pa naprej pada. Pri nadaljevanju ohlajanja v peči do navadne temperature se je v obeh jeklih izločilo približno 70 % od vsebnosti nitrida, kolikor ga je analiza pokazala v ohlajenem ingotu. Na osnovi tega in podatkov o ohlajanju bram po vlivanju, ki so navedeni v prvem delu tega članka, lahko sklepamo, da krivulji M in N na sliki 1 dajeta realno sliko o tem, kar se dogaja tudi med ohlajanjem bram. Z naslednjim preizkusom smo hoteli ugotoviti kinetiko raztapljanja nitrida v avstenitu pri temperaturah med 1070 in 1300° C. Za preizkus smo izbrali 4 jekla z različno količino aluminija in dušika. Pred preizkusom smo vse vzorce žarili 1 uro pri 950° C, da se je izločilo čim več nitrida. Vzorce smo nato žarili pri 5 temperaturah v omenjenem intervalu, v trajanju 0,5, 1, 2 in 4 ure. Po žarjenju smo vzorce gasili v vodi. Rezultate kaže tabela 3 in grafikon na sliki 2. Iz oblike krivulj se lepo vidi, da se v jeklih K in D, teoretično je v njih 270, oz. 240 ppm A1N, nitrid praktično takoj raztopi v vsem temperaturnem področju poizkusov in ostane v avstenitu konstantna količina Tabela 1 — Sestava jekel uporabljenih za preizkuse (%) Šarža Oznaka C Si Mn S P N Al' Cu EL 1849 A (N) 0,22 0,35 1,30 0,017 0,022 0,0105 0,042 0,27 EL 1366 D 0,16 0,30 1,19 0,029 0,018 0,0082 0,032 0,27 3020 K 0,13 0,30 1,07 0,028 0,018 0,0105 0,018 0,20 3026 L 0,16 0,32 1,13 0,03 0,01 0,021 0,058 0,20 EL 4967 M 0,21 0,29 UO 0,009 0,013 0,0105 0,032 0,24 1 — topni Al Tabela 2 — Vsebnost aluminijevega nitrida v odvisnosti od temperature ohlajanja v peči Temperatura peči 0 C 1300 1 1050 2 950 3 900 4 850 5 800 6 770 7 725 8 650 9 20 A B Vsebnost A1N ppm M 11 6 6 45 42 60 54 42 30 174 270 261 N 21 45 48 45 75 66 42 63 63 204 291 274 A — žarjeni 1 uro pri 950° C in gašeni v vodi B — ohlajen slab m izločanje, ki se izvrši med enourmm zarjenjem. Za poizkus smo izbrali 2 jekli, eno s precej, drugo z malo A1N. Vzorce smo vzeli iz bram, ulitih v Železarni Jesenice, jih segrevali najprej 1 uro pri 1300° C, nato smo jih počasi ohlajali v peči in ob določenih temperaturah gasili v vodi. Vsebnost A1N smo določili po Beeglijevi metodi. V tabeli 1 podajamo sestavo jekel, katere smo uporabili za ta in za naslednji poizkus, v tabeli 2 pa so podane temperature gašenja in vsebnosti A1N. Za primerjavo je še podana vsebnost A1N po ohladitvi v peči na temperaturo ambienta in po 1 urnem žarjenju pri 950° C. Na sliki 1 so rezultati iz tabele 2 prikazani grafično. Enakomerno pada- Slika 1 Vsebnost aluminijevega nitrida v jeklih M in N v odvisnosti od trajanja ohlajanja in temperature gašenja med ohlajanjem v peči. Sestava jekel je v tabeli 1. Tabela 3 — Kinetika raztapljanja AIN v avstenita pri različnih temperaturah. Vsebnost AIN je v ppm. Tempe Trajanje Šarža Šarža Šarža Šarža žarjen žarjenja h A (N) D K L 1300 0,5 18 20 39 176 1 24 20 42 167 2 18 20 36 74 4 12 27 42 53 1255 0,5 21 27 32 240 1 18 19 32 240 2 24 22 35 205 4 — — 31 152 1215 0,5 147 24 35 387 1 124 19 38 375 2 132 20 38 348 4 120 19 35 310 1140 0,5 194 23 64 460 1 186 — 35 450 2 216 22 51 372 4 207 44 410 1070 0,5 219 27 94 454 1 195 30 81 445 2 219 29 99 443 4 219 29 96 463 950 1 258 207 270 490 400 300 ppm AIN 200 W0 400 ppm AIN 300 200 100 A 0.042% Al 0.0105 %N S-T---""---------8 D 0.032% Al a0082%N ' 1300 °C • 1255°C i 1215 "C □ 1140 "C • 1070 "C [5*---fč.----flh----——a' ---V--------1 K 0.018% Al 0.0105% N •-- \ \ :!--«;----■--------■- -1 _'--------- 0,021% N 1 2 3 (h) 4 O 1 2 3 (h) Slika 2 Kinetika raztapljanja AIN med ogrevanjem jekel A, D, K in L pri različnih temperaturah. Sestava jekel je v tabeli 1. nitrida pod 30 ppm, kar je red velikosti analitske napake metode, katere smo uporabili za analizo. V jeklu A, ki ima teoretično 310 ppm AIN, je ves nitrid raztopljen šele pri 1255° C, v jeklu L, ki ima največ AIN, pa je vsebnost 50 ppm dosežena šele po več kot 2-urnem žarjenju pri 1300° C. Zanimivo je, da pri tem jeklu tudi pri ostalih temperaturah žarjenja raste množina raztopljenega nitrida s trajanjem žarjenja. A o 0,042 Al, 0.0105 N D • 0,032 Al, 0.0082 N K a0,07fiAl; 0.0105 N L o 0.058Al; 0.021 N 7700 1200 1300 (°C) Slika 3 Vsebnost AIN po 4-urnem ogrevanju pri različnih temperaturah v različnih jeklih. Sestave jekel so podane v tabeli 1. V grafikonu na sliki 3 je pokazano, kako s temperaturo pada množina neraztopljenega nitrida po 4-urnem žarjenju pri preizkusnih temperaturah. V tem diagramu se ponovno jasno pokaže razlika med jekli. Pri 1150° C je dosežen maksimum v množini raztopljenega nitrida v šarži K z 270 ppm AIN; v jeklu A, ki ima le nekoliko več AIN, teoretično 310 ppm, pa se je nitrid raztopil šele pri 1255° C. Razliko v ponašanju je verjetno treba iskati v prebitku aluminija v tej šarži. Oblika krivulj kaže, da nad 1255° C topnost AIN v avstenitu močneje raste kot pri nižji temperaturi, kajti pri 1300° C ostane samo še cca 50 ppm AIN neraztopljenega v jeklu, ki ima teoretično 620 ppm AIN (šarža L). 3. ANALIZA EKSPERIMENTALNIH DOGNANJ Iz rezultatov naših preizkusov lahko povzamemo naslednje splošne sklepe: — v temperaturnem intervalu valjanja bram do temperature 950° C praktično ni pričakovati izločanja AIN. — pri standardni vsebnosti dušika v jeklih med 0,008 in 0,01 % zraste na temperaturi ogrevanja pred valjanjem množina neraztopljenega A1N, ko zraste vsebnost aluminija nad 0,03 %. To kaže, da je precej močan vpliv prebitnega aluminija na raztapljanje nitrida. — v jeklih s standardno, pa tudi nekoliko povečano vsebnostjo aluminija (0,04%) se količina A1N, ki se pri ogrevanju ohrani neraztopljen v avstenitu, ne razlikuje po polurnem in po 4-ur-nem žarjenju na temperaturi. To pomeni, da se s podaljšanjem žarjenja množina raztopljenih nitridnih izločkov ne poveča, zato si ne moremo razlagati izboljšanja preoblikovanosti jekla, zaradi podaljšanega ogrevanja jekla pred valjanjem. Po analizi literaturnih podatkov in dognanj naših preizkusov smo prišli do sklepa, da so do sedaj objavljene hipoteze o mehanizmu vpliva A1N na preoblikovalnost jekla precej problematične, in mislimo, da je najverjetneje, da preoblikovalnost zmanjšujejo zelo drobni nitridi z izločki, ki ostanejo neraztopljeni, če jeklo vsebuje več A1N kot se ga lahko raztopi v avstenitu pri izbrani temperaturi ogrevanja. Znano je, da vse disperzne faze s primerno velikostjo, med take faze spadajo tudi izločki A1N, zavirajo gibanje dislokacijskih linij in rast kristalnih zrn, oziroma dovoljujejo eno in drugo, samo dokler polmer ukrivljenosti dislo-kacijske črte ali kristalne meje rastočega zrna ne doseže določene velikosti. Vpliv izločkov je torej lahko dvojen: direkten, če se manifestira v tem, da zavira gibanje dislokacij med vročo deformacijo, kar nedvomno zmanjšuje preoblikovalnost jekla, ali pa indirekten, če se manifestira v zaviranju rekristalizacije jekla in odpravi posledic deformacije, zaradi česar bi lahko prišlo do neke vrste utrjenja jekla. Mogoče je seveda, da se oba mehanizma seštevata. Ce naša hipoteza drži, bi se dalo poboljšati preoblikovalnost s tem, da se poveča hitrost rekristalizacije jekla. To lahko dosežemo s povečanjem hitrosti deformacije, ko se v kristalno mrežo kovine vnese mnogo več kristalnih napak, vrzeli in dislokacij kot pri počasni deformaciji in se s tem olajša rekristalizacija. Opel in Wagner sta dokazala, da je z rastočo vsebnostjo A1N za dobro preoblikovalnost potrebna večja hitrost deformacije. Vemo tudi, da se pri enako veliki vsebnosti AIN ne trgajo jekla, ki imajo povišano množino ogljika. Naša opazovanja na visokotemperaturnem mikroskopu kažejo migracijo kristalnih mej avstenita v jeklu z 0,49 % C, razmeroma hitra je že pri 1200° C, v tehnično čistem železu brez ogljika in s praktično enako množino AIN pa se migracija ne opazi tudi pri za 1500° C višji temperaturi. Ne znamo še razložiti mehanizma vpliva ogljika; teoretično je mogoče, da ogljik pospešuje raztapljanje AIN v avstenitu ali pa zmanjšuje površinsko napetost avstenita tako, da je pri enaki velikosti in množini nitridnih izločkov manjša sila, ki se upira premikanju kristalnih mej in dislokacijskih linij. Iz detajlne analize AIN v jeklu, katero je pripravil Kveder14, povzemamo sklep, da je temperatura popolne raztopitve nitrida v jeklih, ki imajo 0,2 % C in 1,5 % Mn višja kot v jeklu za globoki vlek. Zdi se torej, da je drugo tolmačenje vloge ogljika bolj na mestu. Direktnih dokazov za veljavnost naše hipoteze še nimamo, upamo pa, da jo bomo lahko eksperimentalno preverili. Poglejmo sedaj, kako bi se dalo na osnovi te hipoteze pojasniti razliko v preoblikovalnosti med bramami, ki so bile založene v valjalniško peč hladne (s tem označujemo brame, založene ohlajene na temperaturo pod 500° C) in bramami istega jekla, ki so bile založene v peč ohlajene na največ 800° C. Gotovo je, da je edina razlika med takimi bramami v velikosti nitridnih delcev; v enih in drugih bramah se namreč izloči ves netopni AIN med ohlajanjem ali med sledečim ogrevanjem, ter v vsebnosti vodika. Ni nam znano, da bi kdo kdaj pripisal zmanjšano preoblikovalnost v vročem povečani vsebnosti vodika, zato bomo eventualni vpliv vodika zanemarili. Kveder je eksperimentalno dognal, da je po 100 minutah izotermnega žarjenja v temperaturnem intervalu 700 do 900° C količina izločenega nitrida v jeklu kvalitete č-0560 praktično enaka. Hultgren15 navaja, da se nitridi že pri počasnem ohlajanju jekla (nitridi že izločeni v avstenitu), ponovno raztopijo v feritu pri transformaciji gama-alfa, ker je pri isti temperaturi topnost AIN v feritu večja kot v austenitu. Do istega sklepa pridemo z analizo preje omenjenih Kvedrovih dognanj. Popolnoma isto kažeta zelo jasno krivulji na sliki 1. Lahko torej sklepamo, da bo v jeklu, ohlajenem na nizko temperaturo, prišlo do izločanja dela nitrida pri nižji temperaturi in da bodo zato nastali novi nitridni izločki. Po Gladmanu in Pickeringu se velikost nitridnih izločkov poveča približno 5-krat za vsakih 100° C povečanja temperature izločanja. To kaže, da bodo nitridni izločki v jeklu, ki je bilo ohlajeno na okoli 800° C, večji in bolj redki kot v jeklu, ki je bilo ohlajeno na nižje temperature. Na temperaturi ogrevanja pred valjanjem se bo v obeh primerih raztopila v avstenitu enaka množina AIN, razlika pa bo nastala v velikosti in gostoti preostalih neraztopljenih izločkov AIN. V jeklu, ki je bilo ohlajeno na višjo temperaturo, se bodo v povprečju enako veliki delci enakomerno zmanjšali, ostali bodo številni drobni izločki z ohranjeno sposobnostjo blokiranja kristalnih mej in dislokacij. Po Zenerju je namreč zavorna sila disperzne faze premo sorazmerna z množino in obratno sorazmerna z velikostjo delavcev disperzne faze. V jeklu, ki je bilo ohlajeno na nižjo temperaturo, se bodo hitreje raztopili bolj drobni nitridni izločki in ostali bodo neraztopljeni večji izločki, nastali pri visoki temperaturi. Ti izločki so bolj redki in večji kot v prvem primeru, zato ne morejo tako učinkovito zadrževati gibanja dislo- kacij in zavirati rekristalizacije. Rezultat je, da bo v tem primeru pri isti množini neraztopljenega AIN boljša preoblikovnost jekla. Znižanje temperature bo povečalo množino izločenega nitrida in zato slabšalo preoblikovalnost jekla. S podaljšanjem žarjenja pri isti temperaturi se bo število zrn AIN zradi koagulacije zmanjšalo, rezultat bo povečana preoblikovalnost jekla. To je znan pojav, ki so ga dosedaj tolmačili s povečanjem množine raztopljenega AIN. Na kratko: po tej hipotezi je isti razlog za slabo preoblikovalnost jekel s precej aluminija in dušika v izločkih AIN, ki so ostali neraztopljeni v avstenitu ali so se iz njega izločili zaradi znižanja temperature, razliko preoblikovalnosti med hladno in vroče založenimi bramami pa v velikosti in gostoti neraztopljenih izločkov pri temperaturi valjanja. Zaenkrat ne znamo razložiti, če zanemarimo vpliv vodika, razlike v predelovalnosti med jekli, ki so bila izdelana po enožlindrnem postopku, in med jekli, ki so bila izdelana po dvožlindrnem postopku in imajo pri enaki sestavi tudi enako vsebnost AIN. SKLEP 1. Eksperimentalno smo ugotovili, da se med počasnim ohlajanjem jekla, ki ga lahko primerjamo z ohlajanjem bram po ulivanju, začne izločanje nitridov šele pri temperaturi pod 950° C, vendar že od temperature 850° C vsebnost nitrida v jeklu pada, zato ker se v avstenitu izločeni nitrid ponovno raztaplja v feritu. Pri nadaljevanju ohlajanja se nitrid ponovno izloča. 2. V jeklih s standardno množino aluminija in dušika razlika v trajanju ogrevanja na temperaturi, ki je normalna za ogrevanje pred valjanjem, praktično ne vpliva na množino nitrida, ki ostaja neraztopljen v avstenitu. 3. Analiza naših eksperimentalnih dognanj in literaturnih podatkov kaže, da objavljene hipoteze o mehanizmu vpliva aluminijevega nitrida na preoblikovalnost jekla ne držijo. Zato smo razvili novo hipotezo, po kateri so neraztopljeni izločki AIN vzrok za slabšo preoblikovalnost jekla. Literatura 1. B. C. W o o d f i n e in A. G. Q u a r r e 11: »Effect of Al and N on the Occurrence of Integranular Fracture in Steel Castings — Journal of Iron and Steel Institute (London) 195, 1960, št. 4, 409 .. . 414. 2. W. D a h 1 in H. Hengstenberg: Untersuchungen iiber die Ursachen fiir das Auftreten von Warmbruch on niedrig legierten allgemeinen Baustahlen; Archiv fiir das Eisenhiittenwesen, dec. 1964, št. 12, 1123—1131. 3. I. Kubi k, A. Legat in R. Mitsche: »Elektro-nenmikroskopische Untersuchungen iiber die Topologie des AIN in vveichen Stahlen — Radex-Rundschau (Ra-denthein), 1961, št. 6, 739... 745. 4. W. D a h 1, P. S c h vv a b in H. Hengstenberg: »Ubermikroskopischer Nachweis von Alumimumnitrid in betriebsmassig erschmolzenen Baustahlen« — Archiv fiir das Eisenhiittenwesen (Diisseldorf) 32, 1961, 7, 475 .. . 478. 5. A. A m b r u z : »Influence de ralluminium sur la struc-ture et les proprietes des aciers grosses pieces de forge« — Revue de Metallurgie (Pariš) 64, 1967, št. 1, 6. U. Vrtel: »The Susceptibility to Aging of Fine Grai-ned Steel Used for Pressure Vessels«. Predavanje na 53 ... 59. konferenci: Oceli pro energeticky a chemisky prumysl, Tatranska Lomnica, junij 1967. 7. F. V o d o p i v e c, L. K o s e c in A. K v e d e r : »O morfologiji in topologiji nitridnih izločkov in o njihovem zaviralnem vplivu na rast avstenitnih zrn v jeklih«. Rudarsko-Metalurški zbornik, 1969, št. 1, 13—24. 8. T. Gladmann in F. B. Pickering: »Grain Coar-sening of Austenite« — Journal of Iron and Steel Institute 205, 1967, št. 6, 653 ... 667. 9. H. Borchers in Zae-Quan Kim: »Das Au-scheidungverhalten des Aluminiumnitrides in beruhig-tem vveichen Stahl« — Archiv fur das Eisenhiittenvvesen (Dusseldorf) 36, 1965, št. 4, 311 ... 316. 10. P. P o r t e v i n : Influence de divers oligoelements sur la forgealite de l'acier mi dur: Disertacija na Univerzi v Parizu, maj 1962. 11. P. Opel in S. W a g n e r : Die Warmverformbarkeit von Stahlen im Temperaturbereich um 1000° C: Archiv fiir das Eisenhiittenvvesen, 1964, št. 12, 1113—1144. 12. W. K o c h, C. IIshner-Gensh in H. Rohde: Das Auftreten einer Kubischen Nitrids im aluminiuni-legierten Stahlen — Archiv fur das Eisenhiittenvvesen 27, 1956, 701—706. 13. F. V o d o p i v e c in J. M e g u š a r : »O vplivu vsebnosti neoksidiranega aluminija in dušika na velikost avstenitnih zrn v jeklih« — Rudarsko-metalurški zbornik (Ljubljana) 1964, št. 3, 297 .. . 305. 14. A. K v e d e r : »Nitridi v jeklu«. Poročilo Metalurškega inštituta v Ljubljani, junij 1967. 15. F. A. H u 11 g r e n : »The Reversion and Re-precipita-tion of Aluminium Nitride in Aluminium Killed Dra-vving Quality Steel« — Blast Furnace and Steel Plant 56, 1958, št. 2, 149 ... 156. ZUSAMMENFASSUNG Die Warmbriichigkeit der Blockoberflache bei der Warmverformung ist eines der unangenehmsten Erschei-nungen, die das Warmwalzen begleiten. Die Risse, die auf der freien Oberflache bei hohen Zugspannungen auftretten, konnen mehr oder vveniger tief sein und verursachen je nach dem viele Schvvierigkeiten beim Putzen des Walzgu-tes und auch kleiner oder grosseren Ausvvurf. Besonders stark neigen zur Warm briichigkeit die vveichen nichtlegierten mit Aluminium beruhigten Stahle mit einem Kohlenstoffgehalt von 0.10—0.25 %. Zu diesen Zahlen vor allen Stahle denen Aluminium absichtlich im grosseren Masse zugegeben ist, vvie alterungsbestandige und feinkornige Baustahle und auch andere vveiche Stahle, vvenn sie zufxllig einen hoheren Aluminiumgehalt aufvvei-sen. Die Neigung zur Warmbriichigkeit ist auch von der Art der Stahlherstellung abhangig. Die im Elektroofen hergestellten Stahle sind vvarmbriichiger vveil sie mehr Stickstoff enthalten. Die VVarmbruchigkeit ist in Jesenice im grosseren Maase aufgetretten vvenn die Stahlerstellung in den beiden Grossraumlichtbogenofen losging und vvir mit dem Giessen der grossen Brammen begonnen haben. Alle diese vvarm-briichige Stahle vvurden nach dem Zvveischlackenprozess hergestellt. Nach unseren Erfahrungen vvird der Stahl vvarm-bruchig, wenn es mehr als 0.025 % saureloslichen Alumi-nium und mehr als 80 ppm Stickstoff enthalt. Die einfachste Art die Warmrissigkeit herab zu setzen ist das Aluminium unter 0.020 °/o zu halten. Und wie bei den Stahlen vvelche einer hoheren Aluminiumgehalt ent-halten mussen um besondere physikalische Eigenschaften zu erfeichen? Die Warmbriichigkeit vvird verhindert wenn der Stickstoff durch starke Nitridbildner wie Ti, Nb und V abgebunden wird wie es bei den hochfesten Stahlen St 52 Cb und St 52 COV der Fall ist. Die Warm briichigkeit vvird auch verhindert, wenn die Blocke bis auf die Raumtemperatur abgekiihlt und kalt in die Tiefofen eingesetzt werden. Die Erkliirung ist vvahr-scheinlich in den aus der a Phase sehr fein ausgeschiedenen Al-nitrieden vvelche beim nachfolgenden Ervvarmen schnel-ler in die Losung gehen als die groben Al-nitridteilchen, vvelche aus der y Phase ausgeschieden sind, vvenn die Blocke heiss (etvva 800° C) eingesetzt vvorden sind. Diese Stahle sind auch nicht vvarmbriichig, vvenn sie nach dem Einschlackenprozess hergestellt sind trotz hoherem Aluminium und Stickstoffgehalt. SUMMARY Cracking of the rolled piece surface during the hot forming is one of the most undesired phenomena vvhich are present at the hot rolling. Cracks can extend deep into the inside and cause great troubles and bigger or smaller rejection vvhen pieces are cleaned. Especially soft plain steels vvith 0.10 to 0.25 % C, killed vvith aluminium, are very susceptible to cracking. This group contains steels to vvhich Al is intentionally added in greater amounts, as the steels resistant to ageing, fine-grained structural steels, and also other soft steels if accidentally contain greater amounts of aluminium. Susceptibility to cracking depends also on the way of steel producing. Steels produced in the electrical furnace are more susceptible to cracking as they contain greater amounts of nitrogen. In Jesenice Ironvvorks troubles vvith cracking appeared vvhen steel vvas produced in big electrical furnaces and čast into big ingots. These steels vvere made by the tvvo-slag process. Our experiences shovved that steel severely cracks if it contains more than 0.025 % of dissolved aluminium and more than 80 ppm of total nitrogen. The simplest solution is to reduce aluminium under 0.020 °/o. But vvhat to do vvith steels vvhich must contain greater amount of aluminium because of special physical properties? Cracking is prevented if nitrogen is bound to strong nitride-forming elements as Ti, Nb, and V, in the way as high strength steels St52Cb and St 52 Cb V are produced. Cracking is also prevented if these steels are left to cool dovvn to the room temperature and they are charged into soaking furnaces in cold state. The explanation for this phenomenon is probabIy in more finely precipitated AIN vvhich precipitate from the a phase, in subsequent heating the precipitates dissolve faster than coarse nitrides vvhich precipitated from the y phase if slabs vvere charged into the furnace in hot state (800° C). These steels do not crack if they are made by single-slag process (black slag) in spite of high aluminium and nitrogen in steel. 3AKMOHEHHE TpecKaHHe noBepxHocra npoKaTa bo Bpeiaa ropaieft o6pa-6otkh caMoe HenpnaTHoe noaBAemie Korapoe conpoBoacAaeT ropsmyio npoKaTKy. PBaHLie TpeuiHHbi npoxoAaT qacTO rAy@0K0 b BHyTpeH-HOCTb H npmHHHiOT 60AbIHbie 3aTpyAHeHHS npH MHCTKH a TaKJKe MeHLinee h 6oAtmoe KOAHHecTBO SpaKa. OccGeilHO 60AbIlIyi0 CKAOHHOCTb K pBaHHMM TpeimiHaM npo-aBAHioT MarKHc HeAerupoBaHHtie copra CTaAH c coAepacaHHeM yrAbe-poAa Me>KAY 0.10—0.25 % a paciuicAeHHbie c aAioMHHHCM. CioAa OTHOCaTCa B 0C06eHH0CTH CTaAH KOTOpbie HaMepeHHO paCKHCAeHbl C ČOAblHHM KOAHMCCTBOM aAlOMHHHa — 3TO COpTbI CTaAH yCTOHMHBbI npOTHB CTapeHHH —, MeAK03epHHCThie KOUCTpyKUHOHH bie CTaAH a TaioKe Apyrae MarKHe copia KOTOpbie cAy^aHHO coAepasaT 6oAbiuoe KOAHMeeTBO aAJOMHHHH. CKAOHHOCTb K 06pa30BaHHK) pBaHHblX TpeiUHH 3aBHCHT TaKHte ot cnocoBa np0H3B0ACTBa ctaah; ctaab npoh3beaeha b 3acktphmcckoh neH3H-MecKue KaqeCTBa a30T coeAHHHioT c 3aemehtamh Ti, Nb h V Ha KOTOpbie a30T HMeeT 6oAbniyio epoAHoeTb h b pe3yAbTaTe Mero 06pa3yi0TCH CTaSHAbHUe HHTpHAU ynOMHHyTbIX 3ACMCHT0B. 3to npaKTHKyeTca npH CTaAH blicokoh TBepAOCTH KaK Hanp: St 52 Cb h St 52 CbV. IloaBAeHHe pBaHHbIX TpemHH MOJKHO OrpaiHIMHTb H VMeHbUIHTb eCAH CAHTKH OXAa>KAeHiI Ha 06bIKH0BeHHYI0 TeMn-py H B TaKOM cocToaHHH 3arpy>KeHM b HarpeBaTeAbHbie ne«H. H0BHAeM0My KapSHA AIN BbiAeAaeTCa b SoAee MeAK03epHHCTbix bkak»1ichh3x h BucTpee pacTBopaeTca npn nocAeAOBaTeAbHOM corpeBaHHio b cpaBHe-HHIO C APyrbIMH HHTpHAaMH KOTOpbie BblAeASlOTCa KOrAa CAHTKH 3arpyaceHbi b HerpeBaTeAbHbie ne™ b ropale.« cocToaHHH (800° U). Ecah 3Ta CTaAb npoH3BeAeHa cpocoSoM c oahhm hiabkom (poA iep-HbiM HiAaKOM) TO, HecMOTpa Ha BbicoKoe coAepiKaHnc aAlOMHHHa h a30Ta, pBaHHbie TpemHHbi He o6HapyjKeHbi.