Mikrostruktura in lastnosti nekaterih konstrukcijskih jekel v odvisnosti od temperature valjanja UDK: 621:77:620.187:669.1.017 ASM/SLA: AY-n, F23, 3—71 F. Vodopivec, M. Gabrovšek in J. Žvokelj Pet različnih konstrukcijskih jekel, mecl njimi eno nepomirjeno, je bilo izvaljanih v temperaturnem intervalu med 1200 °C in 790 °C in ohlajenih na zraku. Izvršene so bile mikrostruktume in mehanske preiskave ter določena količina AIN in NbC, ki so nastali med valjanjem. Sestava jekla in rekri-stalizcicija avstenita med vtiki pomembno vplivata na procese, pri katerih nastaja mikrostruktura. Poleg niobija tudi mangan in ogljik dvigata temperaturo, ko se med vtiki ne izvrši popolna rekri-stalizacija avstenita. Zaradi manjše rekristalizacije je tvorba AIN in NbC med valjanjem bolj kvantitativna v jeklu z niobijem. Nepopolna rekristaliza-cija med vtiki zmanjša deformabilnost jekla v ravnmi valjanja. 1. UVOD IN NAMEN DELA Med vročim valjanjem si sledijo zaporedni vtiki pri padajoči temperaturi, ki je zadostna, da se v konstrukcijskih jeklih hitro odpravlja deformacij ska utrditev. Pod temperaturo približno 800 °C, pri mikrolegiranih jeklih pa višje, že okoli 1000 °C, odvisno od količine niobija v jeklu, prihaja med valjanjem do delne utrditve zato, ker rekrista-lizacija jekla med vtiki ni popolna. V tej razpravi se bomo omejili na konstrukcijska jekla, ki imajo pri temperaturi začetka valjanja mikrostrukturo iz homogenega avstenita, v katerem so raztopljene vse disperzoidne faze, v standardnih jeklih je to aluminijev nitrid (AIN), v mikrolegiranih jeklih pa tudi niobijev in vanadijev karbonitrid (NbC in VC). Po vsakem vtiku jeklo rekristalizira. Pri visokih temperaturah je statična rekristalizacija skoraj trenutna. Ko se znižuje temperatura, se zmanjšuje hitrost rekristalizacije in trdna raztopina disperzo-idov v avstenitu postaja nestabilna. Te faze nastajajo v obliki drobnih izločkov in drugače vplivajo na procese odprave deformacijske utrditve in na rast rekristaliziranih zrn, kot če so v raztopini v avstenitu. Na rast avstenitnih zrn najmočneje vplivajo izločki, pa tudi sestava jekla, na primer niobij vpliva na hitrost rasti zrn avstenita v trdni raztopini v avstenitu in v obliki drobnih izločkov (1, 2). Pri enaki količini AIN in aluminija je rast zrn avstenita lažja v jeklu za cementacijo z 0,15 C, 1 Mn in 1 Cr, kot v drugih jeklih za cementacijo (3). Rast zrn avstenita je tem hitrejša, čim višja je temperatura. Med vtiki pa je le nekaj sekund presledka, zato je rast zrn rekristaliziranega avstenita zanemarljiva (4). V tem sestavku bomo zato zanemarili rast rekristaliziranih zrn avstenita med vtiki in po končanem valjanju. Med vročim valjanjem prihaja tudi do preoblikovanja in preureditve nekovinskih vključkov v jeklu. Tega procesa ne bomo obravnavali, ker po naravi odstopa od procesa preoblikovanja jekla, čeprav je izoblikovanje sulfidnih vključkov neposredno povezano s procesi utrjanja in rekristalizacije avstenita, pa tudi z nastajanjem ferita med valjanjem (5). 2. SESTAVA JEKEL IN EKSPERIMENTALNO DELO Preizkuse smo izvršili na 5 različnih konstrukcijskih jeklih s sestavo, ki je prikazana v tabeli 1. Vsa jekla so bila industrijskega porekla, zato da je bilo na voljo dovolj enakih preizkušancev. Dobili smo jih kot odrezke slabov, izvaljanih na blumingu. Iz njih smo pripravili gredice za valjanje z merami približno 200 X 100 X 55 mm in jih zvaljali v plošče z debelino 16 mm v 6 vtikih. Valjanje vsake plošče je trajalo ca 80 sek. Skupna redukcija je znašala 73 %, posamične redukcije pa so bile vedno nad 15 %. To je nad mejo, ki zagotavlja rekristalizacijo avstenita med vtiki v jeklih brez niobija (6), je pa premalo, da bi zagotovilo rekristalizacijo ferita med vtiki (7). Temperatura valjanja je bila med 1200 in 790 °C in je bila izmerjena z digitalnim pirometrom. Pred valjanjem so bila vsa jekla zadržana pri 1200 °C, nato pa izva-Ijana z začetkom pri tej temperaturi ali po ohladitvi na zraku na začetne temperature, ki so navedene v kasnejših diagramih. Iz topnostnega produkta (8) je mogoče izračunati, da je bil pred začetkom valjanja AIN raztopljen v avstenitu popolnoma v jeklih A, B in D, v jeklu C pa približno 50 %. Ti podatki se zadovoljivo ujemajo s količinami AIN, ki so bile določene Tabela 1: Sestava jekel Element v A — količina A1N in NbC po 1 urnem segrevanju pri 1200 °C in gašenju Jeklo Vrsta C Mn Si P S Al N Nb V Aaijj ANbc A Č.0462 0,14 0,50 0,22 0,01 0,034 0,052 0,0051 24 B Č.0562 0,16 1,24 0,33 0,017 0,027 0,026 0,0054 21 C Nioval 47 0,14 1,46 0,42 0,005 0,008 0,050 0,011 0,051 0,07 162 176 D C.1561 0,48 0,62 0,24 0,013 0,009 0,026 0,0093 30 E Č.0147 0,06 0,36 0,005 0,031 — — 0,003 — — 0 v jeklih, ki so bila 1 uro zadržana pri 1200 °C in nato gašena v vodi. Po topnostnem produktu v viru 9 je mogoče izračunati, da je bilo v jeklu C pri 1200 °C neraztopljenega okoli 1/3 NbC. To se zadovoljivo ujema z analitsko kontrolo. Vse analize disperzoidov smo napravili po modificiranih metodah (10), ki so bile razvite iz izvirne halogenske ekstrakcije po Beeghlyu. Po valjanju je bila večina valjancev ohlajena na zraku na šamotni posteljici, posamični pa so bili gašeni v vodi. Iz valjancev smo pripravili standardne obruske in preizkušance za mehanske preizkuse. Velikost zrn smo izmerili po metodi linearne intercepcije. Okrogle raztržne preizkušance smo izdelali z osjo v smeri valjanja, da bi tako lahko zanemarili vpliv sulfidnih vključkov. 3.1 Jeklo A Slika 4 prikazuje mikrostrukturo jekla A po različnih temperaturah valjanja. Pri vseh temperaturah je iz enakomernih in rekristaliziranih zrn ferita in perlita. Slojasta porazdelitev ferita in per-lita postaja pri nižjih temperaturah valjanja vse bolj izrazita, najdejo se celo neprekinjeni sloji perlita z dolžino celo preko lmm, med njimi pa včasih izrazito stebrasta zrna ferita. Eno in drugo je znak, da je bilo jeklo valjano v področju obstojnosti avstenita in ferita. Deformacije pri zaporednih vtikih so bile premajhne, da bi lahko ferit re- 3. MIKROSTRUKTURA PO VALJANJU Na slikah 1 in 2 je prikazana odvisnost med temperaturo valjanja in linearno intercepcijsko dolžino za jekla, ki so bila po valjanju ohlajena na zraku, na sliki 3 pa je prikazano, kako temperatura valjanja vpliva na količino A1N in NbC, ki sta nastala med valjanjem 4 jekel. Temperatura na koncu valjanja v °C 1060 960 910 870 830 790 £ 3. O C o T3 O -t a O) 1200 1100 1000 900 (Temperatura na začetku valjanja v °C) Slika 1 Razmerje med temperaturo valjanja in velikostjo zrn v jeklih A, B, C in D izraženo z linearno intercepcijsko dolžino. Fig. 1 Relations betvveen the rolling temperature and the grain size in steels A, B, C, and D expressed with the linear intercept Iength. (Temperatura na začetku valjanja v °C) Slika 2 Razmerje med temperaturo valjanja in velikostjo zrn v jeklu E izraženo z linearno intercepcijsko dolžino. Temne točke predstavljajo meritve v notranjosti valjanca, svetle točke pa meritve ob površini valjanca. Fig. 2 Relations betvveen the rolling temperature and the grain size in steel E expressed with the linear intercept Iength. Dark dots represent measurements in the interior of the rolling, circles and squares measurements at the surface of the rolling. 30 Temperatura na koncu valjanja v °C 960 910 870 830 790 oni' smeri valjanja • ■ pravokotno na - smer valjanja Slika 3 Razmerje med temperaturo valjanja in količino aluminijevega nitrida v jeklih A, B, C in D ter količino niobijevega karbonitrida v jeklu C. Fig. 3 Relations betvveen the rolling temperature and the amount of aluminium nitride in steel A, B, C, and D, and the amount of niobium carbonitride in steel C. kristaliziral, zato bi pričakovali poligonalen ferit le iz avstenita, ki je po valjanju rekristaliziral. Da zrna niso deformirana tam, kjer je že med valjanjem nastal ferit, je razlog v tem, da se pri zniževanju temperature ferit nalaga na že prej nastala zrna, ki tako spremenijo obliko. Pazljivo opazovanje pokaže pri najnižji temperaturi valjanja zelo redke lečaste skupke feritnih in perlitnih zrn, ki so nekoliko večja kot v okolici in manj poligonalne oblike. Kasneje bomo videli, da nastanejo taki skupki iz avstenitnih zrn, ki so v nerekristalizira-nem stanju dosegla temperaturo premene. Velikost zrn enakomerno pada, ko se znižuje temperatura valjanja. V področju, kjer med valjanjem nastaja ferit, se zrna najprej nekoliko povečajo, pri ponovnem znižanju temperature pa se znova zmanjšajo. O vzroku za povečanje zrn pri vmesni temperaturi bomo razpravljali pri jeklu E, kjer je ta pojav zelo izrazit. 3.2 Jeklo B Čeprav se od jekla A razlikuje le po količini mangana, je razvoj njegove mikrostrukture pri valjanju nekoliko drugačen. Velikost zrn enakomerno pada, ko se znižuje temperatura konca valjanja do 870°C, nato se zrna hitreje zmanjšujejo. Istočasno pa se pojavijo v jeklu tudi skupki zrn ferita in perlita, ki po velikosti in obliki izrazito odstopajo od večine. Pri temperaturah začetka valjanja do 1050 °C, oz. konca valjanja do 910 °C je mikrostruktura iz enakomernih poligonalnih zrn ferita in perlita z naraščajočo slojasto porazdelitvijo (si. 5). Pri nižjih temperaturah valjanja opazimo v mikrostrukturi vse več lečastih skupkov, z večjimi in bolj pu-ščičastimi zrni ferita in perlita. V valjancih, ki so bili gašeni z iste temperature valjanja, opazimo podolgovata bajnitna zrna v podobnem številu in velikosti, kot so leČcisti skupki. To pove, da so ti skupki proizvod transformacije zrn avstenita, ki med valjanjem niso rekristalizirala. Razmerje med širino in dolžino pove, da ta zrna niso rekristalizirala že od začetka valjanja in potrjuje ugotovitve na krom-manganovem jeklu za cementacijo (11, 18). Vse kaže, da delna odprava deformacijske energije s popravo napravi posamična avstenitna zrna odporna proti rekristali-zaciji kljub naraščajoči deformaciji pri nadaljevanju valjanja. Predloženi sta bili naslednji dve razlagi te stabilizacije (12). Prva predpostavlja, da tvorba izločkov po mejah podzrn v deformiranih zrnih zavre rekristalizacijo, po drugi pa mehkejša rekristalizirana zrna prevzamejo več deformacije. Druga predpostavka ne drži, saj razmerje med dolžino in širino in dolžino nerekristaliziranih zrn ustreza celotnemu podaljšku jekla. Neposredne empirične utemeljitve za prvo predpostavko ni, in-direktno jo potrjuje dejstvo, da je hitrost izločanja v deformiranem avstenitu za dva reda velikosti večja, kot v rekristaliziranem avstenitu (13). Hitrost izločanja je sicer še večja med deformacijo (14), vendarle je čas deformiranja zelo kratek v primerjavi z zadržanjem med vtiki, zato je prav mogoče, da je tvorba izločkov v deformiranem avstenitu bolj kvantitativna in učinkovita. K temu se prišteva še vpliv legirnih elementov. Prav v tem jeklu se nepopolna rekristalizacija avstenita med valjanjem pojavi že pri višji temperaturi, kot v jeklu A. Razpravo o jeklu B lahko zaključimo z ugotovitvijo, da znižanje temperature valjanja poveča neenakomernost mikrostrukture, ker nepopolna rekristalizacija med valjanjem ohrani v jeklu deformirana avstenitna zrna, iz katerih pri premeni nastane deloma puščičasta in bolj groba zmes ferita in perlita (5, 15). Iz primerjave med jeklom A in jeklom B sklepamo, da mangan povišuje temperaturo, pri kateri med valjalniškimi vtiki preneha popolna rekristalizacija avstenita. Pri naših poizkusih se je popolna rekristalizacija avstenita prenehala v jeklu, ki je bilo ohlajeno s temperature 1200 na temperaturo 1000 °C in iz-valjano in v katerem je bila velikost zrn razreda 2 po ASTM. V jeklu podobne osnovne sestave, ki je mikrolegirano z niobijem, je za rekristalizacijo potrebna tem večja enkratna deformacija, čim večja so avstenitna zrna (4). Verjetno velja podobno pravilo tudi za jeklo brez niobija. Zato lahko pričakujemo, da bo v procesu valjanja v več vtikih prišlo do nepopolne rekristalizacije, če bi pri vtiku prišlo do kritičnega spleta temperature, velikosti avstenitnih zrn in redukcije, zato ni izključeno, da v valjani mikrostrukturi ne bi našli znakov nepopolne rekristalizacije avstenita med valjanjem. Slika 4 X 50. Mikrostruktura jekla A (Č. 0462), ki je bilo izvaljano pri različnih temperaturah in ohlajeno na zraku. Zadnji posnetek kaže mikrostrukturne značilnosti valjanja pri nizki temperaturi: neprekinjeni sloj perlita, stebrasta zrna ferita in skupke večjih zrn ferita in perlita. Začetna in 1200 1100 končna 1060 960 temperatura 1050 1000 valjanja 910 870 v °C 950 900 X 100 830 790 900 790 X 100 Fig. 4 X 50. Microstructure of steel B (Č. 0562) rolled at various temperatures and cooled in air. The last picture shows the microstructural characteristics of rolling at low temperature: continuous pearlite Iayer, columnar ferrite grains and clusters of bigger ferrite and pearlite grains. -iS*'. -SMU « k i."*. C. • S^iP'^1-. --' - t£ -^-V/ tf^sr k' rfr-7 » -AvV-jf-^-SE. "»-•><« J* »U. - .»V: „ y« .... fiJi, .. str. ■ • >—v'■;. - — V . ■■ J - ■ r • fc %.**'• c - " * * ^ _ t ,<■**" v*"- V ' ^ i « • si- S : r-- -s • * ****** - "V* v.-.'!!«.-r-^-;; ' ------ —'" 'T*.--- i-.*' -*''"J —----------... ^ > ~ * \ V. - , ^ , -.-»(CT-_____. ' ■ K." •-•--Ti«« Slika 5 X 50. Mikrostruktura jekla B (C. 0562), ki je bilo izvaljano pri različnih temperaturah in ohlajeno na zraku. Zadnji posnetek prikazuje mikrostrukturo po gašenju s temperature valjanja. Dobro se razločijo lečasti skupki večjih zrn ferita in perlita, ki so nastali pri premeni nerekristali-ziranih zrn austenita. Začetna in 1200 1100 končna 1060 960 temperatura 1050 1000 valjanja 910 870 v °C 950 900 830 790 900 790 Fig. 5 X 50. Microstucture of steel B (C. 0562) rolled at various temperatures and cooled in air. The last picture presents the microstructure after quenching from the rolling temperature. Easily distinguishable are lenticular clusters of bigger ferrite and pearlite grains formed at transformation of unrecrystallised austenite grains. 3.3 Jeklo C Od jekla B se razlikuje predvsem po tem, da vsebuje niobij in vanadij. Za niobij je poznano, da v raztopini v avstenitu zavira statično rekristalizacijo avstenita (16). Zato je razvoj mikrostrukture med valjanjem podoben kot v jeklu B, ima pa značilnosti, ki sta jih v proces vnesla vpliv niobija in hitra tvorba NbC z deformacij sko induciranim izločanjem. Vpliv temperature valjanja na velikost zrn je podoben kot v jeklu B, venda so zrna v povprečju mnogo manjša. Jeklo ima večjo kaljivost, STW t-J ' ■ ■ K* J> "*M" Vi* zato opazimo produkte premene nerekristaliziranih avstenitnih zrn često v obliki podolgovatih bajnit-nih zrn tudi v jeklu, ki je bilo po valjanju ohlajeno na zraku. Nerekristalizirana avstenitna zrna se pojavijo že po začetku valjanja pri temperaturi 1100°C (si. 6 in 7). V primerjavi z jeklom B, ki ima podobno osnovo, je to za ca 100 °C višje in gre na račun niobija, ki v raztopini v avstenitu zadržuje rekristalizacijo. Tvorba NbC med valjanjem si-romaši avstenit z niobijem v raztopini, zato se njegov vpliv na proces rekristalizacije zmanjšuje, ko se znižuje temperatura valjanja. Pri najnižji -"j *" ' v -* ■ ---- rt fi-i Z- - ■ - .. ...... ' ■ - r. • •• »'-.t/V".«'. - ..i ' 1 ' • », .v*,.-., 4 J-1 •-***. Jk.^' " . " -" — .. I. . ' — - — "i & -.-..i.">>«.1««^.^,; -»5«* v——• . -i' "v ..........~~ . - - ..Z' - v,/ . Začetna in 1200 1150 končna 1060 960 temperatura 1050 1000 valjanja 910 870 v °C 950 900 830 790 Slika 6 X 50. Mikrostruktura jekla C (Nioval 47), ki je bilo izvaljano pri različnih temperaturah in ohlajeno na zraku. Fig. 6 X 50. Microstructure of steel C (Nioval 47) rolled at various temperatures and cooled in air. - .. _ Tt- ^ ■ v'.~ -* .v. ti. - . _ . ■ s»- VC-* ' i —, J> ■ • (J {iVBvS^ V*-.." '--"vi-'* •' ■ ■- Slika 7 X 50 in X 100. Mikrostruktura jekla Nioval 47, ki je bilo izvaljano z začetno temperaturo 1000 "C in gašeno v vodi (zgoraj) oz. izvaljano z začetno temperaturo 950 "C in ohlajeno na zraku (spodaj). Na spodnjem posnetku vidimo v drobnozrnati feritno-perlitni matici sploščena zrna baj-nita in Iečaste skupke večjih perlitnih in feritnih zrn. Oboje je nastalo s premeno nerekristaliziranih zrn avstenita, ki jih kot sploščena bajnitna zrna vidimo na zgornjem posnetku. Fig. 7 X 50 and x 100. Microstructure of Nioval 47 steel rolled vvith initial temperature 1000 "C and quenched in vvater (above), and rolled vvith initial temperature 950 "C and cooled in air (belovv). On the Iower picture flatened bainite and lenticular clusters of bigger pearlite and ferrite grains can be seen in the fine-grained ferrite-pearlite matrix. temperaturi je v NbC vezano že okoli 80 % niobija, v trdni raztopini v avstenitu pa ga ostaja le okoli 0,01 %. Rezultat je, da pogostost nerekristaliziranih zrn avstenita, in zaradi nje nastala mikro-strukturna neenakomernost, ostaja skoraj nespremenjena, ko se znižuje temperatura valjanja (11). To razlaga tudi, zakaj je pri kontroliranem valjanju potreben vmesen zadržek. Iz prejšnje faze valjanja prinese jeklo mikrostrukturo iz deformiranih zrn avstenita. Potrebno ga je zadržati pri zadostni temperaturi dovolj časa, da se niobij izloči iz trdne raztopine ter se tako sprosti rekristalizacija deformiranega avstenita. Le iz takega avstenita pri premeni nastane mikrostruktura iz poligonal-nih in drobnih zrn ferita in perlita. Ni razločiti, da bi v tem jeklu med valjanjem tudi pri najnižji temperaturi nastajal ferit. Vzrok je niobij, zadržan v raztopini v avstenitu, ali pa večja vsebnost mangana. 3.4 Jeklo D Mikrostruktura po ohladitvi na zraku je iz perlitnih zrn, obdanih s feritno opno. Je poligonalna, če je nastala iz rekristaliziranega avstenita po va- ljanju pri visoki temperaturi, po valjanju z začetkom pri 1050 °C pa se pojavijo redke Iečaste kolonije večjih zrn, pri še nižji temperaturi pa podolgovata zrna, v katerih je združeno po več zrn perlita (si. 8). Včasih vidimo v njih popolnoma ravne lamele ferita, nastale na rekristalizacijskih dvojčkih. Velikost zrn, ki so nastala iz rekristaliziranega ferita, enakomerno pada, ko se znižuje temperatura valjanja. Na sliki 1 vidimo, da temperatura valjanja na podoben način vpliva na velikost zrn, ki nastanejo v jeklih A, B in C iz rekristaliziranega avstenita. Tudi velikost zrn je podobna v vseh treh jeklih, le v jeklu C je precej manjša. To kaže, da povečanje vsebnosti mangana in ogljika sicer poviša temperaturo nepopolne rekristalizacije avstenita med vtiki, podobno kot velja za niobij, vendar pa nima pomembnejšega vpliva na velikost rekristaliziranih zrn avstenita. Ni jasno, ali ima tak vpliv niobij. Zrna so pri enaki temperaturi valjanja sicer mnogo manjša v jeklu C, vendar ne vemo, koliko je razlika posledica različne premenske temperature in koliko različne izhodne velikosti avstenitnih zrn. 3.5 Jeklo E Razlikuje se od drugih po tem, da je brez elementov, ki tvorijo disperzoide med valjanjem, da ima mnogo manj ogljika in nezanemarljive blokovne izceje. Zaradi tega je razvoj mikrostrukture med valjanjem drugačen kot v drugih jeklih. Pri visokih temperaturah valjanja se intercepcijska dolžina zmanjšuje na podoben način kot v drugih jeklih, vendar je pri enaki temperaturi valjanja povprečna velikost zrn precej večja kot v drugih jeklih. To bi lahko razlagali kot posledico drugačne sestave ali pa kot posledico odsotnosti disperzoidov v jeklu. Prva razlaga mogoče ni utemeljena, če upoštevamo, da so podobne velikosti zrn v jeklih A, B in D, ki se razlikujejo v količini mangana in ogljika. Zato je verjetneje, da so večja zrna posledica večje rasti zrn avstenita pred premeno in ferita po premeni, ker jeklo nima nobenih izločkov, ki bi rast zavirali. Pri visokih temperaturah valjanja so zrna ferita poligonalna (si. 9). Ko se končna temperatura zniža od 910 na 870 °C, se pojavijo naslednje nove značilnosti mikrostrukture: velika razlika v mikrostrukturi med obpovršinskim slojem, debelim okoli 2 mm, in notranjostjo valjanca, zrna se povečajo in postanejo podolgovata, pojavi se torej anizo-tropija. Znake nastanka ferita med valjanjem, povečanje zrn in anizotropijo, opazimo prej ob površini kot v notranjosti. Za to sta lahko dva razloga: eden je nekoliko hladnejše jeklo tik ob površini, drugi, in verjetnejši, je razlika v sestavi med notranjim in obpovršinskim delom slaba, predvsem različna količina ogljika. Nastanek ferita med valjanjem spremljajo trije procesi: omejitev rekristalizacije na vse manjšo količino preostalega Slika 8 X 50. Mikrostruktura jekla D (Č. 1531), ki je bilo izvaljano pri različnih temperaturah in ohlajeno na zraku. Fig. 8 X 50. Microstructure of steel D (C. 1531) rolled at various temperatures and cooled in air. avstenita, odsotnost rekristalizacije ferita, in končno, močna rast feritnih zrn. Drugo je bilo pričakovano; v literaturi najdemo podatek, da je potrebna za rekristalizacijo ferita pri 730 °C 80% redukcija v eni stopnji (7), torej mnogo več, kot smo dosegali pri naših preizkusih valjanja. Izločanje deformacijske energije iz ferita poteka s popravo (7). Do rasti zrn ferita prihaja najverjetneje z deformacijsko inducirano migracijo kristalnih mej (17) prav zato, ker prenizka parcialna deformacija ne omogoča prave rekristalizacije. Na tak mehanizem rasti zrn ferita med valjanjem kaže temperaturna odvisnost na si. 2. Velikost zrn do- Začetna in 1200 1100 končna 1060 960 temperatura 1050 1000 valjanja 910 870 v °C 950 900 830 790 seže maksimum, ko je dovolj ferita in je temperatura zadostna, da je mogoča migracija kristalnih mej. Ko se temperatura še zniža, se mobilnost mej zmanjša, zmanjša pa se tudi velikost zrn, kljub temu da je v jeklu več ferita. Če bi feritna zrna rastla zato, ker se nanje odlaga pri ohlajanju ferit, bi verjetno v notranjosti zrn ferita našli podstruk-turo, nastalo s popravo, pričakovali pa bi tudi, da bi se velikost zrn ferita neprekinjeno večala pri znižanju temperature valjanja zaradi deforma- Slika 9 X 50. Mikrostruktura jekla E (C. 0147), ki je bilo izvaljano Pri različnih temperaturah in ohlajeno na zraku. Zadnji posnetek predstavlja jeklo, ki je bilo gašeno s temperature konca valjanja. Začetna in 1200 1100 končna 1060 960 temperatura 1050 1000 valjanja 910 870 v °C 950 900 830 790 1000 870 Fig. 9 x 50. Microstructure of steel E (C. 0147) rolled at various temperatures and cooled in air. The last picture represents steel quenched from the temperature of completed rolling. cijsko inducirane migracije mej zrn. Tega meritve ne potrebujejo. Po ohladitvi na zraku najdemo le pri najnižji temperaturi valjanja v jeklu posamična podolgovata zrna z razgibano in neurejeno notranjo strukturo. Podobne značilnosti najdemo v mikrostrukturi jekla, ki je bilo gašeno z višje temperature konca valjanja. To pove, da so zrna z razgibano notranjo strukturo relativno manj popravljena, ali celo le deformirana, zato jih sosednja bolj stabilna požrejo med ohlajanjem. To znova kaže, da je rast zrn pri nižjih temperaturah valjanja prej posledica deformacijsko inducirane migracije, kot nastanka ferita pri premeni. Proces vročega valjanja jekla v feritnem področju je bolj zapleten kot proces valjanja v avste-nitnem področju. V tej razpravi smo opozorili na več pojavov, kot smo jih lahko razložili na osnovi naših raziskav in podatkov v dosegljivih virih. 4. TVORBA IZLOČKOV MED VALJANJEM Temperaturna odvisnost tvorbe izločkov na sliki 3 ima drugačno obliko v jeklih z aluminijem, kot v jeklu z niobijem in aluminijem. V jeklih z aluminijem temperatura valjanja skoraj ne vpliva na količino A1N, ki nastane med valjanjem. To se dobro ujema s tvorbo A1N med valjanjem krom-manganovega jekla za cementacijo (18). V jeklu C je količina AIN v intervalu točnosti analize enaka po ohladitvi in gašenju s temperature valjanja. To kaže, da med ohlajanjem na zraku ne nastane zaznavna količina A1N, vsaj ne A1N v taki obliki, da ga analiza odkrije. Lahko torej sklepamo, da je nastal A1N med valjanjem jekel A, B, D praktično le med deformacijo. Takojšnja rekristalizacija avstenita po vtiku je odpravila deformiranost in vzrok za pospešeno izločanje. Očitno pa število zrn avstenita, ki med vtiki niso rekristalizirala v jeklih B in D, ni bilo zadostno, da bi se povprečni obseg izločanja zaznavno spremenil. Podobno je ostalo brez zaznavnega vpliva nastajanje ferita v jeklu A pri nižjih temperaturah valjanja. Mikro-strukturna dogajanja med valjanjem jekel A, B in C so podobna, kljub temu pa je v jeklih A in B med deformacijo nastalo 63, oz. 66 % možne količine AIN, v jeklu D pa le 47 %. Razlika je v obsegu analitske netočnosti, iz njene sistematičnosti pa sklepamo, da ogljik lahko zadržuje deformacijsko inducirano izločanje AIN, ali pa je jeklu D manj časa za izločanje, torej avstenit v tem jeklu po vtikih hitreje rekristalizira. Tega sklepa pa spet opazovanja ne potrjujejo, saj je temperatura nepopolne rekristalizacije v tem jeklu precej višja kot v jeklu A. Temperaturna odvisnost deformacijsko induci-ranega izločanja je v jeklu C drugačna kot v jeklih A, B in D in podobna za AIN in NbC. To je dokaz, da veljajo za oba disperzoida iste zakonitosti nastanka. Začetna količina obeh disperzoidov pri- bližno ustreza v območju analitske napake neraztopljeni količini (že v uvodnem delu smo opozorili, da je bila temperatura segrevanja pred valjanjem prenizka, da bi se v tem jeklu popolnoma raztopila AIN in NbC). Nato količina AIN in NbC postopoma raste ter pri najnižji temperaturi valjanja dosega nad 95 %, oz. 80 % teoretične količine AIN in NbC. Lahko rečemo, da je AIN kvantitativno izločen in ga v raztopini ostane le, kolikor ga je pri zaključni temperaturi valjanja raztopljenega v avstenitu po topnostnem produktu. Končna vrednost, okoli 80 % izločenega NbC, je dosežena že pri predzadnji temperaturi konca valjanja. V raztopini v avstenitu je ostalo na koncu valjanja še ca 0,01 % Nb, kar je nad topnostjo, ki jo lahko izračunamo iz topnostnega produkta. Bolj kvantitativno tvorbo AIN in NbC v jeklu C razlagamo s tem, da je zaradi vpliva niobija pri višjih temperaturah avstenit ostajal po vtikih nerekristaliziran dlje časa kot v jeklih A, B in D, pri nižjih temperaturah pa je bil delež avstenita, ki med vtiki ni rekristaliziral, večji in zato vplivnejši. Različen izkoristek izločanje AIN in NbC razlagamo s kinetičnimi razlogi. Difuzivnost aluminija v avstenitu je pri isti temperaturi večja od difuzivnosti niobija, zato je v času, ki je bil za izločanje na voljo (valjanje je trajalo 70—75 sek), prišlo do večjega izločanja AIN. Če bi proces valjanja podaljšali ali pa dosegli, da bi po končanem valjanju jeklo zadržali nekaj časa na zadostni temperaturi, bi se izvršilo kvantitativ-nejše izločanje NbC. S tem bi se ponovno sprožila rekristalizacija avstenita, ki ga je niobij zadrževal v deformiranem stanju, po valjanju bi nastala mikrostruktura z manjšo neenakomernostjo zaradi nizke temperature valjanja. Potrebno je posebej opozoriti na veliko hitrost deformacijsko inducirane tvorbe AIN in NbC med valjanjem jekla. Omenili smo že, da je hitrost izločanja v deformiranem jeklu za dva reda velikosti večja kot v nedeformiranem ali rekristaliziranem, med deformacijo pa celo še za red velikosti večja (13, 14). Za predstavo, koliko je ta hitrost večja, kot če jeklo s temperature topnosti ohladimo na temperaturo izločanja, naj povemo, da je v jeklu, ki je po sestavi podobno jeklu A, do začetka izločanja AIN prišlo šele po ca 10 min. zadržanja pri 800 °C in ca 32 min. zadržanja pri 1000 °C. Temperaturna odvisnost tvorbe AIN in NbC v jeklu C pa še pove, da gostota napak, ki se ohrani v avstenitu po deformaciji (računati je potrebno, da se del utrditve iz nerekristaliziranega avstenita izloča s popravo), prevlada nad vplivom znižanja temperature, ki zmanjša difuzivnost elementov, ki so vezani v disperzoidih. 5. AVSTENITNA ZRNA Velikost avstenitnih zrn je odvisna od količine in velikosti izločkov v jeklu pri temperaturi žarjenja (8). Učinka AIN in NbC se seštevata, zato so 75 r Temperatura na koncu valjanja v °C -1-1-1-1- E a. a" c ■Ki /4 B J 1 . -o- C , 1 n (- n _ X 1 ' D 1200 1100 1000 900 (Temperatura na začetku valjanja v °CJ Slika 10 Razmerje med temperaturo valjanja in poprečno velikostjo austenitnih zrn v jeklih A, B, C in D, izraženo z linearno intercepcijsko dolžino. Pri merjenju niso upoštevana posamična zrastla avstenitna zrna. Fig.10 Relation betvveen the rolling temperature and the average size of austenite grains in steel A, B, C, and D, expressed vvith the linear intercept length. In the measurement single coalesced austenite grains are not taken in account. v mikrolegiranem jeklu avstenitna zrna bolj drobna kot v konstrukcijskem jeklu z enako osnovno sestavo (2). To vidimo tudi na sliki 12. Če krom-manganovo jeklo za cementacijo valjamo pri nizki temperaturi, se poveča število avstenitnih zrn, ki zrastejo, ko jeklo ponovno segrejemo na temperaturo 920 °C (3, 18). Zaradi tega se v normaliziranem jeklu pojavljajo velika bajnitna zrna, nastaja torej mikrostrukturna neenakomernost. Iz tega smo sklepali, da povzroča deformacijsko inducirana tvorba AIN neenakomerno porazdelitev izločkov pri ponovni avstenitizaciji jekla, zato je avstenit manj stabilen pri isti količini disperzoida. Zato smo menili, da je potrebno preveriti, ali prihaja do te, za jeklo neprijetne posledice nizke temperature valjanja tudi v jeklih, ki jih obravnavamo v tem sestavku. Jekla A, B, C in D smo zarili 1 uro pri 920 °C, kalili v vodi in z jedkanjem odkrili avstenitna zrna. Povprečna velikost avstenitnih zrn ni odvisna od temperature valjanja v vseh jeklih. Zrna so manjša v jeklih C in D, ki imata več izločkov, kot v jeklih A in B (si. 10). Ko se zmanjša temperatura valjanja, se v jeklih A in B pojavljajo velika zrna avstenita (si. 11). Vrednotenje v mikroskopu je pokazalo, da število takih zrn v obeh jeklih raste, ko se zmanjša temperatura valjanja (si. 12). Zanimivo je, da je jeklo B bolj nagnjeno k rasti posamičnih avstenitnih zrn. Teoretična vsebnost AIN je v obeh jeklih skoraj enaka, zato je mogoče različnost v rasti avstenitnih zrn posledica različne vsebnosti mangana. Razpravo lahko zaključimo z ugotovitvijo, da se ustvari zaradi deformacijsko inducirane tvorbe AIN pri nizkih temperaturah valjanja taka porazdelitev izločkov pri ponovnem segrevanju jekla v avstenitno področje, da je povečano nagnjenje jekla k anormalni rasti posamičnih avstenitnih zrn. Slika 11 Zrastla avstenitna zrna v drobnozrnati matici v jeklu B (C. 0562), ki je bilo izvaljano z začetno temperaturo 1000 °C. Fig.11 Coalesced austenite grains in the fine-grained matrix in steel B (Č. 0562) rolled vvith the initial temperature 1000 "C. 200r Temperatura na koncu valjanja v °C 1200 1100 1000 900 (Temperatura na začetku valjanja v °C) Slika 12 Razmerje med temperaturo valjanja in številom zraslih avstenitnih zrn na enoto površine pri jeklih A in B. Fig.12 Relation betvveen the rolling temperature and the number of coalesced austenite grains per unit area in steel A and B. 6. MEHANSKE LASTNOSTI Prikazujeta jih sliki 13 in 14. Trdnost in meja plastičnosti sta neodvisna od temperature valjanja ali pa rahlo rasteta, ko temperatura valjanja pada. To pove, da osnovna sestava prevlada pri trdnosti in meji plastičnosti nad zmanjšanjem velikosti zrn zaradi znižanja temperature valjanja. Izjemi sta trdnost pri jeklu C in obe lastnosti pri jeklu D. Trdnost jekla C nekoliko pada, ko se zmanjšuje temperatura valjanja. Kaže, da zmanjšanje kalji-vosti jekla zaradi bolj finozrnate mikrostrukture in manj niobija v trdni raztopini v avstenitu prevlada nad utrdilnim učinkom, zaradi zmanjšanja velikosti zrn med valjanjem. Pri tem mikrolegiranem jeklu se ni uveljavil termomehanski efekt valjanja pri nizki temperaturi. Po valjanju pri nizki temperaturi, kjer prihaja do termomehan-skega efekta, je ostalo v trdni raztopini še zadosti niobija, da ni prišlo do popolne rekristalizacije (Temperatura na koncu valjanja v °C) 1000 f o | N O S 500 1060 960 910 —i— 870 830 —i— 790 Raz tržna trdnost rE 8* c P 10 -i D 5 O. D ± C B -o- Meja plastičnosti ------ 0 1200 1100 1000 900 Temperatura na začetku valjanja v °C Slika 13 Razmerje med temperaturo valjanja in trdnostjo ter mejo plastičnosti jekel. Jekla so bila po valjanju ohlajena na zraku. Fig.13 Relation betvveen the rolling temperature and the strength and the yield point of steel, cooled in air after rolling. 100 (Temperatura na koncu valjanja v °C) 1060 960 910 870 830 790 0 1 C o 50 C 0) ^ 0) Ni D cc Kontna kcija E 1 J : 3 / 1 ,____ ■______ —D — Raz težek 1200 1100 1000 900 Temperatura na začetku valjanja v °C Slika 14 Razmerje med temperaturo valjanja in raztezkom ter kontrakcijo za jekla s si. 13. Fig. 14 Relation betvveen the rolling temperature and the elongation and the reduction of area for steel in Fig. 13. vseh deformiranih zrn avstenita v času, ko je bilo jeklo na zadostni temperaturi. Vemo, da nastanejo s premeno deformiranih zrn avstenita večja zrna ferita in perlita, zato povprečno zmanjšanje zrn zaradi nizke temperature valjanja ni bilo tolikšno kot v primeru avstenita, ki je popolnoma rekrista-liziral pred premeno, zato tudi povprečni učinek zmanjšanja zrn pri nizkih temperaturah ni prišel dovolj do izraza. Relativno hitro ohlajanje valjan ca na zraku je onemogočilo pomembnejšo izločilno utrditev zaradi niobija in vanadija, ki sta bila ob koncu valjanja v trdni raztopini. V jeklu E trdnost in meja plastičnosti rahlo rasteta, ko se znižuje temperatura valjanja zaradi vzporednega zmanjšanja velikosti zrn ferita. Ko temperatura valjanja pade pod kritično vrednost, pri kateri med valjanjem nastaja ferit, se obe lastnosti zmanjšujeta, ko se temperatura valjanja še zniža. V prejšnjih delih tega sestavka smo zvedeli, da pod kritično temperaturo med valjanjem jeklo rekristalizira le deloma, oz. pravilneje povedano, rekristalizira samo avstenit, ne pa ferit, zato velikost zrn raste. Pri formiranju mehanskih lastnosti prevlada povečanje zrn, ki trdnostne lastnosti zmanjšuje, nad utrditvijo zaradi delne odprave deformacijske utrditve ferita s popravo. Deformacijske lastnosti, raztezek in kontrak-cija, so bolj občutljive za temperaturo valjanja od trdnostnih, vendar so razlike često majhne in le zaradi sistematičnosti sklepamo, da presegajo eksperimentalno odstopanje. V jeklih A in B plastičnost rahlo raste, ko se znižuje temperatura valjanja. Podobno velja za jeklo C do določene temperature, pod katero se plastičnost znova zmanjša. To poslabšanje gre na račun povečanja števila kolonij večjih zrn ferita in perlita ter velikih zrn bajnita, ki so nastala iz avstenitnih zrn, ki so dosegla temperaturo premene v deformiranem stanju. Enako velja za jeklo D, le da tu plastičnost zmanjšujejo podolgovata velika zrna perlita, ki so prav tako nastala iz nerekristalizi-ranih zrn avstenita. Posebej je zanimivo jeklo E. Ko se znižuje temperatura valjanja, plastičnost naprej rahlo raste, pod temperaturo; ko se med valjanjem v jeklu pojavi ferit, pa kontrakcija pade, raztezek pa hitreje zraste. Razlaga za to različnost je anizotropija, ki jo jeklo pridobi med valjanjem. Zaradi nje prelom preizkušancev iz jekla, ki je bilo izvaljano pri nizki temperaturi, ni več okrogel, temveč je ovalen (si. 15 in 16). Kratka os ovala je pravokotna na ravnino valjanja. To kaže, da splo-ščena feritna zrna prenesejo večjo deformacijo z enakomernim raztezkom pri enoosni obremenitvi, so pa manj plastična, ko se deformacija omeji na kontrakcijski lijak in postane deformacija troosna. Na sliki 17 vidimo, kako temperatura valjanja vpliva na razmerje med kratko in dolgo osjo ovalnega preloma preizkušancev iz vseh jekel. Anizo-tropije skoraj ni v jeklu D v vsem temperaturnem intervalu valjanja. V jeklu A je zelo majhna in se pojavi šele pri najnižji temperaturi valjanja, v jeklih B, C in E pa je relativno velika in presega ev. eksperimentalno netočnost. Razlaga je v dvojni mikrostrukturi, ki dovoljuje večjo deformacijo pravokotno na ravnino valjanja, kot pa v ravnini valjanja, zaradi mikrostrukturnih sestavin, ki so nastale s premeno nerekristalizi-ranih zrn avstenita. Anizotropija se pojavi pri najvišji temperaturi v jeklu C, kjer pri najvišji temperaturi avstenit med valjanjem ne rekristalizira popolnoma. Primerjava med jekli pokaže, da mikrostruktura, v kateri prevladuje perlit, ni občutljiva za različnost v obliki in velikosti zrn, in sicer zaradi nizke temperature valjanja jekla. Podobno velja za mikrostrukturo, v kateri prevladuje ferit, s pogojem, da med valjanjem ni nastalo preveč ferita ali pa med valjanjem ni ostalo ne-rekristaliziranega preveliko avstenita. Vemo, da je anizotropija ploščato valjanega jekla lahko tudi posledica sploščitve s plastičnih sulfidnih vključkov med vročim valjanjem jekla. Ta anizotropija pa se pojavlja v drugačni obliki, saj sulfidni vključki zmanjšujejo deformabilnost jekla pravokotno na ravnino valjanja, torej v smeri, v kateri je deformabilnost preiskanih jekel celo večja. Še so razlogi, ki potrjujejo, da je anizotropija, ki se je pokazala v tem delu, v zvezi z valjalniško mikrostrukturo in ne posledica nekovinskih vključkov. Pri enaki temperaturi valjanja je anizotropija večja v jeklu C z manj žvepla, kot v jeklu B, ki ima več žvepla in sulfidnih vključkov; ne pojavi se v jeklu A, ki ima podobno vključkov, kot jih je v jeklu B, in končno hitro zraste pri jeklu E prav pri temperaturah, kjer bi pričakovali manjšo sploščenje vključkov zaradi valjanja v področju obstojnosti avstenita in ferita (5). Pričakovali smo, da se bo precejšnja makro-anizotropija pokazala tudi v mikromorfologiji preloma. Zato smo v raster elektronskem mikroskopu pregledali prelome jekel C in E, ki so bila izva-ljana pri najvišji in pri najnižji temperaturi. V jeklu C je bil prelom enak po valjanju pri obeh temperaturah. Duktilen intrakristalen prelom so oblikovale redke večje jamice v drobno jamiča-stem okolju (si. 19 a in b). V enakih pogojih iz- Slika 15 Raztržni prelomi jekla E, ki je bilo izvaljano z začetnimi temperaturami 1200, 1000, 950 in 900 °C. Fig.15 Fracture in strength testing of steel E rolled vvith initial temperatures 1200, 1000, 950, and 900" C. Slika 16 Raztržni prelomi jekla C, ki je bilo izvaljano z začetnimi temperaturami 1100, 1000 in 900 °C. Fig. 16 Fracture in strength testing of steel C rolled vvith initial temperatures 1100, 1000, and 900° C. Temperatura na koncu valjanja v °C 1060 960 910 870 830 790 o o: 0--- 1200 1100 1000 900 Temperatura na začetku valjanja v °C Slika 17 Vpliv temperature valjanja jekel A, B, C, D in E na razmerje med kratko in dolgo osjo ovalnega preloma raztržnih preizkušancev. Fig.17 Influence of the rolling temperatures of steel A, B, C, D, and E on the ratio betvveen the short and long axis of the oval fractures of the ultimate-strength test pieces. valjano jeklo E je imelo tudi intrakristalen duktilen prelom iz večjih in manjših jamic (si. 20 a in b). Večje jamice so bile bolj pogoste zato, ker je v tem jeklu več vključkov kot v jeklu C. Po valjanju pri nižji temperaturi so bile večje jamice nekoliko sploščene, vendar ne zaradi asimetrične rasti, temveč zato, ker se nekovinski vključki v tem nepomirjenem jeklu bolj sploščijo pri nižji kot pri višji temperaturi valjanja. Velja, da se makro anizotropija v kontrakciji ne odraža v zaznavni obliki na mikro prelomu jekla. ZAKLJUČKI Več industrijskih jekel smo izvaljali v temperaturnem intervalu med 1200 in 790 °C, da bi ugotovili, kako osnovna sestava in temperatura valjanja vplivata na izoblikovanje mikrostrukture po ohladitvi jekla na zraku po valjanju. Valjanje ni bilo izvršeno tako, da bi prišle do izraza značilnosti izločilne utrditve in kontroliranega valjanja mikrolegiranega jekla. Ugotovitve raziskave lahko strnemo v naslednje sklepe: — ko se znižuje temperatura valjanja, se zmanjšuje velikost zrn na podoben način v vseh jeklih, s pogojem, da valjanje poteka v avstenitu, ki po vsakem vtiku izloča deformacijsko energijo z rekristalizacijo. Velikost zrn je različna v različnih jeklih pri enaki temperaturi valjanja; najmanjša je v mikrolegiranem jeklu, največja pa v nepomirjenem jeklu. Različna količina ogljika in mangana ne vpliva pomembno na velikost zrn po valjanju. Slika 18 a in b, pov. 1500 x. Prelom jekla C, ki je bilo izvaljano z začetno temperaturo 1100 in 900 "C. Slika 19 a in b, pov. 800 in 500 x. Prelom jekla E, ki je bilo izvaljano z začetno temperaturo 1200 in 900 »C. — Če med valjanjem ostaja del avstenita ne-rekristaliziranega, nastaja po ohladitvi na zraku dvojna mikrostruktura, v kateri izvirajo bolj grobe sestavine iz avstenitnih zrn, ki so bila nerekristali-zirana ob premeni. To ne vpliva zaznavno na trdnostne lastnosti in nekoliko zmanjšuje plastičnost jekla. — Če med valjanjem nastaja majhna količina ferita, to nima zaznavnih posledic za mikrostrukturo in lastnosti jekla po ohladitvi na zraku s tem- Fig. 18 a and b Magn. 1500 x. Fracture of steel C rolled with initial temperatures 1100 and 900° C. Fig. 19 a and b Magn. 800 and 500 x. Fracture of steel E rolled with initial temperatures 1200 and 900° C. perature valjanja. Če pa nastaja večja količina ferita, ki med valjanjem ne rekristalizira, zrna te faze rastejo zaradi deformacijsko inducirane migracije kristalnih mej. Zaradi tega se zmanjšajo trdnostne lastnosti in kontrakcija, poveča pa se raztezek jekla. — Valjanje pri nizkih temperaturah, ko ostaja med vtiki znatna količina avstenita nerekristalizi-rana ali pa nastaja znatna količina ferita, ustvari v jeklu anizotropijo. Zaradi nje se jeklo lažje de- formira pravokotno na ravnino valjanja, kot v tej ravnini. Če je anizotropija posledica nerekri-stalizacije avstenita med valjanjem, se nekoliko zmanjša plastičnost jekla; če pa je njen vzrok pojav ferita med valjanjem, se zmanjša kontrak-cija in nekoliko poveča raztezek. To pove, da prihaja pri preizkušanju do izraza nerekristalizacija ferita med valjanjem le tedaj, ko je jeklo podvrženo troosnemu napetostnemu stanju. _ Proces valjanja močno pospeši razpad trdne raztopine aluminijevega nitrida in niobijevega kar-bonitrida v avstenitu. Tvorba izločkov je bolj kvantitativna, če med vtiki večja količina avstenitnih zrn ostaja v nerekristaliziranem stanju. _ Deformacijsko inducirano tvorbo aluminijevega nitrida pri nizkih temperaturah valjanja spremlja povečanje občutljivosti jekla za anor-malno rast zrn pri ponovnem segrevanju jekla v avstenitno stanje. VIRI 1. K. J. Irvine, T. Gladman, J. Orr in F. B. Pickering: Journal of ISI 208, 1970, 717—726. 2. F. Vodopivec, M. Gabrovšek in M. Kmetič: Harterei Technische Mitteilungen 32, 1977, 284—291. 3. F. Vodopivec, A. Rodič in J. Rodič: Železarski zbornik 16, 1982. 4. I. Kozasu, C. Ouchi, T. Sampei in T. Okita: Micro Alloy-ing 1975, Union Carbide Corporation, New York, 1977, 120—135. 5. F. Vodopivec in M. Gabrovšek: Metals Technology 7, 1980, maj, 186—191. 6. T. Tanaka, N. Tabata, T. Hatomura in C. Shiga: Micro Alloying 75, Union Carbide Corporation, New York, 1977, 107—119. 7. S. Gohda, K. Vatanabe in J. Hashimoto: Transactions ISIJ21, 1981, 6—15. 8. T. Gladman in F. B. Pickering: Journal of ISI 205, 1967, junij, 653—664. 9. T. Gladman, D. Dulieu in I. D. Mclvor: Micro Alloying 75, Union Carbide Corporation, New York, 1977, 32—58. 10. A. Osojnik, T. Lavrič in F. Vodopivec: Železarski zbornik 14, 1980, 87—93. 11. F. Vodopivec, D. Kmetič, F. Vizjak, G. Manojlovič in F. Haller: Prispevek za 2. Mednarodni kongres o valjanju jekla, Diisseldorf, maj, 1983. 12. J. D. Jones in A. B. Rotwpell: Deformation under hot working conditions, ISI publication 108, The Iron and Steel Institute, London, 1968, 78—82. 13. I.VVeiss in J. J. Jonas: Metallurgical Transactions 11 A, 1980, 403—410. 14. J. J. Jonas in I. Weiss: Metal Science 3, 1979, 238—245. 15. T. M. Hoogendoorn in M. J. Spanraft: Micro Alloying 75, Union Carbide Corporation, New York, 1977, 75—87. 16. A. Le Bon, J. Rofes Vernis in C. Rossard: Metals Science 9, 1975, 36—43. 17. T. Tanaka, T. Funakoshi, M. Ueda, J. Tsuboi, T. Yasuda in C. Utanashi: Micro Alloying 75, Union Carbide Corporation, New York, 1977, 399—409. 18. F. Vodopivec, J. Rodič in A. Rodič: Advances in the Phy-sical Metallurgy and Application of Steel University of Liverpool, 1981. Bo objavljeno. ZUSAMMENFASSUNG Verschiedene Konstruktionsstahle sind bei Temperaturen zwischen 1200 °C und 790 °C bei sonst gleichen anderen Bedingungen ausgewalzt und an der Luft abgekiihlt worden. Die Gefiige — und die mechanischen Untersuchungen sind durchgefiihrt worden. Chemisch ist die Menge von Niobium-karbonitrid und Aluminiumnitrid bestimmt worden. Die Walztemperatur beeinflusst die Gestaltung des Mikrogefiiges in verschiedenen Stahlen verschieden. Die Erhohung des Mangan und Kohlenstoffgehaltes und be-sonders das Mikrolegieren mit Niobium verursacht die Erhohung der Temperatur bei welcher zwischen den Stichen Austenit nicht vollkommen rekristallisiert. Beim VValzen unter dieser Temperatur entsteht im Stahl ein zweifaches Mikrogefiige dessen grobere Bestandteile aus Austenitkornern entstanden sind, die bei der Umvvandlung nicht rekristallisiert waren. Dadurch vvird die Verformungs-fahigkeit vermindert, hat aber keinen Einfluss auf die Festigkeit des Stahles. In kohlenstoffarmen Stahlen ensteht wahrend dem VValzvorgang Ferrit, die Koner wachsen, die Festigkeit und die Plastizitatsgrenze werden kleiner, die Dehnung wird grosser und die Einschniirung kleiner. Es entwickelt sich die Anisotropie, durch welche-der Stahl senkrecht auf die Walzebene leichter verformbar wird als in dieser Ebene. Wahrend dem Walzvorgang wird die Bildung von Aluminiumnitrid und Niobiumkarbonitrid durch die Ver-formungsinduzierte Ausscheidung beschleunigt. Bei gleicher VValztemperatur entsteht eine grossere Menge der beiden Dispersoiden, falls zvvischen den Stichen mehr Austenit nicht rekristallisiert. Die Bildung von Aluminiumnitrid vvahrend dem Walzen bei niedrigeren Temperaturen macht den Stahl empfindsamer fiir das Kormvachstum bei der vviederholten Erwarmung im Austenitbereich. SUMMARY Various structural steel was rolled in the temperature interval 1200 to 790 °C at equal other conditions, and cooled in air. Microstructural and mechanical testing was made, and chemically the amount of niobium carbonitride and aluminium nitride was analysed. Rolling temperature has various influences on the for-mation of the microstructure in various steel. Increased amounts of manganese and carbon, and especially micro-alloying with niobium increases the temperature at which austenite does not completely recrystallises during the passes. In rolling be!ow this temperature double microstructure is formed in steel, containing rougher components formed of austenite grains which were not recrystallised in the transformation. This reduces the plasticity but does not influence the steel strength. In steel with low carbon, ferrite is formed in rolling, grains grow, strength and yield point are reduced, elongation ds increased, contraction is reduced, and anisotropy is formed vvhich causes that steel is more easily deformable perpendicularly to the rolling plane than in the rolling plane itself. During rolling formation of aluminium nitride and niobium carbonitride is accelerated by the precipitation induced vvith the deformation. At the same rolling temperature more of both dispersoids is formed if more austenite remains not recrystallised between the passes. Formation of aluminium nitride in rolling at lovver tempera-tures makes steel more sensitive for grain growth at reheating in teh region of austenite. 3AKAIOTEHHE B TeMnepaTypHOM HHTepBaAe MeatAy 1200 h 790 °C npon3BeAena nponaTKa HecKOAbKHX kohctpykijhohhmx CTaAeii pa3AlNHoro cocTaBa npil OAHHaKOBtIX OCiaAI,]II,!X yCAOBHHX C 0\Aa>KACHHC\t Ha B03Ayxe. BbmoAHeHbi MexaHmeCKHe h MHKpocKoromecKHe HccAeAOBaHHH, a TaKace c XHMiwecKHM anaAii30M — coAep>KaHHe Nb h A1N. B CTaAHX paaAHHHoro cocTaBa TeMnepaTypa npoKaTKH pa3AHMH0 BAHaer Ha MHKpocTpyKTypy. vbeahmehhe coAepacaHHa Mn h C, b 0C06eHH0CTH ace coAepacaHHe MHKpocnAaBHoro Nb bo BpeMa 3aAann npyTKOB He npo«cxoAHT noAHaa peKpHCTaAAH3aiiHH aycTeHHTa. IIpu npoKaTKH npn T-pe noA Bbiine HaBeAeHHoro HHTepBaAa o6pa3yeTca B CTaAe ABoiinaa MHKpocTpyKTypa: 6oAee rpy6bie cocTaBHbie Macra nOAV^HAHCb H3 ayCTeHHTHLIX 3epeH, KOTOpbie He nepeKpHCTaAAH30-BaAHCb bo BpeMa H3MeHeHHH npn noaa^H npynca. 3ro yMeHbinaeT nAaCTHMHOCTb, HO He BAHHeT Ha npOHHOCTb CTaAH. B CTaAHX C HH3KHM coAepacaHHeM yrAepoAa o6pa3yeTca bo BpeMH npoKara ijieppHT, Be-AH^HHa 3epeH yBeAH^iHBaeTca, npo^HocTb h npeAeA nAacTHMHOCTH VMeHbHiaiOTCa, pacTaaceHHe yBeAHMHBaeTca, yMeHbUiaeTCH cy>KeHHe; 3thm CTaAb craHOBHTbca 6oAee Aecj)opMHpyeMaa noA npaMbiM vtaom Ha paBHHHy npoKaTKH npn cpaBHeHH Ha npoKaTKy no paBHHHe. C Ae