Размещено на http://www.allbest.ru/

НАЦІОНАЛЬНА АКАДЕМІЯ НАУК УКРАЇНИ

ФІЗИКО-МЕХАНІЧНИЙ ІНСТИТУТ ім. Г.В. КАРПЕНКА

УДК 539.43:669.018.294

Автореферат

дисертації на здобуття наукового ступеня кандидата технічних наук

Обґрунтування роботоздатності сталей високоміцних залізничних коліс з врахуванням їх тріщиностійкості

05.02.01 - матеріалознавство

Кулик Володимир Володимирович

Львів - 2009

Дисертацією є рукопис.

Робота виконана у Фізико-механічному інституті ім. Г.В. Карпенка НАН України.

Науковий керівник: доктор технічних наук, професор Осташ Орест Петрович, Фізико-механічний інститут ім. Г.В. Карпенка НАН України, м. Львів, завідувач відділу структурної механіки руйнування і оптимізації властивостей матеріалів.

Офіційні опоненти:

доктор технічних наук, професор Губенко Світлана Іванівна, Національна металургійна академія України, м. Дніпропетровськ, професор кафедри матеріалознавства ім. Ю.М. Тарана-Жовніра;

кандидат технічних наук, доцент Кузін Олег Анатолійович, Національний університет ”Львівська політехніка”, доцент кафедри інженерного матеріалознавства та прикладної фізики.

Захист відбудеться “03 лютого 2010 р. о 14⁰⁰ годині на засіданні спеціалізованої вченої ради Д 35.226.02 у Фізико-механічному інституті ім. Г.В. Карпенка НАН України за адресою: 79601, Львів, МСП, вул. Наукова, 5.

З дисертацією можна ознайомитись у бібліотеці Фізико-механічного інституту ім. Г.В. Карпенка НАН України за адресою: 79601, Львів, МСП, вул. Наукова, 5.

Автореферат розіслано “29” грудня 2009 р.

Учений секретар спеціалізованої вченої ради Погрелюк І.М.

Загальна характеристика роботи

Актуальність теми. У зв'язку із використанням на залізничному транспорті термічно зміцнених рейок істотно підвищено їх зносотривкість, але в той же час це негативно позначилось на ресурсі коліс. Враховуючи те, що на сьогодні твердість головки рейки дорівнює 360-380 НВ, оптимальна твердість ободу колеса повинна знаходитись в межах 325-340 НВ. Твердість поверхні кочення коліс поточного виробництва (колісної сталі з рівнем міцності _B ? 1000 МПа) не задовольняє цій вимозі.

Найпростіший спосіб підвищення твердості (міцності) вуглецевих сталей - це збільшення вмісту вуглецю в сталі. Однак при цьому одночасно зі зростом характеристик міцності відбувається значне зниження ударної в'язкості та в'язкості руйнування. Тому необхідно шукати оптимальне поєднання міцності і тріщиностійкості цих сталей шляхом легування і підвищення вмісту вуглецю в колісній сталі, а також вибором режимів термічного зміцнення готового виробу.

В Україні для виробництва на ВАТ “Інтерпайп НТЗ” залізничних коліс підвищеної міцності Інститутом чорної металургії НАН України розроблено нову марку сталі (?_B = 1200…1400 МПа), яку включено до міждержавного стандарту на залізничні колеса ГОСТ 10791-2004. За такого рівня міцності сталі стають чутливими до крихкого руйнування, зокрема за впливу структурної дефектності (неметалевих включень), пов'язаною з технологією виробництва, а також впливу циклічних навантажень і експлуатаційного середовища (зокрема, низькотемпе-ратурного). У зв'язку з цим для обґрунтування надійності та довговічності високоміцних залізничних коліс порівняно з колесами поточного виробництва необхідно дослідити зміну міцності, витривалості і циклічної тріщиностійкості колісних сталей залежно від структури, технології виробництва і впливу експлуатаційних факторів. Крім цього, необхідно оцінити вплив розміру технологічних дефектів на втомну довговічність залізничних коліс з метою наближення прийнятих в Україні норм допустимих в них дефектів до існуючих за кордоном. Виходячи з цього, представлена робота, присвячена матеріалознавчим аспектам надійної і безпечної експлуатації високоміцних залізничних коліс, направлена на вирішення актуальної науково-технічної задачі.

Зв'язок роботи з науковими програмами, планами, темами. Робота пов'язана з наступними науково-дослідними темами, які виконувались у Фізико-механічному інституті ім. Г.В. Карпенка згідно з тематичними планами Національної академії наук України і в яких дисертант був виконавцем:

· НД-17/324, № держреєстрації 0105U004322 “Розробка методики оцінки допустимих розмірів дефектів типу включень та визначення оптимальної структури високоміцної сталі, призначеної для коліс залізничного транспорту”;

· НД-17/363, № держреєстрації 0107U004063 “Оптимізація властивостей та технології одержання високоміцного металопрокату для залізничного транспорту”.

Мета і завдання дослідження. Мета дисертаційної роботи полягає у встановленні закономірностей зміни характеристик міцності і циклічної тріщиностійкості колісних сталей залежно від структурно-фазового стану, технології виробництва і впливу експлуатаційних факторів для наукового обґрунтування заміни середньоміцних залізничних коліс поточного виробництва на високоміцні.

Для досягнення поставленої мети в роботі вирішувались наступні основні задачі:

1. Встановити закономірності зміни характеристик міцності, твердості, опору зародженню і росту втомної тріщини та мікромеханізм руйнування середньо- і високоміцної колісних сталей залежно від технології їх оброблення.

2. Вивчити можливість заміни протифлокенної обробки коліс вакуумуванням колісної сталі.

3. Оцінити вплив розміру технологічних дефектів (металургійних включень) на витривалість залізничних коліс та обґрунтувати їх допустимі розміри з позицій механіки втомного руйнування.

4. Дослідити вплив низької температури (до -60 ⁰С) та асиметрії циклу навантаження (залишкових напружень) на циклічну тріщиностійкість колісних сталей залежно від її структури і рівня міцності.

5. Оптимізувати характеристики міцності і циклічної тріщиностійкості сталей залізничних коліс шляхом вибору відповідних режимів термообробки.

6. На підставі встановленого комплексу даних про структурно-механічні властивості колісних сталей обґрунтувати доцільність заміни середньоміцних залізничних коліс поточного виробництва на високоміцні.

Об'єкт дослідження: колісні сталі та суцільнокатані середньо- і високоміцні залізничні колеса.

Предмет дослідження: встановлення закономірностей зміни ресурсних механічних характеристик (міцності, твердості, тріщиностійкості і втомної довговічності) і мікромеханізму руйнування сталей залізничних коліс з врахуванням впливу технологічних і експлуатаційних факторів.

Методи дослідження: оптична і електронна мікроскопія, вимірювання локальної термоелектрорушійної сили, мікрофрактографічний аналіз, механічні випробування при статичному навантаженні на короткочасову міцність та при циклічному навантаженні на тріщиностійкість і довговічність.

Наукова новизна одержаних результатів:

· Вперше досліджено тріщиностійкість колісної високоміцної сталі (_B = 1200…1400 МПа) з підвищеним вмістом вуглецю (0,63 %) та мікролегованої ванадієм (~0,1 %) за циклічних навантажень. Встановлено, що для підвищення роботоздатності високоміцних залізничних коліс ця сталь потребує підвищення циклічної в'язкості руйнування.

Показано, що одним із шляхів оптимізації циклічної в'язкості руйнування сталей з підвищеним вмістом вуглецю є їх ізотермічне гартування і середній відпуск для одержання дрібнодисперсної пластинчасто-глобулярної перліто-бейнітної структури.

Вперше, базуючись на уніфікованій моделі втомного руйнування, оцінено вплив розмірів технологічних дефектів (екзогенних включень діаметром 1…4 мм) на втомну довговічність сталей залізничних коліс на стадіях зародження і росту тріщини. Встановлено, що зменшення допустимого розміру технологічного дефекту з 3,0 (стандарт України, ДСТУ ГОСТ 10791:2006) до 2,0 мм (стандарт ЄС, EN 13262:2003) забезпечить збільшення втомної довговічності в 2 рази.

В різних зонах ободу залізничних коліс виявлено падіння характеристик циклічної тріщиностійкості сталей за одночасного зменшення їх міцності і деякого підвищення пластичності, що обумовлено особливостями мікроструктури і мікромеханізму руйнування.

Вперше показано, що середньо- і високоміцні колісні сталі з дефектами типу втомних тріщин схильні до низькотемпературного (до -60 ⁰С) окрихчення тільки за високих амплітуд циклічного навантаження, коли швидкість росту тріщини вища 10^-7 м/цикл, тобто за умов експлуатації в області багатоциклової втоми рівень міцності колісних сталей не впливає на їх роботоздатність в умовах низьких кліматичних температур. При цьому за розмаху коефіцієнта інтенсивності напружень меншого, ніж 23 МПа, низькотемпературний в'язко-крихкий перехід відсутній.

Практичне значення одержаних результатів:

· Встановлено, що за характеристиками міцності, твердості і циклічної тріщиностійкості сталі оптимальна температура відпуску високоміцних коліс становить 500⁰С.

· Обґрунтовано недоцільність проведення енергозатратної протифлокенної обробки залізничних коліс, виготовлених із вакуумованої сталі.

· Показано, що критичний розмір втомних тріщин в ободі досліджених залізничних коліс, які експлуатують при низьких кліматичних температурах (до -60 ⁰С), становить 1-2 мм, тому необхідний їх дефектоскопічний контроль з чутливістю до поверхневих тріщин міліметрового розміру.

· Встановлено, що високоміцні колісні сталі мають підвищену чутливість до асиметрії циклу навантаження, що необхідно враховувати, оцінюючи надійність залізничних коліс за наявності залишкових розтягальних напружень біля їх поверхні кочення, які виникають внаслідок гальмування.

· Результати досліджень використано на ВАТ “Інтерпайп НТЗ” для оптимізації технології виготовлення високоміцних залізничних коліс підвищеного ресурсу (Акт використання результатів НДР від 17.09.2009 р.).

Особистий внесок здобувача. Основні результати та положення, які становлять суть дисертації, отримано автором самостійно. У публікаціях, написаних у співавторстві, здобувачеві належать: в [1, 2] - реалізація експерименту та побудова базових залежностей; [3, 4, 7, 9, 12, 13] - дослідження впливу технологічних факторів на роботоздатність сталей залізничних коліс; [5, 10] - дослідження закономірностей зміни мікроструктури, механічних характеристик та особливості мікромеханізму руйнування сталей залізничних коліс залежно від зони вирізання дослідних зразків; [6, 8, 11] - оцінювання впливу експлуатаційного середовища (понижених температур) та залишкових напружень (асиметрії циклу навантаження) на циклічну тріщиностійкість та втомну довговічність колісних сталей.

Постановку задач, аналіз і трактування основних результатів, формулювання наукових висновків та рекомендацій проведено спільно з науковим керівником.

Апробація результатів дисертації. Основні положення дисертації доповідались на міжнародних і українських наукових конференціях: “Фізика конденсованих систем та прикладне матеріалознавство” (м. Львів, 2007 р.); “Проблеми корозійно-механічного руйнування, інженерія поверхні, діагностичні системи” (КМН-2007, м. Львів, 2007 р.); 1-а Міжнародна науково-технічна конференція “Теорія та практика раціонального проектування, виготовлення і експлуатації машинобудівних конструкцій” (м. Львів, 2008 р.); 4-а міжнародна конференція “Механіка руйнування матеріалів і міцність конструкцій” (м. Львів, 2009 р.).

Публікації. За темою дисертаційної роботи опубліковано 13 наукових робіт, з них 8 статей у фахових журналах.

Структура та обсяг роботи. Дисертаційна робота складається з вступу, п'яти розділів, висновків, переліку використаних джерел та додатку. Загальний об'єм роботи становить 146 сторінок, в т.ч. 46 рисунків, 19 таблиць та списку літературних джерел із 192 найменувань.

Основний зміст роботи

У вступі висвітлено проблематику створення нових видів залізничних коліс, обґрунтовано актуальність роботи, визначено мету і задачі дослідження, показано наукову новизну, практичне значення та апробацію результатів дисертації. колісний сталь тріщиностійкість

У першому розділі дисертації зроблено аналіз сучасного стану розробок і досліджень властивостей перспективних конструкційних матеріалів залізничних коліс. Показано, що згідно світової класифікації на даний час широко застосовують термічно зміцнені залізничні колеса класів А (твердість 255-321 HB) і В (277-341 HB), хоча за твердості термічно зміцнених рейок (до 400 HB) необхідно застосовувати колеса класу С (321-363 HB). Проте для коліс класу С гостро постає питання їх надійності з точки зору опору крихкому руйнуванню. В роботах науковців України (Ю.З. Бабаскіна, С.І. Губенко, І.Г. Узлова, С.Я. Шипіцина ), Росії (А.С. Гріншпона, І.В. Крагельського, Д.П. Маркова, А.І. Роньжина, О.В. Сухова, Г.А. Філіпова, Є.О. Шура), Німеччини (D. Eifler, I. Poschmann, F. Walther), Швеції (A. Ekberg), Індії (U. Singh), Китаю (Z. Liu, M. Zhang), США (S. Mahadevan) і Японії (H. Sakamoto) основну увагу зосереджено на дослідженнях міцності, твердості та ударної в'язкості цих колісних сталей і недостатньо уваги приділено дослідженню характеристик їх тріщиностійкості, особливо в умовах циклічних навантажень. На цій основі визначено основні напрямки досліджень.

У другому розділі описано матеріали та основні методики випробувань. Досліджували високоміцну колісну сталь (0,63 С; 0,72 Mn; 0,32 Si; 0,094 V; 0,16 Cr; 0,11 Ni; 0,05 Сu), розроблену в ІЧМ НАНУ. Вивчали властивості зразків цієї сталі з виливок після відпалу, нормалізації, гартування з високим відпуском та ізотермічного гартування з середнім відпуском, а також з високоміцного дослідно-промислового колеса. Для порівняння досліджували середньоміцну сталь (0,58 С; 0,64 Mn; 0,34 Si) коліс поточного виробництва. Режими термічної обробки виливок і коліс подано нижче (табл. 1).

Характеристики короткочасової міцності визначали на підставі експериментальних даних, отриманих на універсальній розривній машині УМЕ-10 на 5-кратних циліндричних зразках з діаметром робочої частини 3 та 5 мм. Твердість сталей за Брінелем визначали за допомогою твердоміра HB-3000B.

Втомні випробування на круговий чотирьохточковий згин проводили на 5-кратних циліндричних зразках з діаметром робочої частини 5 мм за частоти циклів навантаження 50 Гц.

Циклічну тріщиностійкість (ЦТ) сталей визначали на компактних зразках (W=40 мм; t=11 мм) за частоти 10...15 Гц і коефіцієнтах асиметрії R = 0,1 і R = 0,5 циклу навантаження у повітрі при 20 ⁰С та у парах рідкого азоту за температури -20 ⁰С, -40 ⁰С і -60 ⁰С. Характеристиками ЦТ матеріалів вибрано поріг втоми K_th = K₁₀^-10 та циклічну в'язкість руйнування K_fc = K₁₀^-5 - розмахи коефіцієнта інтенсивності напружень за швидкості росту тріщини da/dN = 10^-10 і 10^-5 м/цикл відповідно, а також величини K^* і n - параметри рівняння Паріса для середньоамплітудної ділянки діаграми.

Закриття втомної тріщини та величину ДK_{th eff} визначали за відомою методикою з використанням спеціального датчика лінійних переміщень.

Оцінку впливу технологічних включень проводили на підставі кривих втоми, отриманих на плоских 5-кратних зразках з центральним отвором діаметром d = 1,5 і 3,0 мм за пульсуючого циклу (R=0,1) навантаження з частотою 10-15 Гц.

Мікроструктурні дослідження проводили на мікроскопі ММР-2Р з використанням цифрової фотокамери, а мікрофрактографічний аналіз зразків, вивчення тонкої структури сталей - на сканувальному електронному мікроскопі Zeis-EVO 40 XVP.

Структурно-механічний параметр (d^*) встановлювали експериментально за допомогою вимірювання термоелектрорушійної сили (ТЕРС) та розрахунково за формулами, запропонованими Нойбером та Петерсоном. Для вимірювання локальної ТЕРС сталей використовували розроблений у ФМІ НАН України прилад "Контакт-1".

У третьому розділі проаналізовано вплив структурно-фазового стану на мікрофрактографічні особливості руйнування та характеристики міцності, твердості і ЦТ колісних сталей. Встановлено, що структура колісної сталі після різної термічної обробки (табл. 1) сформована після перлітного, мартенситного або змішаного перлітного і бейнітного перетворень та відпуску. Це, в основному, феритно-цементитна суміш різної морфології, зокрема тонкопластинчастий і глобулярний перліт та продукти проміжного розпаду аустеніту (ППРА), де у першу чергу змінюється міжпластинчаста віддаль і форма та розмір цементиту. Відпалом та нормалізацією сформовано перлітно-феритні структури з різною дисперсністю феритно-цементитної суміші. Після відпалу віддаль між пластинками цементиту сягає до 0,50…0,60 мкм, а розмір перлітних колоній змінюється від 10 до 50 мкм. Після нормалізації структура рівномірніша, розмір перлітних колоній приблизно однаковий і становить 5…15 мкм; міжпластинчаста віддаль у перліті 0,35…0,40 мкм.

Зі зростанням швидкості охолодження перлітна структура подрібнюється і в сталі після гартування в оливі і високого відпуску (650⁰С) отримуємо сорбітну структуру з розміром глобулів 0,35…0,70 мкм і віддалю між ними 0,35…0,50 мкм.

Ізотермічним гартуванням з відпуском отримано в структурі колісної сталі одночасно продукти перлітного та бейнітного перетворень аустеніту. Продукти ППРА грубіші і чіткіше проявляються за температури відпуску 450⁰С, коли цементит голчастий з довжиною карбідних часточок до 8…10 мкм і товщиною феритних прошарків між ними 0,55…1,3 мкм. Морфологія цементиту високодисперсного перліту несуттєво залежить від температури відпуску: довжина часточок 0,55…0,85 мкм, віддаль між ними 0,10…0,30 мкм. Зауважимо, що після відпуску при 500 і 550 ⁰С у структурі сталі практично відсутні грубі ППРА. Крім цього, після ізотермічного гартування і відпуску 500 ⁰С маємо найдрібніші структурні елементи, що є високодисперсною пластинчасто-глобулярною перліто-бейнітною структурою.

Таблиця 1. Термічна обробка і механічні властивості сталей виливок та залізничних коліс виробництва ВАТ “Інтерпайп НТЗ”

Примітка: ^*) - гартування поверхні обода крапельно-водяним обдувом; в чисельнику - зразки вирізано на відстані 10 мм від поверхні кочення, в знаменнику - на відстані 20 мм; наведено усереднені дані випробувань 3-5 зразків.

Міжпластинчаста віддаль у перліті сталі високоміцного колеса становить 0,10…0,15 мкм, довжина пластин сягає 8…10 мкм. У сталі колеса поточного виробництва ця віддаль диференціюється краще і є дещо більшою (0,10…0,20 мкм), ніж для високоміцного колеса. Особливістю структури зразків сталей, вирізаних з коліс поточного і дослідного виробництва, є ділянки ППРА, очевидно, відпущеного верхнього бейніту, розміром 5…20 мкм, які якісно і кількісно чіткіше проявляються в структурі сталі з підвищеним вмістом вуглецю (високоміцного дослідного колеса).

Грубопластинчастий і зернистий перліт, сформований за низької швидкості охолодження на повітрі чи після гартування в оливі і високого відпуску колісної сталі (варіанти 1 і 2), має відносно низькі міцність і твердість, але високу пластичність (табл. 1).

Дрібнодисперсна пластинчасто-глобулярна феритно-цементитна структура після ізотермічного гартування і відпуску демонструє підвищення міцності за високої пластичності. Порівняно зі сталлю колеса поточного виробництва маємо, залежно від температури відпуску, невелике перевищення границі міцності і твердості та суттєве зростання границі текучості. Крім цього, маємо перевагу в 1,4 рази за пластичністю (відносним видовженням).

Міцність і твердість сталі високоміцного колеса зі структурою тонкопластинчастого перліту найвищі. Порівняння цих характеристик сталей коліс дослідного (високоміцного) і поточного виробництва, показало (табл. 1), що різниця між ними зростає з наближенням зони вирізання зразків до поверхні кочення колеса. При цьому для сталі високоміцного колеса відношення _B/_0,2 = 1,14, що характерно для циклічно знеміцнюваних матеріалів. За пониженої пластичності це впливає на ЦТ сталі високоміцного колеса (табл. 1). Зауважимо, що для колісних сталей значні відмінності ЦТ спостерігаємо переважно у високоамплітудній ділянці діаграми. Встановлено (табл. 1), що циклічна в'язкість руйнування K_fc сталі високо міцного колеса, виготовленого за технологією ВАТ “Інтерпайп НТЗ”, потребує підвищення. Вона найнижча порівняно з іншими дослідженими варіантами і знаходиться практично на межі нормативно-допустимих значень статичної в'язкості руйнування K_IC = 50 МПа колісних сталей.

Показано, що циклічну в'язкість руйнування сталі високоміцного колеса можна підвищити (табл. 1) за рахунок створення дисперсної пластинчасто-глобулярної перліто-бейнітної структури шляхом розроблення технології термообробки, близької до ізотермічного гартування. При цьому встановлено, що залежність характеристик міцності і циклічної тріщиностійкості від температури відпуску має максимум за температури відпуску 500 ⁰С.

Цей результат про вплив температури відпуску повністю узгоджується з отрима-ним раніше в роботі І.Г. Узлова і А.В. Книша, який пояснюється оптимальними умовами зміцнення сталі когерентними виділеннями карбідів і карбонітридів ванадію за температури 500 ⁰С. При цьому оптимум циклічної в'язкості руйнування K_fc за температури 500 ⁰С свідчить про одночасне зростання в'язкості сталі за такого режиму її термообробки. В результаті за значенням K_fc = 122 МПа (табл. 1) високоміцна сталь вже переважає сталь середньоміцного колеса і більше як у 2 рази вищезгаданий норматив на величину K_IC.

Експлуатаційна практика показує, що часто колеса руйнуються не тільки на поверхні кочення, а також і в інших зонах. Цей факт потребує вивчення. Він може бути зумовленим термічним або механічним факторами, зокрема градієнтом структурно-механічних параметрів сталей в перерізі колеса. Біля поверхні ободу в зонах зафіксовано в основному феритно - цементитну суміш різної морфології, яка представляє собою тонкопластинчастий і глобулярний перліт та ППРА. Ближче до диску колеса в зонах відзначено значну кількість укрупнених ділянок фериту, оточених перлітною фазою.

Зразки, вирізані із зони, мають найвищу границю міцності _B та текучості _0,2 порівняно з іншими зонами. У високоміцному колесі зона поступається за цими характеристиками відповідно на 10 і 11 %, зона 3 на 13 і 15%, а зона на 20 і 24 % при приблизно однаковій пластичності в перших трьох зонах та дещо вищій в зоні 4. Аналогічні тенденції падіння значень _B і _0,2 та стабільності значень в напрямку від поверхні кочення до осі колеса отримано на зразках з колеса поточного виробництва, проте в цьому випадку характеристики _B і _0,2 у зонах 1 і 2 та 3 і 4 майже однакові.

Випробування на циклічну тріщиностійкість показали, що тенденції зміни опору росту втомної тріщини однакові для обох досліджених типів коліс: порогове значення K_th слабо залежить від зони вирізання зразка, в той час як циклічна в'язкість руйнування K_fc на відміну від статичних характеристик змінюється немонотонно. Таким чином, за наявності довгих втомних тріщин в ободі колеса, зростає небезпека раптового руйнування, оскільки падіння циклічної в'язкості руйнування K_fc зумовлює зменшення критичного розміру тріщини. Встановлений характер зміни циклічної тріщиностійкості сталей в зонах коліс у певній мірі несподіваний, враховуючи зміну характеристик міцності.

У четвертому розділі наведено дані про вплив технологічних факторів на роботоздатність коліс.

На експлуатаційну надійність колісних сталей суттєво впливає їх чистота за металургійними включеннями. Їх негативний вплив на витривалість сталей тим більший, що вищий рівень їх міцності. В роботі оцінено вплив розміру ендогенних і екзогенних неметалевих включень на ЦТ колісних сталей на стадіях зародження і росту тріщини. Показано, що розмір безпечного дефекту за циклічного навантаження можна прогнозувати за діаграмою Кітаґави-Такагаші, припускаючи, що точку перелому на діаграмі, коли границі витривалості гладкого і надтріснутого зразків стають однакові, визначає розмір d^* зони передруйнування (умова а₀ = d^* ). Встановлено, що безпечний діаметр = 2а₀ дефекту (зруйнованого включення) для середньоміцної колісної сталі становить 186 мкм, а для високоміцної - 126 мкм. Таким чином, наявні ендогенні металургійні включення розміром 10-20 мкм не повинні ініціювати втомне руйнування для обох досліджених колісних сталей.

Cпіввідношення між границею витривалості і порогом втоми K_th визначається параметром d^*, який регламентує розмір мінімальної макротріщини a_i = d^*, коли вона починає пришвидшено рости. Отримано, що для сталі дослідного колеса та колеса поточного виробництва границі витривалості, прогнозовані за порогом втоми, узгоджуються зі встановленими експериментально, причому за значенням високоміцна сталь переважає середньоміцну.

Допустимий розмір технологічних дефектів (екзогенних металургійних включень) регламентовано на рівні 3 мм (Україна) і 2 мм (ЄС). Внаслідок складної геометрії екзогенних включень їх розмір характеризують діаметром модельних дефектів (отворів), які за неруйнівного контролю обумовлюють акустичні сигнали, параметри яких аналогічні до створюваних екзогенними включеннями. На підставі уніфікованої моделі втомного руйнування запропоновано підхід для оцінювання впливу розміру цих включень на втомну довговічність колісних сталей. Встановлено, що зі зростанням границі міцності матеріалу коліс кількість циклів N_i до зародження макротріщини в зразках з центральним отвором зростає у 2 та 2,3 рази за діаметра концентратора напружень 3,0 та 1,5 мм відповідно (табл. 2). Аналіз за кількістю циклів N_f до руйнування зразків дає подібну картину, оскільки їх довговічність визначається здебільш періодом N_i до зародження макротріщини (табл. 2). Таким чином, як і для бездефектного матеріалу (втома гладких зразків), підвищення рівня міцності сталей залізничних коліс за наявності в їх структурі великих металургійних включень (дефектів діаметром до 3 мм) дає лише позитивний результат стосовно втомної довговічності коліс.

Розглянуто питання про регламентацію допустимих розмірів цих дефектів. Для матеріалу дослідного колеса за зростання діаметра штучного дефекту з 1,5 до 3,0 мм кількість циклів до зародження втомної макротріщини зменшується у 3,5 рази, для матеріалу стандартного колеса - у 3,0 рази (табл. 2). Тому можна зробити висновок, про необхідність зменшення допустимого розміру технологічних дефектів з 3,0 до 1,5…2,0 мм, що забезпечить підвищення втомної довговічності коліс у 2-3,5 рази.

Таблиця 2. Експериментальні і розрахункові дані про витривалість смуг з центральним отвором на різних стадіях втомного руйнування (Ду_брутто = 360 МПа).

Оцінювання впливу розміру дефекту на втомну довговічність зразків за уніфікованою моделлю втомного руйнування, використовуючи співвідношення

,

де період N_i визначається експериментально встановленою залежністю (da/dN - K_eff), а період N_p - залежністю (da/dN - K), показало, що розрахункові і експериментальні результати якісно і кількісно добре збігаються (табл. 2), підтверджуючи перевагу сталі високоміцного колеса. Крім того, розрахунок показує, що в дослідних колесах безпечний розмір (діаметр) технологічного включення за циклічного навантаження може становити 1 мм, а в колесах поточного виробництва таке включення ще може бути осередком руйнування (табл. 2).

Для високоміцних сталей гостро постає також питання впливу металургійного водню і флокеноутворення, яке призводить зазвичай до неконтрольованого руйнування виробів. Вміст водню в сталі можна знизити шляхом спеціальної термічної протифлокенної обробки (ПФО) металопрокату з прокатного (ковочного) нагріву, альтернативою чому є вакуумування сталі у процесі її виплавки. Встановлено, що за стандартними механічними характеристиками, зокрема міцністю, пластичністю та ударною в'язкістю колісна сталь після вакуумування навіть дещо переважає сталь, яку додатково піддавали ПФО (табл. 3). Проте такі відмінності можуть бути пов'язані з розкидом даних про механічні характеристики сталей різних коліс. Діаграми швидкостей росту втомної макротріщини показують, що колісна сталь після вакуумування не поступається такій же після вакуумування та ПФО, причому навіть в умовах низькотемпературного окрихчення сталі (табл. 3). Вони практично ідентичні як за пороговими K_th значеннями ЦТ, так і за її критичними значеннями - циклічною в'язкістю руйнування K_fc.

Таблиця 3. Механічні властивості сталі після різної технології оброблення

Примітка: В - вакуумування, В+ПФО - вакуумування і протифлокенна обробка; в таблиці подано середні значення, отримані на 3-5 зразках.

Мікрофрактографічний аналіз показав, що в обох сталях за середніх розмахів K механізм руйнування достатньо енергоємний. У зламі чітко виражені деформаційні гребені внаслідок в'язкого руйнування окремих мікрооб'ємів сталей, хоча зафіксовано череззеренні квазівідкольні фасетки та вторинні мікротріщини. Відзначимо, що після вакуумування та вакуумування і ПФО кількість цих мікротріщин співмірна.

За високих розмахів K в сталях після вакуумування та вакуумування і ПФО домінують фасетки череззеренного відколу, також спостерігали окремі фасетки міжзеренного відколу і деформаційні гребені. Таким чином, мікромеханізм їх втомного руйнування загалом подібний, а однакові значення циклічної в'язкості руйнування K_fc (табл. 3) є підтвердженням цього. Потрібно відзначити, що при побудові діаграм швидкостей росту втомної макротріщини зона досліджень є доволі протяжна (до 20 мм), проте локальних ділянок прискореного росту тріщини, пов'язаного з флокенами, не виявлено. На відповідних втомних зламах зразків також відсутні мікрофрактографічні особливості, які можна було б пов'язати з флокенами. Таким чином обґрунтована недоцільність проведення енергозатратної ПФО цих виробів.

У п'ятому розділі представлено результати впливу експлуатаційних факторів на роботоздатність коліс. Схильність до крихкого руйнування може зростати в умовах експлуатації коліс за низьких кліматичних температур внаслідок явища холодноламкості, яке притаманне вуглецевим сталям, особливо за наявності дефектів типу тріщин. Тому оцінено роботоздатність колісних сталей в умовах низькотемпературного окрихчування та визначено критерії, які виключають можливість крихкого руйнування коліс.

Відзначено, що в межах припорогової і середньоамплітудної ділянок діаграми зміна температури в інтервалі 20…-60 ⁰С практично не впливає на кінетику втомного руйнування, а нестабільний ріст втомної тріщини починається тим раніше, що нижча температура випробування. В результаті циклічна в'язкість руйнування досліджуваних сталей з пониженням температури від нормальної до -60 ⁰С падає у 2-3 рази.

Порівняння поведінки сталей середньоміцного і високоміцного коліс показує, що обидві сталі схильні до низькотемпературного окрихчення. Перевага середньоміцної сталі за величиною K_fc, зафіксована при нормальній температурі (табл. 1), зменшується з пониженням температури випробувань і за температури -60 ⁰С різниця між ними практично зникає. Температурні залежності швидкості росту втомної тріщини при заданому розмаху K виявили, що температура циклічного в'язко-крихкого переходу для високоміцної сталі рівна -20 ⁰С, а для сталі середньоміцного колеса вона відповідає температурі -40 ⁰С. Крім цього, видно, що розмах K = 23 визначає граничний розмах коефіцієнта інтенсивності напружень, нижче якого температура не впливає на ріст втомних тріщин в сталях середньоміцного і високоміцного коліс. За цим значенням можна оцінювати допустимі розміри втомних тріщин в колесах незалежно від кліматичної температури.

Мікрофрактографічний аналіз показав, що в обидвох сталях за низьких і середніх розмахів K механізм низькотемпературного втомного руйнування достатньо енергоємний, в зламі переважають деформаційні гребені внаслідок в'язкого руйнування окремих мікрооб'ємів сталей. При цьому для високоміцної сталі зафіксовано деяке збільшення кількості череззеренних відкольних фасеток порівняно зі середньоміцною сталлю.

За високих розмахів K відкольні фасетки домінують в низькотемпературних зламах. Характер руйнування обох сталей практично однаковий, а рівень циклічної в'язкості руйнування K_fc забезпечує наявність локальних актів мікропластичності, відображенням яких в зламі є деформаційні гребені, що оточують окремі фасетки череззеренного відколу. Нижче значення K_fc високоміцної сталі порівняно зі середньоміцною в інтервалі температур -20…-40 ⁰С можна пов'язати з частковою реалізацією вторинного міжзеренного розтріскування в деяких об'ємах цієї сталі.

Аналіз розрахунків критичних довжин тріщин (с^*), проведених для розмаху реальних окружних напружень і низькотемпературної циклічної в'язкості руйнування K_fc, показує, що за розмаху напружень 400 MПa, близьких до границі витривалості сталей, критичний розмір втомної тріщини за нормальної температури складає 29,7 мм і 12,6 мм відповідно для середньоміцного і високоміцного колеса. З пониженням температури до -60 ⁰С критичний розмір падає у 5-10 разів і стає 3 мм і 2,5 мм відповідно. За розмаху напружень 700 MПa критичними за низьких температур експлуатації стають тріщини довжиною біля 1 мм для обох коліс.

Оцінювання допустимих тріщин в колесах, коли не потрібно брати до уваги вплив низьких кліматичних температур, тобто при K = 23 , дає наступні довжини: 1,6 мм при 400 MПa і 0,5 мм при 700 MПa.

Оцінювання непоширювальних втомних тріщин за значенням порогу втоми K_th при нормальній і низькій (-60 ⁰С) температурах показує, що безпечний розмір тріщини при 400 MПa рівний 0,13…0,19 мм, а при 700 MПa - 0,04…0,06 мм, що співмірно зі структурно-механічним параметром d^* колісних сталей, який визначає розмір початкової макротріщини. Тобто практично кожна втомна макротріщина, що виникає в залізничних колесах, стає субкритичною.

Представлені вище результати отримано на підставі даних, встановлених за асиметрії циклу навантаження R = 0,1. Відомо, що в експлуатації, зокрема під впливом процесів при гальмуванні, в колесах можуть додатково виникати залишкові напруження, які підвищують асиметрію циклу навантаження. В умовах нормальної і низьких температур це приводить до зниження порогу втоми K_th і циклічної в'язкості руйнування K_fc, що може зумовити ще більше зменшення вищенаведених критичних і безпечних розмірів дефектів. Дослідження впливу залишкових напружень проводили на зразках колісних сталей, вирізаних з глибини 10 мм, де значно вища ймовірність утворення залишкових напружень під час експлуатації.

Моделюючи вплив залишкових напружень в приповерхневих шарах біля поверхні кочення колеса, отримано, що при R = 0,5 (дані в знаменнику) циклічна в'язкість руйнування K_fc = 24 сталі високоміцного колеса (варіант 1 в табл. 4) ще більше уступає сталі середньо-міцного колеса (варіант 2) і вже у 2 рази стає меншою за вищезгаданий норматив (K_IC = 50 МПа). При цьому мікро-механізм руйнування цієї сталі змінюється: тріщина росте в основному череззеренним відко-лом з елементами міжзеренного відколу. За таких умов випро-бувань ще більше проявляється перевага перліто-бейнітної структури. Значення K_fc =91 високоміцної колісної сталі після ізотермічного гартування (варіант 4) майже у 4 рази більше порівняно зі сталлю за варіантом 1, при цьому сталь після ізотермічного гартування переважає також сталь колеса поточного виробництва.

Таблиця 4. Характеристики циклічної тріщиностійкості колісних сталей за різної асиметрії циклу навантаження

Примітка: в чисельнику дані при R=0,1; в знаменнику - R=0,5.

В умовах субкритичного росту втомної макротріщини в сталях за варіантами 2 і 4 навіть за високої асиметрії циклу навантаження (R=0,5) мікромеханізм руйнування доволі енергоємний, коли в зламі зафіксовано значну кількість деформаційних гребенів мікров'язкого (ямкового) характеру.

Підсумовуючи експериментальні та розрахункові дані, приходимо до висновку, що розроблена в ІЧМ НАН України сталь і технологія ВАТ “Інтерпайп НТЗ” виробництва з неї високоміцних залізничних коліс дозволяють обґрунтовано замінити колеса поточного виробництва і продовжити ресурс міжремонтної експлуатації коліс залізничного транспорту, якщо брати до уваги таке (табл. 5).

Таблиця 5. Порівняння ресурсних характеристик сталей високо- і середньоміцних коліс

Примітка: в знаменнику вказано дані для високоміцної сталі після ізотермічного гартування і відпуску при 500 ⁰С.

За відсутності в колесах експлуатаційних тріщиноподібних дефектів або коли їх розмір безпечний (? 2d^*), ця заміна беззастережна. За наявності в колесах макродефектів ця заміна також допустима, коли робочі циклічні напруження відповідають багатоцикловій області втоми матеріалу. При цьому розмір екзогенних включень, які ініціюють утворення тріщин в колесах, бажано зменшити з 3 мм до 1 мм. Зауважимо, що діаметр безпечного дефекту для високоміцних коліс за різними оцінками становить 0,13…1,0 мм.

Для роботи в умовах високоамплітудного навантаження необхідне покращення мікроструктури і циклічної в'язкості руйнування сталі високоміцних коліс шляхом оптимізації технології термічної обробки коліс. Одним із шляхів вирішення цієї проблеми є створення перліто-бейнітних структур.

Діаграми конструкційної міцності колісних сталей, побудовані на підставі отриманих та літературних даних, свідчать, що поріг втоми K_th та параметри K^* і n мало залежать (зміна близько 20-25%) від границі текучості сталей за різного структурного стану, крім мартенситної структури, а значення K_fc може змінюватися більше, ніж у 2 рази. Найвищою циклічною в'язкістю руйнування K_fc володіють бейнітні структури, а оптимальним поєднанням міцності та тріщиностійкості, які забезпечують ресурс залізничних коліс в умовах циклічних навантажень, володіють сталі з переважно трооститною структурою. Видно також, що навіть при границі текучості 1400-1500 МПа колісні сталі з трооститною структурою можуть мати циклічну в'язкість руйнування K_fc до 80 , що помітно вище нормативного значення K_IC = 50 .

Висновки

У роботі вирішена актуальна науково-технічна задача з наукового обґрунтування роботоздатності сталей високоміцних залізничних коліс з врахуванням впливу технологічних та експлуатаційних факторів. Результати доведено до практичного застосування і зроблено наступні висновки:

1. На підставі характеристик міцності, витривалості і циклічної тріщиностійкості з врахуванням впливу технологічних (металургійні включення, ПФО) і експлуатаційних (низька температура, залишкові напруження внаслідок гальмування) факторів обґрунтовано, що середньоміцні колеса поточного виробництва можна замінити на високоміцні колеса виробництва ВАТ “Інтерпайп НТЗ”, виготовлені за розробленою в ІЧМ НАН України технологією, коли робочі циклічні напруження відповідають багатоцикловій області втоми матеріалу. За інших умов високоміцна сталь потребує підвищення циклічної в'язкості руйнування K_fc.

2. Встановлено, що одним із шляхів оптимізації циклічної в'язкості руйнування сталей з підвищеним вмістом вуглецю є їх ізотермічне гартування з витримкою при 375 ⁰С для одержання дрібнодисперсної пластинчасто-глобулярної перліто-бейнітної структури. За оптимальної температури відпуску 500 ⁰С отримано структуру з розміром часточок цементиту 0,55…0,85 мкм і товщиною феритних прошарків між ними 0,10…0,30 мкм, що забезпечує підвищення K_fc у 2 рази порівняно з відомою технологією.

3. Встановлено, що оптимізація термічної обробки високоміцної колісної сталі зумовлює зміну мікромеханізму втомного руйнування: від крихкого череззеренного відколу до енергоємного квазіскольного з утворенням значної кількості деформаційних гребенів мікров'язкого (ямкового) характеру.

4. На підставі характеристик циклічної в'язкості руйнування сталей залізничних коліс, виготовлених із вакуумованої сталі, обґрунтовано недоцільність проведення енергозатратної протифлокенної обробки цих виробів.

5. Оцінено вплив розмірів технологічних дефектів (металургійних включень) на втомні характеристики сталей залізничних коліс. Встановлено, що зменшення допустимого розміру екзогенного включення з 3,0 (стандарт України, ДСТУ ГОСТ 10791:2006) до 2,0 мм (стандарт ЄС, EN 13262:2003) забезпечить збільшення втомної довговічності в 2 рази. Показано, що в дослідних колесах безпечний розмір (діаметр) такого включення за циклічного навантаження (_бр = 360 МПа) становить 1 мм, проте в колесах поточного виробництва таке включення ще може бути осередком руйнування. З допомогою діаграми Кітагави-Такагаші зпрогнозовано безпечний розмір тріщиноподібного дефекту (діаметр зруйнованого включення) =2а₀ = 0,13…0,19 мкм при циклічному навантаженні досліджених колісних сталей.

6. Показано, що прогнозування границі витривалості _R високоміцних сталей залізничних коліс можна проводити за значеннями порогу втоми ДK_th і нового структурно-механічного параметра d^* матеріалів.

7. Встановлено, що сталі середньо- і високоміцного коліс з дефектами типу втомних тріщин схильні до низькотемпературного (до -60 ⁰С) окрихчення тільки за високих амплітуд циклічного навантаження, коли швидкість росту тріщини вища 10^-7 м/цикл. При цьому температура циклічного в'язко-крихкого переходу становить -40 ⁰С і -20 ⁰С відповідно для сталей середньо- і високоміцного коліс; критичний розмір втомних тріщин в ободі досліджених залізничних коліс, які експлуатують при низьких кліматичних температурах (до -60 ⁰С), становить 2,5-3,0 мм; допустимий і незалежний від температури в інтервалі 20…-60 ⁰С розмір втомної тріщини на поверхні ободу коліс не перевищує 1,6 мм за розмаху колових напружень 400 MПa і 0,5 мм за розмаху напружень 700 MПa. Тому необхідний дефектоскопічний контроль коліс з чутливістю до поверхневих тріщин міліметрового розміру.

8. Встановлено, що високоміцні колісні сталі мають підвищену чутливість до асиметрії циклу навантаження, що необхідно враховувати, оцінюючи надійність залізничних коліс за наявності великих залишкових напружень біля їх поверхні кочення, які виникають внаслідок гальмування. При асиметрії циклу навантаження R=0,5 циклічна в'язкість руйнування ?K_fc = 24 MПa сталі високоміцного колеса, виготовленого за прийнятою технологією, стає у 2 рази меншою за норматив (K_IC = 50 MПa). Після ізотермічного гартування з відпуском при 500 ⁰С значення K_fc = 91 MПa при R=0,5 цієї сталі майже у 2 рази більше порівняно з вищезгаданим нормативом.

9. Виявлено падіння характеристик циклічної тріщиностійкості сталей в різних зонах ободу залізничних коліс, обумовлене зміною мікроструктури та інтенсифікацією скольного мікромеханізму руйнування, незважаючи на одночасне зниження міцності сталей і деяке зростання пластичності.

10. На підставі побудованих діаграм конструкційної міцності колісних сталей показано шляхи подальшого підвищення їх ресурсних характеристик: найвищою циклічною в'язкістю руйнування K_fc володіють бейнітні структури, а оптимальним поєднанням міцності та тріщиностійкості, які забезпечують ресурс залізничних коліс в умовах циклічних навантажень, володіють сталі з переважно трооститною структурою.

Отримані результати досліджень і рекомендації використано на ВАТ “Інтерпайп НТЗ” для оптимізації технології виготовлення високоміцних залізничних коліс (Акт використання результатів НДР від 17.09.2009 р.).

Список опублікованих праць за темою дисертації

1. Андрейко І. Вплив термічного оброблення на міцність і циклічну тріщиностійкість сталей для залізничних коліс / І. Андрейко, В. Кулик, О. Осташ // Машинознавство. - 2006. - №3. - С. 21-27.

2. Втомна довговічність сталей залізничних коліс / О.П. Осташ, І.М. Андрейко, В.В. Кулик [та ін.] // Фізико-хімічна механіка матеріалів. - 2007. - №.3. - С. 93-102.

3. Побудова кінетичних діаграм втомного руйнування матеріалів за деформаційного підходу / О. Осташ, І. Андрейко, Р. Чепіль, В. Кулик, В. Віра // Машинознавство. - 2007. - №2. - С. 33-36.

4. Вплив неметалевих включень на опір втомному руйнуванню марганцевистих сталей / І. Андрейко, О. Осташ, І. Волчок, Ю. Головатюк, В. Кулик // Машинознавство. - 2007. - № 4. - С. 13-16.

5. Структура та опір руйнуванню сталей в різних зонах залізничних коліс / І. Андрейко, О. Осташ, , В. Кулик [та ін.] // Машинознавство. - 2008. - № 5. - С. 18-21.

6. Низькотемпературна циклічна тріщиностійкість сталей залізничних коліс / О.П. Осташ, І.М. Андрейко, В.В. Кулик [та ін.] // Фізико-хімічна механіка матеріалів. - 2008. - №.4. - С. 52-57.

7. Опір крихкому руйнуванню вакуумованої колісної сталі / О. Бабаченко, О. Осташ, І. Андрейко, В. Кулик, А. Кононенко // Машинознавство. - 2009. - № 2. - С. 41-43.

8. Вплив режиму термічної обробки і асиметрії циклу навантаження на циклічну тріщиностійкість колісних сталей / О.П. Осташ, І.М. Андрейко, В.В. Кулик [та ін.] // Фізико-хімічна механіка матеріалів. - 2009. - №.2. - С. 63-70.

9. Обґрунтування працездатності високоміцних залізничних коліс / І.Г. Узлов, О.П. Осташ, В.І. Ткачов, І.М. Андрейко, О.І. Бабаченко, В.В. Кулик, Р.А. Хруник // Проблеми ресурсу і безпеки експлуатації конструкцій, споруд та машин. - Київ: Інститут електрозварювання ім. Е.О. Патона НАН України, 2006. - С. 450-453.

10. Кулик В.В. Зміна механічних характеристик сталей залізничних коліс в залежності від зон вирізки / В.В. Кулик, В.В. Віра // Матеріали ХX Відкритої науково-технічної конференції молодих науковців і спеціалістів КМН-2007, “Проблеми механічно-корозійного руйнування, інженерія поверхні, діагностичні системи”, 2007. - С. 17-20.

11. Осташ О.П. Визначення допустимих пошкоджень залізничних коліс при експлуатації в умовах понижених температур / О.П. Осташ, І.М. Андрейко, В.В. Кулик // Матеріали 1-ої міжнародної науково-технічної конференції “Теорія та практика раціонального проектування, виготовлення і експлуатації машинобудівних конструкцій”, Львів, 2008. - С. 66-68.