CC BY
28
УДК 669.4.027.4:669.14.018.294
I. О. ВАКУЛЕНКО, М. А. ГРИЩЕНКО (ДПТ)
АНАЛ1З СТРУКТУРНИХ ЗМ1Н В МЕТАЛ1 ЗАЛ1ЗНИЧНИХ КОЛ1С ПРИ IX ЕКСПЛУАТАЦ11
Виникнення руйнування залiзничного колеса обумовлено формуванням високих локальних напружень вiд неоднорвдно! пружно-пластично!' деформаци за рахунок циктчно! змши температур пiд час гальмування.
Возникновение разрушения железнодорожного колеса обусловлено формированием высоких локальных напряжений от неоднородной упруго-пластической деформации при циклической смене температур при торможении.
Occurrence of destruction of a railroad wheel is caused by formation of the high local stresses produced by the inhomogeneous elastic-plastic deformation due to the cyclic temperature change during and after braking using brake shoes.
Процеси гальмування, разом з наклепом вщ холодно! пластично! деформаци по поверхт кочення залiзничного колеса, супроводжуються значними структурними змшами в приповерх-невих шарах металу обода. Враховуючи дуже швидкий розiгрiв поверхневих об'eмiв металу колеса вщ взаeмодi! з гальмiвною колодкою, за вщносно короткий термiн часу зростання тем-ператури може сягати значень, достатшх до початку фазових перетворень [1]. З шшого боку, тсля завершення процесу гальмування, ш-тенсивностi тепловiдводу вiд розiгрiтого мета-лу достатньо до розвитку структурних перетво-рень за мехашзмом зсуву [2]. Обумовлено це о^м охолодження вщ обдуву повiтрям додат-ковим тепловщводом на внутрiшнi, вiдносно холоднi прошарки металу обода. Таким чином, виникае визначений iнтерес щодо оцiнки про-цесiв структурних перетворень в залiзничних колесах пiд час початку та тсля завершення гальмування.
Мета дослщження - це аналiз можливих структурних перетворень в металi залiзничних колю тд час !х експлуатацi!.
Матерiалом для роботи була вуглецева сталь з хiмiчним складом, типовим для виготовлення затзничних колiс за ГОСТ 10791. Мшрострук-турнi дослiдження проводили тд свiтловим мiкроскопом типу «Бр!диапЪ>. Розмiр структурних характеристик внутршньо! будови металу визначали за методиками кшьюсно! металогра-
фi! [3].
Пюля змiцнюючо! термiчно! обробки затз-ничного колеса мшроструктура металу обода, в залежност вiд вiдстанi вiд поверхт примусо-вого тепловiдводу, складаеться з ферито-перлiтно! сумiшi рiзно! дисперсност та морфо-логi! (рис. 1,а, б). Пiд час кочення затзничного
колеса по рейках виникаючий наклеп металу, який мае визначений град1ент, разом з перепадом температури по товщит обода при гальму-ванш, обумовлюють розвиток процешв структурних змш. Як свщчить мшроструктурний анал1з, для прошарюв металу обода при нагр> ванш до температур 600... 650 °С, як попере-дньо були наклепан! до р!вня ди як п!сля холодно! пластично! деформаци 40.50 %, в об'емах перлгтних колонш спостер!гаеться розвиток процешв сферо!дизаци цементиту (рис. 1,в). Зменшення в!дстан! досл!джуваного металу вщ поверхн! кочення супроводжуеться одночасним збшьшенням ступеня холодно! пластично! деформаци (наклепу) та тдвищен-ням температури роз1гр1ву металу обода. Так, при нагр!ванш вуглецево! стал! до 700... 720 °С, холоднодеформовано! на 60.70 %, тдвищен-ня швидкост! сферо!дизаци та коалесценц!! цементиту (рис. 1,г) супроводжуеться розвитком процес!в зб!рково! рекристал!зац!! (рис. 1,д). На шдстав! цього неоднор!дн!сть розпод!лу деформаци по об'ему металу може супроводжувати-ся виникненням р!знозеренно! будови. Сумю-ний анал!з субм!кроструктурних параметр!в, характеристик деформацшного зм!цнення [4] св!дчить, що для сталей !з середн!м та високим вмютом вуглецю, при пластичному деформу-ванн!, формування дислокац!йно! чарунково! структури зв'язано з гальмуванням рухомих дислокацш карб!дними частками. При невеликих р!внях зм!цнення в!д наклепу, виникаюча с!тка дислокац!й на частках друго! фази, як на вузлах, являе собою невдосконалену чарункову структуру, в якш густина дислокац!й в середин! чарунок та на субграницях мало вщр!зняеться (рис. 1,е). Збшьшення ступеня пластично! де-формац!! супроводжуеться, в першу чергу, зро-
станням густини дислокацш в ст1нках чарунок, в той час як у середиш чарунок збшьшення дислокацш значно менше. Мал1 розм1ри чарунок та великий град1ент накопичених дислокацш м1ж субграницею та тшом чарунки в знач-нш м1р1 гальмують розвиток релаксацшних процес1в под1бно тим, яю спостер1гаються в
низьковуглецевих сталях [5]. На шдстав1 цього, при ударних, сконцентрованих навантаженнях зал1зничного колеса в об'емах металу, яю були нагрт до середнього штервалу, в значнш м1р1 зростае 1мов1рнють виникнення субм1кротр1-щин [6].
Рис. 1. Структура металу обода зал1зничного колеса. Збшьшення 2000 (а, ж, з), 4000 (д),
10000 (в, г), 14000 (е), 50000 (б)
При нагр1ванш металу обода колеса до температур, як перебшьшують критичне значення АС1 , спостер1гаеться яюсно шша картина стру-ктурних перетворень. На шдстав1 анал1зу внут-ршньо! будови вуглецево! стал1 визначено, що чим вище вщ значення АС1 перегр1в, тим шви-дше навколо цементитних часток зростають аустештш дшянки [7]. Разом з цим, виникаю-чий перепад концентраци атом1в вуглецю в ау-стент, вщ максимальних значень на меж з цементитом до мшмальних на границ з феритом, буде юнувати аж до моменту зникнення карб> дно! фази взагаль В процес прискореного охо-лодження приповерхневих прошарюв (вщ по-верхш кочення) металу обода колеса, з ураху-ванням шдвищено! стабшьност аустешту,
структурш перетворення мають змогу розвива-тись за мехашзмом зсуву. Наведеш перетворення вщбуваються в структур^ в якш аустеш-тш д1лянки мають визначений град1ент концентраци вуглецю та який наслщуеться мартенсит-ним кристалом. В цьому випадку мартенситний осередок буде мати р1зну стутнь тетрагональ-носп кристал1чно! реш1тки 1, як наслщок цього, р1вень мщшсних властивостей, що пропорцю-нально змшюегься [2].
Таким чином, можна вважати, що в об'емах металу обода зал1зничного колеса, як були нагрт до температур двофазно! ферито-аустештно! обласп, при наступному прискоре-ному охолодженш формуеться структура, в якш вузька м1жфазна границя м1ж феритом {
цементитом замшюеться на дшянку з визначе-ною довжиною (рис. 1,ж). О^м цього, необ-хiдно вiдзначити, що наведена дiлянка мае ви-значений гравдент твердостi вiд приблизно рiв-ного значенню твердостi навколишнього фери-ту до такого, що наближуеться до твердостi карбiдно! частки. При експлуатаци залiзнично-го колеса юнуючий наклеп в металi, пiсля при-мусового охолодження, буде супроводжува-тись, о^м розвитку процесiв деформацшного змiцнення фериту, протiканням процесiв пере-розподiлу атомiв вуглецю по кристатчних мiжвузлах решiтки та дифузi! !х до дислокацiй [8]. Таким чином, в процес наклепу металу вщ-буваються два основних конкуруючих процеси: знемiцнення мартенситних кристалiв при зни-женнi ступеня тетрагональностi кристалiчно! реш^ки та змiцнення - за рахунок блокування рухомих дислокацiй, якi введет при пластич-нiй деформацi!. Послщовшсть розвитку вказа-них процесiв та !х спiввiдношення значною м> рою обумовлюе досягнення високих рiвнiв пла-стичних властивостей в середньо- та високову-глецевих сталях з ферито-мартенсито-цемен-титними структурами [7]. Як свщчать експери-ментальнi дослiдження [8], в мартенситних д> лянках, якi наближеш до фериту, густини дис-локацш достатньо для практично повного по-глинання атомiв вуглецю, який видшяегься з твердого розчину. Ступiнь тетрагональносп кристалiчно! решiтки буде знижуватись до м> нiмально припустимих значень, при цьому мщ-нiснi властивостi будуть наближуватись, за аб-солютними величинами, до таких, що спостер> гаються для структурно вiльного фериту. По тому, як буде збшьшуватись вщстань вiд фери-то-мартенситно! границi, концентращя атомiв вуглецю буде пiдвищуватися. В цьому випадку дефекпв кристалiчно! будови ^ в першу чергу дислокацш, буде вже недостатньо для ефектив-ного поглинання атомiв вуглецю. На пiдставi цього будуть розвиватися процеси деформацшного змщнення вiд дефекпв, якi вводяться при наклепi металу. Остаточно можна вважати, що при наклеш приповерхневих шарiв металу обода залiзничного колеса, за рахунок сумюного розвитку процесiв змiцнення та знемщнення в мартенситних кристалах та структурно вшьно-му феритi, досягаеться зростання пластичних властивостей подiбно тому, як для високовуг-лецевих сталей [7]. Зростання пластичносп, що спостер^аеться, обумовлено збiльшенням характеристик деформацшного змщнення при структурних змшах в процесi пластично! течi! фазових складових. Розумiння самого мехашз-
му впливу наведено в робот [4]. Аналiз наве-дених експериментальних даних показуе, що зростання параметрiв деформацшного змщнення супроводжуеться збiльшенням енерги, яка витрачаеться на руйнування металу. О^м цього, роздiльний аналiз процесiв зародження та зростання мшротрщин свiдчить, що основний вплив на шдвищення хладостiйкостi прокату обумовлено тдвищенням енергi! зародження трiщини [9], в той час як енерпя !! розповсю-дження залишаеться практично незмшною.
При подальшому розiгрiвi металу обода до температур поблизу критичного значення Ас3, на поверхш кочення пiсля прискореного охоло-дження складаються умови для формування достатньо великих дшянок бiлого шару [1], яю в дiйсностi е об'емами металу з повшстю мар-тенситною структурою тсля вiдпуску при рiз-них температурах (рис. 1,з). В порiвняннi з по-внiстю мартенситною структурою, яка сформована тсля на^ву металу до двофазно! ферито-аустенiтно! областi та яка спроможна до розвитку релаксацiйних процешв при навантаженнi, в дiлянках «бшого шару» такi процеси значною мiрою загальмованi [1]. Обумовлено це тим фактом, що в процеш самовщпуску мартенситу, який сформовано з аустешту при повному роз-чиненш карбiдно! складово! мiкроструктури, в середньому iнтервалi температур з пересичено-го твердого розчину видшяеться велика кшь-кiсть дисперсних карбiдних часток, яю гальму-ють перемiщення дислокацiй, сприяючи диспе-рсiйному змiцненню сталi [4, 5]. На пiдставi цього зазначеш пластичнi деформацi! супрово-джуються формуванням умов зародження суб-мiкротрiщин. Зв'язано це з дуже швидким ви-черпанням i так низького ресурсу накопичення дефекпв кристалiчно! будови до максимально можливо! меж! [2, 5]. Наклеп металу в дшянках «бшого шару» дуже швидко переводить його в крихкий стан. Внаслщок цього виникають суб-мiкротрiщини, якi, об'еднуючись в мшро- та макротрiщини, приводять до викришування металу по поверхш кочення залiзничного колеса.
Б1БЛ1ОГРАФ1ЧНИЙ СПИСОК
1. Перков О. Н. Структурные изменения в металле железнодорожных колес при формировании термических трещин / О. Н. Перков, И. А. Ваку-ленко, Г. В. Рейдемейстер // Зал1зничний транспорт Украни, 2006. - № 1. - С. 44-45.
2. Курдюмов Г. В. Превращения в железе и стали / Г. В. Курдюмов, Л. М. Утевский, Р. И. Энтин. -М.: Наука, 1977. - 236 с.
3. Салтыков С. А. Стереометрическая металлография. - М.: Металлургиздат, 1985. - 446 с.
4. Вакуленко И. А. Структура и свойства углеродистой стали при знакопеременном деформировании. - Д.: Gaudeamus, 2003. - 94 с.
5. Бабич В. К. Деформационное старение стали / В. К. Бабич, Ю. П. Гуль, И. Е. Долженков. - М: Металлургия, 1972. - 320 с.
6. Вакуленко И. А. Влияние форм железнодорожного колеса на уровень напряжений в местах сопряжения его элементов / И. А. Вакуленко, О. Н. Перков, Г. В. Рейдемейстер // Сб. докл. 7-й Межд. конф. «Оборудование и технологии термической обработки металлов и сплавов» (ОТТОМ-7). - Харьков, 2006. - С. 328-330.
7. Вакуленко И. А. Свойства углеродистой стали с многофазной структурой / И. А. Вакуленко,
B. А. Пирогов, В. К. Бабич // МиТОМ, 1989. -№ 7. - С. 19-21.
8. Breyer N. N. The yield-point phenomenon in strain-aged martensite // Trans. Metallurg. Soc. AIME, 1966. - v. 236, № 8. - Р. 1198-1202.
9. Вакуленко И. А. О повышении трещиностойко-сти проката / И. А. Вакуленко, В. Г. Раздобреев, О. Н. Перков // Сб. докл. 8-го Межд. конгресса «Оборудование и технологии термической обработки металлов и сплавов», 2007. - Том 2. -
C. 176-177.
Надшшла до редколегп 22.05.2008.
