CC BY
70
Наука та прогрес транспорту. Вкник Дншропетровського нацюнального ушверситету залiзничного транспорту, 2014, № 3 (51)
МАТЕР1АЛОЗНАВСТВО
УДК 669:539.43:539.56
I. О. ВАКУЛЕНКО1*, О. М. ПЕРКОВ2, М. КНАП1НСК13, Д. М. БОЛОТОВА4
1 Каф. «Технолопя MaTepianiB», Днiпропетровський нацiональний утверситет затзничного транспорту iMeHi академжа В. Лазаряна, вул. Лазаряна, 2, Дншропетровськ, Укра!на, 49010, тел. +38 (056) 373 15 56, ел. пошта dnuzt_texmat@ukr.net, ORCID 0000-0002-7353-1916
21нститут чорно! металургй НАН Украгни, площа Стародубова, 1а, Дтпропетровськ, Укра1на, 49050, тел. +38 (056) 776 73 87, ел. пошта ukr ichm @ukr.net
3Фак. «Технологiя обробки мaтерiaлiв i прикладна фiзикa», Ченстоховський технологiчний утверситет, вул. Армл Крайово!, 19, Ченстохов, Польща, 42-200, тел. +48 34 325 07 90, ел пошта knap@wip.pcz.pl 4Днтропетровський професшний з^зничний лщей, провул. Утверсальний, 7а, Дншропетровськ, Укра!на, 49056, тел. +38 (056) 376 43 83, ел. пошта dnuzt_texmat@ukr.net, ORCID 0000-0002-7353-1949
ОЦ1НКА НЕОБЕРНЕНО1 УШКОДЖУВАНОСТ1 ПРИ ВТОМ1 ВУГЛЕЦЕВО1 СТАЛ1
Мета. У дослвджент необхвдно здiйснити оцшку рiвня ушкоджувaностi вуглецево! стaлi в умовах цикль чного навантаження. Методика. Мaтерiaлом для дослвдження були стал фрaгментiв ободу зaлiзничного колеса й голiвки рейки з хiмiчним складом 0,65 % С, 0,67 % Mn, 0,3 % Si, 0,027 % P, 0,028 % S та 0,7 % C, 0,82 % Mn, 0,56 % Si, 0,025 % P, 0,029 % S вщповвдно. Мкроструктура дослщжуваних сталей вщповвдала стану металу тсля гарячо! пластично! деформацп. Досл1дження на втому проводили в умовах симетричного згину на випробувaльнiй мaшинi типу «Сатурн-10». Будували повнi дiaгрaми Велера та лшп, що вiдповiдa-ють формуванню суб- та мiкротрiщин. Анaлiз розподшу внутрiшнiх напружень у метaлi при цикшчному нaвaнтaженнi проводили з використанням мiкротвердомiрa типу ПМТ-3. Результати. На основi aнaлiзу кривих втоми високовуглецевих сталей були визначеш положення меж, що роздiляють облaстi обернено! та необернено! ушкоджувaностi при циклiчному навантаженш. У роботi показано, що з ростом концентрацп вуглецю в стал^ за умов незмiнностi Г! структурного стану, спостертаеться п1двищення меж1 втоми. Разом iз цим спостерiгaеться прискорення процесiв, що визначають умови переходу ввд етапу формування субмiкро-трщин до мiкротрiщин. Дослiдженнями розподiлу мжротвердосп в метaлi пiсля руйнування при втомi пiд-тверджено характер впливу шлькосп вуглецю в стaлi. Наукова новизна. Незалежно вiд етaпiв формування осередку руйнування характер поведiнки вуглецевих сталей при втомi визначаеться сшввщношенням мiж процесами змiцнення й пом'якшення. При циклiчному нaвaнтaженнi виникаюча неоднорвдшсть розподiлу внутрiшнiх напружень зменшуеться зi збiльшенням вiдстaнi поверхнi руйнування. Анатз процесiв внутрi-шньо! перебудови при втомi дозволив визначити, що на етапах до початку iнкубaцiйного перюду в мiкро-об'емах металу вже присутш осередки з неоднорiдним розташуванням дефектiв кристaлiчноí будови та, у першу чергу, дислокaцiй. Практична значимкть. Збiльшення вмiсту вуглецю в1д 0,65 до 0,70 %, за умов циктчного навантаження вуглецево! стат зi структурою пластинкового перлiту, супроводжуеться збшь-шенням межi мiцностi при втомi приблизно на 40 %. Зб№шення вмiсту вуглецю в стaлi прискорюе переход вiд етапу формування обернених ушкоджень внутрiшньоí будови до необернених, що тдтверджуеться зро-станням кутового коефiцiенту кривих Френча.
Ключовi слова: мщшсть при втомi; вуглець; трщина; витривaлiсть; ушкоджувaнiсть
Наука та прогрес транспорту. Вкник Дншропетровського нацюнального ушверситету залiзничного транспорту, 2014, № 3 (51)
Вступ
На OCHOBÎ численних дослщжень визначено, що циклiчне деформування призводить до окрихлення металевих матерiалiв [1, 9]. Наведена тенденщя зумовлена формуванням, на ви-значених етапах навантаження, ушкоджень внутрiшньоï будови металу. Так в роботах [4, 10] показано, що збшьшення кiлькостi циктв навантаження супроводжуеться неодмiнним зниженням опору зростанню магiстральноï трiщини. Одне з пояснень наведеного поло-ження - це формування мiкротрiщин та ix коа-лесценцiя [3, 5].
Мета
Мета роботи - оцiнювання рiвня ушкоджу-ваностi вуглецевоï сталi в умовах циклiчного навантаження.
Методика
Як матерiал для дослiджень були викорис-таш сталi фрагментiв ободу залiзничного колеса i голiвки рейки з xiмiчним складом 0,65 % С, 0,67 % Mn, 0,3 % Si, 0,027 % P (сталь I), 0,028 % S та 0,7 % C, 0,82 % Mn, 0,56 % Si, 0,025 % P, 0,029 % S (сталь II) вщповщно. М^о-структура дослщжуваних сталей вщповщала стану металу тсля гарячоï пластичноï деформацл.
Дослiдження на втому виконували в умовах симетричного згину на випробувальнш машинi типу «Сатурн-10». Попередньо будувалися повнi дiаграми Велера та лшп за методиками [2, 5], що вщповщали формуванню суб- та м^отрщин.
Аналiз розподiлу внутрiшнix напружень в металi при циклiчному навантаженнi виконували з використанням мiкротвердомiра типу ПМТ-3.
Пiд час збiльшення штенсивносп циктчно-го навантаження або кшькосп циклiв, спостер> гаеться послiдовний перехщ металу у крихкий стан. Одне з пояснень наведеного впливу - це тдвищення опору руху дислокацш за рахунок зростання напруження тертя кристалiчноï реш> тки металу в результат напружень, якi циктч-но змшюються [1, 7, 10].
Враховуючи, що сам процес втоми супрово-джуеться цiлком закономiрними змiнами внут-ршньо1' будови, було запропановано до дiагра-ми Велера будувати додатковi лшп, як вщпов> дають процесам формування суб- та мшротр>
щин (рис. 1) [5, 10]. Зумовлене це тим, що загальмоваш дислокаци сприяють формуванню субмiкротрiщин, якi в свою чергу виконують функцiï концентраторiв напружень. Перетво-рення субмiкротрiщин в мшротрщини е оста-точним етапом необерненост процесу руйну-вання металу.
Nk îVw In N
Рис. 1. Загальний вигляд дiаграми циклiчного навантаження металевого матерiалу:
A0ABCD - лiнiя руйнування, A1B1C1D1 - лшш
формування субмжротрщин; A1C - лiнiя формування ткротрщин, в лiтературi ще називають лшею Френча
Fig. 1. General view of cyclic loading diagram of metal material:
A0ABCD - is a fracture line; A1BlClDl - is a line
of submicrocracks formation; A1C - is a line of microcracks formation, in the literature it is also called French line
Таким чином, сумюний аналiз трьох кривих циктчного навантаження дае можливють по-слщовно оцiнювати умови i етапи циклiчного навантаження.
За характером сшввщношення мiж амплггу-дою цикшчного навантаження i кшьюстю циклiв, загальну криву роздiляють в основному на три д^нки. I - область шкубацшного перiоду; II -розрихлення металу на рiвнi мiкрооб'емiв (формування субм^отрщин); III - зростання мшро-трiщин до критичного розмiру (рис. 1) [8, 11].
На n^^^i запропанованого пiдходу кожному перюду процесу втоми вщповщають цш-ком закономiрнi змiни внутршньо! будови, якi в свою чергу обумовлюють характер накопи-чення необернених пошкоджень в металевих матерiалах [10, 12].
Наука та прогрес транспорту. Вкник Дншропетровського нацюнального ушверситету залiзничного транспорту, 2014, № 3 (51)
Результати
В процес циклiчного навантаження ене^я, яка необхiдна для формування осередку руйну-вання, визначаеться дieю декiлькох чинникiв [11]. Але тшьки двi складовi мають виключне значення. Перша складова забезпечуе досяг-нення критичного значення викривлень криста-лiчноi решiтки в локальних мiкрооб'емах мета-лу. Друга - визначае рiвень дiючих напружень для розриву мiжатомних зв'язкiв в металевому кристалi.
На рис. 2 зображеш дiаграми циктчного на-ванатаження дослiджуваних сталей. Вщповщно до графiчного зображення кривих циклiчного навантаження (рис. 1), для дослщжуваних сталей визначали характеристики а i в. Так, величина а характеризуе напруження, яке повинно бути досягнуте для розриву мiжатомних зв'язюв в металл
а - a
б - b
де ст_1 - межа мщносп при втомi (максимальне значення амплпуди циклiчного навантаження при досягненш умов необмежено! витривалос-тi), очк - деяке критичне значення амплггуди циклу.
Наведену характеристику слiд розглядати як величину обмежено! витривалостi, з вщповщ-ним значенням кiлькостi циктв до руйнування зразка (Ык).
Таким чином слiд вважати, що величина а визначае рiзницю: наскiльки повинна амплiтуда навантаження перебшьшувати межу мiцностi при втомi, що б за декшька циклiв були досягнет умови необерненого порушення суцшьно-стi в мiкрооб'емi металевого матерiалу.
Друга величина в (рис. 1) також характеризуе напруження, але яке необхщне для досяг-нення критичного значення викривлень криста-лiчноl решiтки в локальних мшрооб'емах мета-лу. Наведена характеристика ощнюеться через залежнiсть:
ß = a--а:
(2)
Рис. 2. Дiaгрaми циклiчного навантаження сталей I (а) i II (б). Лшп:
ABC - крива Велера, AlBlCl - формування субмжротрщин, AJBC - формування мiкротрiщин.
Fig. 2. Cyclic loading diagram of the steels I (а) and II (b). Lines:
ABC - is a Wehler curve, Aj BJCJ - is a submicrocracks formation, AJBC - is a micricracks formation.
Наведена характеристика ощнюеться за сшввщношенням :
а = оЦ -CT_j, (1)
де ае - ампл1туда цикл1чного навантаження за умов вщсутносп пластично1 складово1 в дефор-мацп за цикл. За сшввщношенням (2) величина ß показуе, наскшьки необхщно пщвищити амп-ттуду навантаження, щоб досягти критичного значення викривлень кристал1чно1 решггки.
В ход1 виконаних дослщжень з'ясовано, що в процес циктчного навантаження вже при амплиуд^ яка дор1внюе а-1, у визначенш кшь-кост м1крооб'ем1в, тсля Nk циктв досягають-ся умови початку руйнування металу [5, 11]. Пщ час випробувань виявлено, що напруження a i ß для бшьшосп вуглецевих, низько- та
складно-легованих сталей е приблизно однако-вого рiвня i складають значення 85 i 65 МПа вщповщно [10].
Для аналiзу дiаграм циктчного навантаження дослiджуваних сталей (рис. 2) були ви-користанi вщповщш значення величин a iß. Так, межа мiцностi при втомi для сталi I (0,65 % С) склала значення 200 МПа, а для стал II (0,7 % C) - 340 МПа. З урахуванням величин a i ß, були
побудоваш вщповщш крив A1, B1, C1 та визна-ченi значення Nk, яю дорiвнювали 4 -105 для
Наука та прогрес транспорту. Вкник Дншропетровського нацюнального ушверситету залiзничного транспорту, 2014, № 3 (51)
стал I i 3 • 105 циклiв для сталi II. Таким чином, збiльшення концентраци вуглецю лише на 0,05 %, при практично незмшному структурному сташ металу, призвело до зниження величи-ни Ык приблизно на 25 %. З шшого боку, для
стал II суттево пiдвищилася величина ачк. По-рiвняно зi сталлю I, наведена характеристика (для сталi II) склала значення приблизно на 40 % вище (380 МПа).
а - а
б - b
Рис. 3. Мжроструктура сталi I (а) i сталi II (б).
Збшьшення 800
Fig. 3. Microstructure of steel I (a) and II (b).
Increase 800
Однак, не зважаючи на бшьш високе кри-тичне значення напруження циклу (очк ), збшь-шення кiлькостi вуглецю в стал1 повинно при-скорювати перехiд вiд однieï областi розвитку процес1в втоми до iншоï (вщ стадiï формування субмiкротрiщин до мшротрщин). Дiйсно ощн-ка тангенса кута нахилу кривих Френча шд-тверджуе наведене положення. Для сталi I за-значена характеристика склала значення 5,5-10-5, в той час як для стал з пiдвищеним вмютом вуглецю - 6,1-10-5 МПа/цикл.
Мшроструктурними дослiдженнями для ни-зьковуглецево1 стал визначено, що для меж переходу вщ обернено1 до необернено1 ушко-джуваностi (вiд стадiï II до III за схемою рис. 1), характерною ознакою е виникнення, в межах окремих зерен структурно вшьного фериту, грубих стрiчок ковзання [8, 17]. З ура-хуванням дуже малоï об'емноï частки структурно вшьного фериту i достатньо дисперсноï структури перлiту в дослiджуваних сталях (рис. 3), виявити таю с^чки ковзання з анатзу мiкроструктури достатньо складно [16, 17]. Дшсно, якщо аналогiчнi стрiчки ковзання ви-никають при розвитку процесiв втоми у висо-ковуглецевих сталях, ïx юнування може бути виявлено по формуванням немонотонностей в розподiлi характеристик мщност в мшро-об'емах металу [8].
ст1, МПа
500 400 300 Z00 100
20
40
60
SO
мм
Рис. 4. Критичнi значення ст1 залежно вщ вiдстанi поверхнi руйнування (максимальш - ◊ i мiнiмальнi - ▲ )
Fig. 4. Critical values ст1 depending on the distance from fracture surface (maximum - ◊ and minimal - ▲ ).
З метою визначення тдтверджень про юнування вказаних стр1чок ковзання в дослщжува-них сталях при розвитку процес1в втоми, була застасована методика вим1рювання мшротвер-досп. Вим1рювання виконувалися на р1знш вщ-сташ вщ поверхш руйнування зразка тсля цик-л1чного навантаження. З урахуванням юнування лшшного характеру залежносп остаточних напружень вщ поверхш руйнування зразка, був зроблений розрахунок номшального напруження в точщ вим1рювання мшротвердосп (И^ ).
Наука та прогрес транспорту. Вкник Дншропетровського нацюнального ушверситету залiзничного транспорту, 2014, № 3 (51)
Розрахунок виконували за сшввщношенням:
f(а, N), (3)
де c1 - розраховаш напруження в точщ вим>
рювання Нм зразка (рис. 4). Характер розпод>
лу мшротвердост вздовж зразка наведено на рис. 5. Анатз залежносп вказуе на юнування декшькох дшянок, з екстремальною змшою Нм . При цьому, в м1ру вщдалення вщ поверхш
руйнування, р1зниця м1ж максимальними (E, C, A) i вщповщними мшмальними (F, D, B) зна-ченнями мiкротвердостi зменшуеться. Наведенi результати слщ розглядати як пiдтвердження рiзного ступеня накопичення обернених (суб-мшротрщин) i необернених (мiкротрiщин) ушкоджень металу, залежно вiд вiдстанi поверхш руйнування.
Нм ,кг/мм2
х 0,1 мм
Рис. 5. Залежнiсть Нц вiд ввдстан noBepxHi руйнування для зразка сталi II
Fig. 5. Dependence Нц on the distance from the fracture surface of the steel specimen II
Так, при амплггудах циклу 270-280 МПа (за даними рис. 2, б, вщповщно т. B1), досягаються умови накопичення дефектов кристатчно! бу-дови (в першу чергу дислокацш) до максимально припустимо! межi [13, 15]. Незначш пере-бшьшення указанного значення ддачих напру-жень, призводять до початку надм1рного зрос-тання кшькосто виникаючих дефектов, що
сприяе в свою чергу досягнення ефекту змщ-няння (т. А, рис. 5).
З шшого боку, перемiщення дислокацш по кристалографiчних системах ковзання, що роз-ташовуються пiд визначеним кутом мiж собою, буде призводити до взаемного гальмування i, як наслiдок, до зародження субмшротрщини [6, 8]. В результат такого процесу наступнi вихо-ди дислокацш на внутршню поверхню сформовано! субмшротрщини можуть розглядатися як акти ашгшяци. Необернений за сво!м характером процес виходу дислокацш на вшьну по-верхню [7] супроводжуеться прогресуючим зниженням густини накопичених дислокацiй i цiлком зрозумшим ефектом пом'якшення металу (т. В, рис. 5).
Бшьше цього, з анатзу характеру розподiлу мшротвердосто можна визначати iнтервали зм> ни амплтоуди циклiчного навантаження, за якими буде спостер^атися перебiльшення одного процесу над шшим. Дiйсно, якщо для дда-чих напружень в т. В, з координатами ова , NB (рис. 2, б) незначш перебшьшення рiвня aB призведуть до початку формування мшротр> щин (лiнiя A1, B), то умови розвитку процешв змiцнення можуть бути записаш у виглядi: cB <°а <а<а (рис. 5). Перевищення амплтоу-дою навантаження значення oCa призведе до прискореного зростання кшькосп мiкротрiщин, що на кривiй змши мiкротвердостi буде вщпо-вiдати умовам розвитку процешв пом'якшення металу.
Таким чином, стае зрозумшим за рахунок яких процешв при циклiчному навантаженш вiдбуваеться формування в мiкрооб'емах металу дшянок з визначеним градiентом внутрiшнiх напружень.
Вважаючи, що максимальний рiвень дiючих напружень повинен досягатися в мшрооб'емах поблизу iз зростаючою магiстральною трщи-ною, баланс мiж процесами змiцнення i пом'якшення може бути вщображений по значеннях мшротвердосто. В мiру наближення до поверхш руйнування, слiд очiкувати зростання внутрь шнi напружень в метат, сформованих при цик-лiчному навантаженш. В дшсносто наведене припущення цшком пiдтверджуеться характером змiни мшротвердосто (рис. 5). Так, для об'емiв металу на вiдстанях 0,8-1 мм, визначе-
Наука та прогрес транспорту. Вкник Дншропетровського нацюнального ушверситету залiзничного транспорту, 2014, № 3 (51)
ний максимум на залежносп Hц (т. Е, рис. 5)
за р1внем значень суттево перебшьшуе мшро-твердють бшьш вщдалених дшянок. З шшого боку, найближчий екстремум на кривш « Hц -
вщстань» (т. D, рис. 5), вщповщае абсолютним мшмальним значенням.
Таким чином, можна однозначно визначити, що найбшьш сприятлив1 умови для зародження осередку руйнування при цикл1чному наванта-женш будуть в тому мющ, де розвиток процешв змщнення i пом'якшення призведе до виник-нення максимального градiенту напружень.
Враховуючи, що градiент внутрiшнiх напружень може характеризуватися рiвнем мшро-твердосп, оцiнимо градiент Hц (M) для рiз-
них об'емiв металу. Для визначення величини M на д^нщ мiж т. E i D, скористаемося ств-вiдношенням:
M =
TjE TTD
H | - H |
lE — lD
(4)
ЯЕ ttD ...
ц , H ц - вiдповiднi значення мшротвердо-
ст для точок Ei D, i вщстаней вiд поверхнi руйнування lE, lD . Пюля постановки вщповщ-них значень характеристик, як входять до ств-вiдношення (4), були вираховаш значення M . Для дшянки E - D, градiент мiкротвердостi склав значення 1 333 МПа/мм. Для бшьш вщ-далених областей вказана характеристика зни-жуеться i дорiвнюе для С - В 126 МПа/мм, а для останньо! дшянки (А - основний метал) лише 40 МПа/мм. Таким чином при циктчному навантаженш вже на етапах, далеких до початку шкубацшного перюду, в мшрооб'емах можна спостертати формування осередкiв з неод-норiдним розташуванням дефектiв кристашчно! будови i, в першу чергу, дислокацш [8, 10]. Враховуючи, що рухомють дислокацiй значною мiрою залежить вiд стану твердого розчину [14], взаемодiя дислокацiй з атомами вуглецю може мати визначений вплив на розвиток про-цешв змiцнення при втомi. Дiйсно, циктчна змiна дiючих напружень в ^CT^i ковзання дислокаци може мати додатковий вплив вщ вигляду силового поля дислокаци [15]. Залежно вiд умов i напрямку !! руху, змша параметрiв асиметри енергеничного бар'еру у бшьшост випадкiв мае непередбачуваний ефект, що вно-
сить додатковi труднощi в прогнозування пове-дiнки металевих матерiалiв при втомi.
Експериментально виявлеш змiни в дисло-кацiйнiй чарунковш структурi холоднокатано! вуглецево! сталi i вiдповiдне !! пом'якшення пiсля декшькох циклiв знакозмiнного згину [9] може розглядатися як яюсне пiдтвердження отриманих результатiв при випробуваннях до-слщжуваних сталей.
При вимiрюваннi мiкротвердостi було ви-значено, що наближення до поверхш руйнування зразка тсля т. Е супроводжуеться моно-тонним зниженням значень Hц (рис. 5).
Порiвняльний аналiз мiкротвердостi для т. F i на вщсташ бiльшiй нiж 40 мм вщ поверхнi руйнування, вказуе на практичне дорiвнювання абсолютних значень. На пiдставi цього, можна вважати, що стан металу на поверхш руйнування за характеристиками мщносп залишаеть-ся незмшним, як до початку циктчного наван-таження. Якщо враховувати, що для початко-вих умов зростання трщини втоми в металi по-близу i'l гирла реалiзуеться об'емно напружений стан, то на визначенш вщсташ можна спостер> гати розвиток процешв змiцнення. На етапах прискореного або неконтрольованого зростання в гирлi трiщини формуеться плоско деформо-ваний стан. На пiдставi цього, тсля завершення формування поверхнi руйнування рiвень напружень, який був необхщним для зростання трiщини, буде сприяти руху дислокацiй у напрямку вшьно! поверхнi (поверхнi руйнування). Щцвищеному рiвню внутрiшнiх напружень буде вщповщати певна накопичена внутршня енергiя металу. З урахуванням спрямування рушшних сил в напрямку зниження накопиче-но! енерги, перемiщення визначено! кiлькостi дислокацiй в напрямку вшьно! поверхш призведе до цшком закономiрного зниження внут-рiшнiх напружень, за рахунок ашгшяци дефекта кристалiчно! будови.
Наукова новизна та практична значимкть
Не залежно вщ етапiв формування осередку руйнування, характер поведшки вуглецевих сталей при втомi визначаеться сшввщношен-ням мiж процесами змiцнення i пом'якшення.
При циктчному навантаженнi виникаюча неоднорiднiсть розподiлу внутршшх наружень
Наука та прогрес транспорту. Вкник Дншропетровського нацюнального ушверситету з&шзничного транспорту, 2014, № 3 (51)
зменшусться залежно ыд в1дстан1 поверхш руйнування.
Анатз процешв внутршньо! перебудови при втом1 дозволив визначити, що вже на ета-пах до початку шкубацшного перюду, в мшро-об'емах металу вже присутш осередки з неод-норщним розташуванням дефектов кристашчно! будови i, в першу чергу, дислокацш.
Збшьшення вмiсту вуглецю вщ 0,65 до 0,70 %, за умов циктчного навантаження вуглецево! стал з стуктурою пластинкового перлтоу, су-проводжуеться збiльшенням межi мщност при втомi приблизно на 40 %.
Збшьшення вмiсту вуглецю в стал приско-рюе перехщ вщ етапу формування обернених ушкоджень внутршньо! будови до необерне-них, що тдтверджуеться зростанням кутового коефiцiента кривих Френча.
Висновки
1. За умов циктчного навантаження для ву-глецевих сталей з пластинковою структурою карбщно! фази збшьшення вмюту вуглецю вщ
0.65.до 0,70 % супроводжуеться зростанням межи мiцностi при втомi на 40 %.
2. Збшьшення вщсташ вiд поверхнi руйну-вання металу супроводжуеться порушенням сшввщношення мiж процесами змiцнення i пом'якшення. При цьому, вплив процесiв дефо-рмацiйного змiцнення зменшуеться, а пом'якшення - зростае.
3. При незмшному структурному сташ вуглецево! стал зростання вмiсту вуглецю супроводжуеться прискоренням розвитку проце-сiв руйнування при циктчному навантаженнi.
СПИСОК ВИКОРИСТАНИХ ДЖЕРЕЛ
1. Бабич, В. К. Деформационное старение стали / В. К. Бабич, Ю. П. Гуль, И. Е. Долженков. - М. : Металлургия, 1972. - 320 с.
2. Бернштейн, М. Л. Механические свойства металлов / М. Л. Бернштейн, В. А. Займовский. -М. : Металлургия, 1979. - 495 с.
3. Вакуленко, I. О. Дослвдження еташв зароджен-ня та зростання трщин при натурному випробуванш на втомлешсть / I. О. Вакуленко, М. А. Грищенко, О. М. Перков // Вюн. Дншропетр. нац. ун-ту зал1зн. трансп. 1м. акад. В. Лазаряна. - Д., 2008. - Вип. 21. - С. 266-268.
4. Вакуленко, I. О. Про взаемозв'язок структур-них перетворень при втом1 вуглецево! стал
з особливостями будови поверхонь руйнування / I. О. Вакуленко // В1сн. Дншропетр. нац. ун-ту зал1зн. трансп. iM. акад. В. Лазаряна. - Д., 2010.
- Вип. 32. - С. 242-245.
5. Иванова, В. С. Ускоренный метод построения линии Френча с применением энергетических критериев усталости / В. С. Иванова, Т. С. Ма-рьяновская, В. Ф. Терентьев // Завод. лаб. -1966. - № 2. - С. 225-228.
6. Коттрелл, А. Х. Дислокации и пластическое течение в кристаллах / А. Х. Коттрелл. - М. : Металлургиздат, 1958. - 255 с.
7. Нотт, Дж. Ф. Основы механики разрушения / Дж. Ф Нотт. - М. : Металлургия, 1978. - 256 с.
8. Серенсен, С. В. Сопротивление материалов усталостному и хрупкому разрушению / С. В. Серенсен. - М. : Атомиздат, 1975. - 192 с.
9. Трощенко, В. Т. Усталость и неупругость металлов / В. Т. Трощенко. - К. : Наукова думка, 1971. - 267 с.
10. Усталость и хрупкость металлических материалов /В. С. Иванова, С. Е. Гуревич, И. М. Коптев и др. - М. : Наука, 1968. - 216 с.
11. Шур, Е. А. Методика определения «живучести» при испытании на циклический изгиб / Е. А. Шур, С. А. Колотушкин // Завод. лаб. -1969. - Т. XXXV, № 6. - С. 728-730.
12. Atkinson, J. D. The Work - hardening of Copper -Silica: IV. The Bauschinger Effect and Plastic Relaxation / J. D. Atkinson, L. M. Brown, W. B. Stobs // Philosophical Magazine. - 1974. -Vol. 30, № 6. - P. 1247-1280.
13. Hollomon, John H. Tensile Deformation / John H. Hollomon // AIME. - 1945. - Vol. 162. -P. 268-290.
14. Holzman, M. Determination of Friction stress in BCC polycristalls / M. Holzman, J. Man // J. of the Iron and Steel Inst. - 1966. - Vol. 204, № 3. -P. 230-234.
15. Li, J. C. M. Consequence of asymmetric energy barriers to dislocation motion / J. C. M. Li // Acta Met. - 1970. - Vol. 18, № 10. - P. 1099-1105.
16. Pickard, S. M. Strain - ageing behavior of fatigued Fe-N-C alloys / S. M. Pickard // Acta Met.
- 1990. - Vol. 38, № 3. - P. 397-401.
17. Vakulenko, I. A. Effect of the morphology and size of iron carbide on the fatigue strength of carbon steels / I. A. Vakulenko, O. N. Perkov // Russian Metallurgy. - 2008. - Vol. 2008, № 3. -Р. 225-228.
Наука та прогрес транспорту. Вкник Днiпропетровського нацiонального унiверситету залiзничного транспорту, 2014, № 3 (51)
И. О. ВАКУЛЕНКО1*, О. Н. ПЕРКОВ2, М. КНАПИНСКИ3, М. БОЛОТОВА4
1 Каф. «Технология материалов», Днепропетровский национального университет железнодорожного транспорта имени академика В. Лазаряна, ул. Лазаряна, 2, Днепропетровск, Украина, 49010, тел. +38 (056) 373 15 56, эл. почта dnuzt_texmat@ukr.net, ОЯСГО 0000-0002-7353-1916
^Институт черной металлургии НАН Украины, площадь Стародубова, 1а, Днепропетровск, Украина, 49050, тел. +38 (056) 776 73 87, эл. почта икг гсЬт @net
3Фак. «Технология обработки материалов и прикладная физика», Ченстоховський технологический университет, ул. Армии Краевой, 19, Ченстохов, Польша, 42-200, тел. +48 34 325 07 90, эл. почта knap@wip.pcz.pl 4Днепропетровский профессиональный железнодорожный лицей, пер. Универсальный, 7а, Днепропетровск, Украина, 49056, тел. +38 (056) 376 43 83, эл. почта dnuzt_texmat@ukr.net, ОЯСГО 0000-0002-7353-1949
ОЦЕНКА НЕОБРАТИМОЙ ПОВРЕЖДАЕМОСТИ ПРИ УСТАЛОСТИ УГЛЕРОДНОЙ СТАЛИ
Цель. В исследовании необходимо осуществить оценку уровня повреждаемости углеродной стали в условиях циклического нагружения. Методика. Материалом для исследования служили фрагменты обода железнодорожного колеса и головки рельса с химическим составом 0,65 % С, 0,67 % Мп, 0,3 % 8^ 0,027 % Р, 0,028 % 8 и 0,7 % С, 0,82 % Мп, 0,56 % 8^ 0,025 % Р, 0,029 % 8 соответственно. Микроструктура исследуемых сталей соответствовала состоянию металла после горячей пластической деформации. Исследования на усталость проводили в условиях симметричного изгиба на испытательной машине типа «Сатурн-10». Строили полные диаграммы Велера и линии, которые отвечают формированию суб- и микротрещин. Анализ распределения внутренних напряжений в металле при циклическом нагружении осуществляли с использованием микротвердомера типа ПМТ-3. Результаты. На основе анализа кривых усталости высокоуглеродистых сталей были определены положения границ, которые разделяют области обратимой и необратимой повреждаемости. В работе показано, что с ростом концентрации углерода в стали, при неизменности структурного состояния, наблюдается повышение предела усталости. Вместе с этим происходит ускорение процессов, которые определяют условия перехода от этапа формирования субмикротрещин к микротрещинам. Исследованиями распределения микротвердости в металле после разрушения подтвержден характер влияния количества углерода на характеристики усталости стали. Научная новизна. Независимо от этапов формирования очага разрушения характер поведения углеродных сталей при усталости определяется соотношением между процессами упрочнения и разупрочнения. При циклическом нагружении возникающая неоднородность распределения внутренних напряжений уменьшается с ростом расстояния от поверхности разрушения. Анализ процессов внутренней перестройки металла при усталостном нагружении позволил определить, что на этапах до начала инкубационного периода в микрообъемах металла уже присутствуют ячейки с неоднородным расположением дефектов кристаллического строения и, в первую очередь, дислокаций. Практическая значимость. Увеличение содержания углерода от 0,65 до 0,70 %, в условиях циклического нагружения стали со структурой пластинчатого перлита, сопровождается увеличением усталостной прочности приблизительно на 40 %. Прирост содержания углерода в стали ускоряет переход от этапа формирования обратимых повреждений внутреннего строения к необратимым, что подтверждается увеличением углового коэффициента кривых Френча.
Ключевые слова: прочность при усталости; углерод; трещина; выносливость; повреждаемость
HayKa Ta nporpec TpaHcnopTy. BicHHK ^mnponeTpoBctKoro Ha^OH&ntHoro ymBepcureTy 3&ri3HHHHoro TpaHcnopTy, 2014, № 3 (51)
I. O. VAKULENKO1*, O. N. PERKOV2, M. KNAPINSKI3, D. M. BOLOTOVA4
1 Dep. «Materials Technology», Dnipropetrovsk National University of Railway Transport named after Academician V. Lazaryan, Lazaryan St., 2, Dnipropetrovsk, Ukraine, 49010, tel. +38 (056) 373 15 56, e-mail dnuzt_texmat@ukr.net, ORCID 0000-0002-7353-1916
2Iron and Steel Institute NAN of Ukraine, Starodubov Sq., 1a, Dnipropetrovsk, Ukraine, 49050, tel. +38 (056) 776 73 87, e-mail ukr.ichm@net
3Fac. «Materials Processing Technology and Applied Physics», Czestochowa University of Technology, Armi Krajowej St., 19, Czestochowa, Poland, 42-200, tel. +48 34 325 07 90, e-mail knap@wip.pcz.pl
4Dnipropetrovsk Professional Railway Lyceum, Universalnyi Lane, 7a, Ukraine, 49056, tel. +38 (056) 376 43 83, e-mail dnuzt_texmat@ukr.net, ORCID 0000-0002-7353-1949
ESTIMATION OF IRREVERSIBLE DAMAGEABILITY AT FATIGUE OF CARBON STEEL
Purpose. Damageability estimation of carbon steel in the conditions of cyclic loading. Methodology. The steel fragments of railway wheel rim and rail head served as material for research with chemical composition 0.65 % C,
0.67.% Mn, 0.3 % Si, 0.027 % P, 0.028 % S h 0.7 % C, 0.82 % Mn, 0.56 % Si, 0.025 % P, 0.029 % S accordingly. The microstructure of tested steels corresponded to the state of metal after a hot plastic deformation. The fatigue research was conducted in the conditions of symmetric bend using the proof-of-concept machine of type «Saturn-10». Full Wohler diagrams and the lines corresponding to forming of sub-and micro cracks were constructed. The distribution analysis of internal stresses in the metal under cyclic loading was carried out using the microhardness tester of PMT-3 type. Findings. On the basis of fatigue curves for high-carbon steels analysis the positions of borders dividing the areas of convertible and irreversible damages were determined. The article shows that with the growth of carbon concentration in the steel at invariability of the structural state an increase of fatigue limit is observed. At the same time the acceleration of processes, which determine transition terms from the stage of forming of submicrocracks to the microcracks occurs. The research of microhardness distribution in the metal after destruction confirmed the nature of carbon amount influence on the carbon steel characteristics. Originality. Regardless on the stages of breakdown site forming the carbon steels behavior at a fatigue is determined by the ration between the processes of strengthening and softening. At a cyclic loading the heterogeneity of internal stresses distribution decreases with the increase of distance from the destruction surface. Analysis of metal internal restructuring processes at fatigue loading made it possible to determine that at the stages prior to incubation period in the metal microvolumes the cells are already exist with inhomogeneous position of crystalline structure defects and, primarily, dislocations. Practical value. Increase of carbon content from 0.65 to 0.7%, in the conditions of cyclic loading of steel with the structure of lamellar pearlite is accompanied by the fatigue durability increase approximately on 40%. The increase of carbon content in steel accelerates transition from the stage of forming the convertible damages of internal structure to irreversible ones that is confirmed by the increase of angular coefficient of French curves.
Keywords: strength at a fatigue; carbon; crack; endurance; damageability
REFERENCES
1. Babich V.K., Gul Yu.P., Dolzhenkov I.Ye. Deformatsionnoye stareniye stali [Strain aging of the steel]. Moscow, Metallurgiya Publ., 1972. 320 p.
2. Bernshteyn M.L., Zaymovskiy V.A. Mekhanicheskiye svoystva metallov [Mechanical properties of metals]. Moscow, Metallurgiya Publ., 1979. 495 p.
3. Vakulenko I.O., Hryshchenko M.A., Perkov O.M. Doslidzhennia etapiv zarodzhennia ta zrostannia trishchyn pry naturnomu vyprobuvanni na vtomlenist [Research of the stages of nucleation and growth of cracks in full-scale tests on fatigue]. Visnyk Dnipropetrovskoho natsionalnoho universytetu zaliznychnoho transportu imeni akademika V. Lazariana [Bulletin of Dnipropetrovsk National University of Railway Transport named after Academician V. Lazaryan], 2008, issue 21, pp. 266-268.
4. Vakulenko I.O. Pro vzaiemozviazok strukturnykh peretvoren pry vtomi vuhletsevoi stali z osoblyvostiamy budovy poverkhon ruinuvannia [On the interrelation of structural transformations with fatigue of carbon steel with structure features of the break surfaces]. Visnyk Dnipropetrovskoho natsionalnoho universytetu zaliznychnoho transportu imeni akademika V. Lazariana [Bulletin of Dnipropetrovsk National University named after Academician V. Lazaryan], 2010, issue 32, pp. 242-245.
Наука та прогрес транспорту. Вкник Дншропетровського нацюнального ушверситету залiзничного транспорту, 2014, № 3 (51)
5. Ivanova V.S., Maryanovskaya T.S., Terentyev V.F. Uskorennyy metod postroyeniya linii Frencha s prime-neniyem energeticheskikh kriteriyev ustalosti [Accelerated method of French line construction using the energy criteria of fatigue]. Zavodskaya laboratoriya -Factory Laboratory, 1966, no. 2, pp. 225-228.
6. Kottrell A.Kh. Dislokatsii i plasticheskoye techeniye v kristallakh [Dislocations and plastic flow in crystals]. Moscow, Metallurgizdat Publ., 1958. 255 p.
7. Nott Dzh. Osnovy mekhaniki razrusheniya [Foundations of the fracture mechanics]. Moscow, Metallurgiya Publ., 1978. 256 p.
8. Serensen S.V. Soprotivleniye materialov ustalostnomu i khrupkomu razrusheniyu [Materials resistance to fatigue and brittle fracture]. Moscow, Atomizdat Publ., 1975.192 p.
9. Troshchenko V.T. Ustalost i neuprugost metallov [Metal fatigue and inelasticity]. Kyiv, Naukova dumka Publ., 1971. 267 p.
10. Ivanova V.S., Gurevich S.Ye., Koptev I.M. Ustalost i khrupkost metallicheskikh materialov [Fatigue and brit-tleness of metallic materials]. Moscow, Nauka Publ., 1968. 216 p.
11. Shur Ye.A., Kolotushkin S.A. Metodika opredeleniya «zhivuchesti» pri ispytanii na tsiklicheskiy izgib. Zavodskaya laboratoriya - Factory Laboratory, 1969, vol. XXXV, no. 6, pp.728-730.
12. Atkinson J.D. The Work - hardening of Copper - Silica: IV. The Bauschinger Effect and Plastic Relaxation. Philosophical Magazine, 1974, vol. 30, no. 6, pp. 1247-1280.
13. Hollomon John H. Tensile Deformation. AIME, 1945, vol. 162, pp. 268-290.
14. Holzman M., Man J. Determination of Friction stress in BCC polycristalls. Journal of the Iron and Steel Institute, 1966, vol. 204, no. 3, pp. 230-234.
15. Li J.C.M. Consequence of asymmetric energy barriers to dislocation motion. Acta Metallurgica, 1970, vol. 18, no. 10, pp. 1099-1105.
16. Pickard S.M. Strain - ageing behavior of fatigued Fe-N-C alloys. Acta Metallurgica, 1990, vol. 38, no. 3, pp. 397-401.
17. Vakulenko I.A., Perkov O.N. Effect of the morphology and size of iron carbide on the fatigue strength of carbon steels. Russian Metallurgy, 2008, no. 3, pp. 225-228.
Стаття рекомендована до публ1кацИ' к.т.н., доц. Л. I. Котовою (Украгна); к.т.н.,
доц. О. О. Чайковським (Украгна)
Поступила до редакцп 10.03.2014
Прийнята до друку 25.04.2014
