Page 79 - Zmist-n3-2015-new

вищенням температури до 800°С вже переважає її на 42%. Незначне збільшення
відносного видовження для ГС починається при 700°С, до цього моменту вплив
температури на цю характеристику відсутній. Загалом відносне видовження
зросло у 4,5–7,8 рази для колісних сталей і лише у 1,3 рази – для ГС. Така зміна
механічних властивостей обумовлена, в першу чергу, різним вмістом вуглецю в
колісних сталях (0,58…0,65%), а також зміщенням діаграми стану залізовуглеце-
вих сплавів вгору та вліво для ГС (рис. 2), що визначає нижчу температуру аусте-
нітизації для високоміцної сталі марки Т та вищу для ГС порівняно зі середньо-
міцною. Стрімкіше зростання пластичності сталі марки Т, починаючи з темпера-
тури 500°С, може спричинити її структурно-фазовий стан. Саме до температур
відпуску 500…550°С у цій сталі, мікролегованій ванадієм, відбувається диспер-
сійне зміцнення, вплив якого за вищих температур зникає [10], що сприятиме її
пластифікації.

Рис. 2. Схематичне подання діаграми
стану сплавів Fe–C:
суцільні лінії – вуглецеві сталі;
штрихові – графітизовані.
Fig. 2. Scheme of the Fe–C alloys state:
solid lines – carbon steels;
dashed – graphitized.

Отримані температурні залежності механічних характеристик свідчать, що
за екстрених гальмувань, коли в зоні контакту суттєво підвищується температура
(до 920°С [11]) матеріалу, сталі коліс типу КП-Т та КП-2 [7] забезпечують спри-
ятливіші умови для утворення дефектів типу повзун на поверхні кочення, ніж
графітизовані.
Низькотемпературна циклічна тріщиностійкість. Роботоздатність заліз-
ничних коліс, які експлуатують в умовах низьких кліматичних температур, ви-
значається схильністю сталей до низькотемпературного окрихчення [12]. Існують
три основні типи зміщення низькотемпературних діаграм швидкостей росту
втомної макротріщини, за якими оцінюють цю схильність конструкційних мате-
ріалів та їх зварних з’єднань [13]. Для холодостійких матеріалів властивий тип І
зміщення діаграми, коли в усьому діапазоні зміни DK (від DK th до DK fc) швидкість
росту втомної макротріщини, коли задана низька температура, завжди менша по-
рівняно з нормальною, що й виявили для ГС (рис. 3c). Для колісних сталей вста-
новлено властивий вуглецевим сталям [13] тип ІІ зміщення діаграми, коли за
низьких розмахів DK низькотемпературна циклічна тріщиностійкість вища, ніж
за нормальної температури, але за високих розмахів DK, навпаки, суттєво падає
(рис. 3а, b). Отже, за низьких кліматичних температур ГС не чутлива до низько-
температурного окрихчення, на відміну від відомих колісних сталей, де з пони-
женням температури погіршується їх циклічна в’язкість руйнування DK fc (рис. 3).
Мікрофрактографічний аналіз виявив, що в усіх сталях за низьких і середніх
розмахів DK механізм низькотемпературного втомного руйнування достатньо
енергоємний, у зламі переважають деформаційні гребені внаслідок в’язкого руй-
нування окремих мікрооб’ємів сталей (рис. 4а–c). При цьому для високоміцної
сталі зафіксовано збільшення кількості череззеренних відкольних фасеток (рис. 4а)
проти середньоміцної (рис. 4b) та графітизованої (рис. 4c). За високих розмахів
DK відкольні фасетки домінують у низькотемпературних зламах усіх сталей
(рис. 4d–f). Характер їх руйнування практично однаковий, а отриманий рівень

78