Page 116 - Zmist-n4-2015
P. 116
для отримання необхідної пластичності металу. Таку ж технологію застосовують
під час виготовлення зварних виробів із високоміцних сталей зі спеціальними
властивостями [7, 8]. Тому спосіб відновлення залізничного колеса передбачає
попередній підігрів ободу до 150°С та уповільнене охолодження колеса після
наплавлення в термокамері [4].
Мета цього дослідження – вивчити вплив режимів уповільненого охоло-
дження в інтервалі температур початку і кінця мартенситного перетворення на
структуру та опірність ЗТВ наплавленого колеса крихкому руйнуванню під дією
зовнішнього навантаження.
Матеріал і методики випроб. Досліджували термооброблені зразки конст-
рукційної сталі 65Г (0,65 mass.% С; 0,19 Si; 0,91 Mn; 0,18 Ni; 0,16 Cr; 0,017 S;
0,010 mass.% P), яка за хімічним складом і властивостями близька до вищевказа-
них високоміцних колісних сталей. Її термообробку виконували згідно з термоде-
формаційним циклом дугового наплавлення (1250°С, швидкість нагріву 180°С/s,
швидкість охолодження в інтервалі 600…500°С W 6/5 = 6°С/s). За досягнення пев-
ної температури охолодження зразки поміщали в піч для витримки впродовж
встановленого часу. Температуру витримки змінювали в діапазоні 50…200°С
упродовж 1…4 h.
Підготовлені зразки піддавали статичному розтягу та удару згідно з ГОСТ 1497
та ГОСТ 9454. Опір руйнуванню за циклічного навантаження оцінювали за діаг-
рамами швидкостей росту втомної тріщини (залежностями da/dN–DK), керуючись
стандартною методикою [9] випробування компактних (СТ) зразків базового
розміру 40 mm і товщиною 8 mm за частоти 10…15 Hz і коефіцієнта асиметрії
циклу навантаження R = 0,1. Характеристиками циклічної тріщиностійкості (ЦТ)
-
матеріалів вибрали поріг втоми DK th = KD 10 10 та циклічну в’язкість руйнування
-
DK fc = KD 10 5 – розмахи коефіцієнта інтенсивності напружень (КІН) за швидкості
–10 –5
росту тріщини da/dN = 10 і 10 m/cycle відповідно. В окремих випадках зна-
чення DK fc рівне розмаху КІН за спонтанного росту тріщини.
Структурно-фазові зміни, тонку структуру, розподіл і густину дислокацій та
злами зразків досліджували засобами оптичної металографії, растрової (SEМ-515
фірми Philips) та просвічувальної (JEM-200CX фірми JEOL) електронної мікро-
скопії. Далі розрахунковим методом [10, 11], використовуючи встановлені пара-
метри субструктури, визначали локальну деформацію (e loc) в об’ємі рейок струк-
турних складових та структурні напруження ІІ роду (t loc) залежно від умов охо-
лодження металу.
Результати та їх обговорення.
Структура металу за описаної терміч-
ної обробки бейнітно-мартенситна.
Після витримки упродовж 4 h при
100°С вона представлена переважно
нижнім бейнітом, мікротвердість якого
НV 0,1 = 3620…3860 МРа, та мартенси-
том (НV 0,1 = 4120…4410 МРа). Об’єм-
на частка верхнього бейніту з мікро-
твердістю 3030…3210 МPа не пере-
вищує 10% (рис. 1). Виявлені також
окремі ділянки перліту (з мікротвер-
Рис. 1. Мікроструктура сталі 65Г
дістю 2570…2710 МРа) та залишково- (W 6/5 = 6°С/s); ×500.
го аустеніту (2700 МPа) загальним
Fig. 1. Microstructure of 65Г steel
об’ємом не більше 2%. Суттєвих змін
(W 6/5 = 6°С/s); ×500.
115