Page 14 - Міністерство освіти і науки України

12

контактних напружень і марки сталі. Зі зниженням вмісту вуглецю в сталі
зменшується зона мартенситного перетворення внаслідок росту температури
аустенізації сталі.
Встановлені особливості мікроструктури відображаються на циклічній
тріщиностійкості сталей. Порівняно з вихідним станом, після гальмування у повітрі
в сталі марки 2 за відсутності мартенситного перетворення швидкість росту втомної
тріщини знижується практично в усьому діапазоні зміни K, при цьому значно

зростає поріг втоми K і не змінюється циклічна в’язкість руйнування K (рис.
th
fc
6а). Це характерно для сталей після наклепу, коли його вплив тим сильніший, що
нижча міцність сталі. Для сталі марки Т зафіксували мартенситне перетворення в
зоні контакту і маємо зміну циклічної тріщиностійкості також типову для
високоміцних сталей у різному структурному стані: значення K майже не
th
змінюється, зате суттєво знижується значення K (рис. 6б). Після гальмування з
fc
повітряно-водяним обдувом, коли інтенсифікується мартенситне перетворення в
обох сталях, діаграми циклічної тріщиностійкості зсуваються вліво. Порівняння
отриманих закономірностей для сталей коліс КП-2 і коліс КП-Т однозначно показує,
що негативні наслідки впливу термосилових чинників під час гальмування значно
більші для сталі марки Т, де вміст вуглецю вищий порівняно зі сталлю марки 2.
Циклічна тріщиностійкість сталі марки Т після гальмування стає навіть нижчою, ніж
за впливу низьких температур.

Рис. 6. Діаграми
швидкостей росту втомної
макротріщини в сталях
марки 2 (а) і Т (б) у
вихідному стані (1), після
модельного гальмування у
повітрі (2) і з повітряно-
водяним обдувом (3).

Мікрофрактографічні дослідження показали, що порівняно з вихідним станом,
після гальмування, особливо з повітряно-водяним охолодженням, різко змінюється
механізм росту втомної тріщини в обох сталях: від квазів’язкого череззеренного до
змішаного ямкового і міжзеренного в сталі марки 2 (рис. 7а) та переважно
низькоенергоємного відкольного міжзеренного руйнування в сталі марки Т (рис.
7б). Виявлена зміна мікромеханізму руйнування і характеристик циклічної
тріщиностійкості досліджуваних сталей спричинена сукупним впливом
трансформації їх вихідної мікроструктури, а також залишкових напружень ІІ роду,

які зумовлені технологічними режимами під час виробництва коліс та
термосиловими чинниками за гальмування. Рентгеноструктурний аналіз показав, що
вищевказаний вплив відобразився на зміні міжплощинної віддалі d в кристалічних
ґратках сталей (для лінії (220)) і, відповідно, на залишкових напруженнях ІІ роду.
Зниження циклічної в’язкості руйнування K обох сталей пов’язане зі зменшенням
fc