Дослідження рівня пошкоджуваності вуглецевої сталі в умовах циклічного навантаження. Стан металу після гарячої деформації. Аналіз розподілу внутрішніх напружень у вуглецевій сталі при циклічному навантаженні. Оцінка необерненої пошкоджуваності металу.
При низкой оригинальности работы "Оцінка необерненої пошкоджуваності при втомі вуглецевої сталі", Вы можете повысить уникальность этой работы до 80-100%
Наука та прогрес транспорту. Вісник Дніпропетровського національного університету залізничного транспорту, 2014, № 3 (51) «Технологія матеріалів», Дніпропетровський національний університет залізничного транспорту імені академіка В. Лазаряна, 2, Дніпропетровськ, Україна, 49010, тел. 2Інститут чорної металургії НАН України, площа Стародубова, 1а, Дніпропетровськ, Україна, 49050, тел.У дослідженні необхідно здійснити оцінку рівня ушкоджуваності вуглецевої сталі в умовах циклічного навантаження. Дослідження на втому проводили в умовах симетричного згину на випробувальній машині типу «Сатурн-10». Аналіз розподілу внутрішніх напружень у металі при циклічному навантаженні проводили з використанням мікротвердоміра типу ПМТ-3. Результати. У роботі показано, що з ростом концентрації вуглецю в сталі, за умов незмінності її структурного стану, спостерігається підвищення межі втоми. Дослідженнями розподілу мікротвердості в металі після руйнування при втомі підтверджено характер впливу кількості вуглецю в сталі.Так в роботах [4, 10] показано, що збільшення кількості циклів навантаження супроводжується неодмінним зниженням опору зростанню магістральної тріщини. Зумовлене це тим, що загальмовані дислокації сприяють формуванню субмікротріщин, які в свою чергу виконують функції концентраторів напружень. Як матеріал для досліджень були використані сталі фрагментів ободу залізничного колеса і голівки рейки з хімічним складом 0,65 % С, 0,67 % Mn, 0,3 % Si, 0,027 % P (сталь І), 0,028 % S та 0,7 % C, 0,82 % Mn, 0,56 % Si, 0,025 % P, 0,029 % S (сталь ІІ) відповідно. Попередньо будувалися повні діаграми Велера та лінії за методиками [2, 5], що відповідали формуванню суб-та мікротріщин. Аналіз розподілу внутрішніх напружень в металі при циклічному навантаженні виконували з використанням мікротвердоміра типу ПМТ-3.Так, величина ? характеризує напруження, яке повинно бути досягнуте для розриву міжатомних звязків в металі. а - a де ?-1 - межа міцності при втомі (максимальне значення амплітуди циклічного навантаження при досягненні умов необмеженої витривалості), ?к - деяке критичне значення амплітуди циклу. ц Таким чином слід вважати, що величина ? визначає різницю: наскільки повинна амплітуда навантаження перебільшувати межу міцності при втомі, що б за декілька циклів були досяг-нені умови необерненого порушення суцільності в мікрообємі металевого матеріалу. Так, межа міцності при втомі для сталі І (0,65 % С) склала значення 200 МПА, а для сталі ІІ (0,7 % C) - 340 МПА. Порівняно зі сталлю І, наведена характеристика (для сталі ІІ) склала значення приблизно на 40 % вище (380 МПА). ц а - a Мікроструктурними дослідженнями для низьковуглецевої сталі визначено, що для межі переходу від оберненої до необерненої ушкоджуваності (від стадії ІІ до ІІІ за схемою рис. Для сталі І зазначена характеристика склала значення 5,5·10-5, в той час як для сталі з підвищеним вмістом вуглецю - 6,1·10-5 МПА/цикл. ммЗа умов циклічного навантаження для вуглецевих сталей з пластинковою структурою карбідної фази збільшення вмісту вуглецю від 0,65 до 0,70 % супроводжується зростанням межи міцності при втомі на 40 %.
Вывод
В процесі циклічного навантаження енегрія, яка необхідна для формування осередку руйнування, визначається дією декількох чинників [11]. Але тільки дві складові мають виключне значення. Перша складова забезпечує досягнення критичного значення викривлень кристалічної решітки в локальних мікрообємах металу. Друга - визначає рівень діючих напружень для розриву міжатомних звязків в металевому кристалі.
На рис. 2 зображені діаграми циклічного на-ванатаження досліджуваних сталей. Відповідно до графічного зображення кривих циклічного навантаження (рис. 1), для досліджуваних сталей визначали характеристики ? і ?. Так, величина ? характеризує напруження, яке повинно бути досягнуте для розриву міжатомних звязків в металі. а - a де ??1 - межа міцності при втомі (максимальне значення амплітуди циклічного навантаження при досягненні умов необмеженої витривалості), ?к - деяке критичне значення амплітуди циклу. ц
Наведену характеристику слід розглядати як величину обмеженої витривалості, з відповідним значенням кількості циклів до руйнування зразка ( Nk ).
Таким чином слід вважати, що величина ? визначає різницю: наскільки повинна амплітуда навантаження перебільшувати межу міцності при втомі, що б за декілька циклів були досяг-нені умови необерненого порушення суцільності в мікрообємі металевого матеріалу.
Друга величина ? (рис. 1) також характеризує напруження, але яке необхідне для досягнення критичного значення викривлень кристалічної решітки в локальних мікрообємах металу. Наведена характеристика оцінюється через залежність:
? = ??1 ??е , (2) ц ц б - b
Рис. 2. Діаграми циклічного навантаження сталей І (а) і ІІ (б). Лінії: ABC - крива Велера, A BC - формування
1 1 1 субмікротріщин, A BC - формування мікротріщин.
1
Fig. 2. Cyclic loading diagram of the steels І (а) and ІІ (b). Lines: ABC - is a Wehler curve, A BC - is a submicrocracks
1 1 1 formation, A BC - is a micricracks formation.
1
Наведена характеристика оцінюється за співвідношенням: ? = ?к ???1 , (1) ц де ?е - амплітуда циклічного навантаження за умов відсутності пластичної складової в деформації за цикл. За співвідношенням (2) величина ? показує, наскільки необхідно підвищити амплітуду навантаження, щоб досягти критичного значення викривлень кристалічної решітки.
В ході виконаних досліджень зясовано, що в процесі циклічного навантаження вже при амплітуді, яка дорівнює ??1 , у визначеній кількості мікрообємів, після Nk циклів досягаються умови початку руйнування металу [5, 11].
Під час випробувань виявлено, що напруження ? і ? для більшості вуглецевих, низько- та складно-легованих сталей є приблизно однакового рівня і складають значення 85 і 65 МПА відповідно [10].
Для аналізу діаграм циклічного навантаження досліджуваних сталей (рис. 2) були використані відповідні значення величин ? і ?.
Так, межа міцності при втомі для сталі І (0,65 % С) склала значення 200 МПА, а для сталі ІІ (0,7 % C) - 340 МПА. З урахуванням величин ? і ?, були побудовані відповідні криві A , B , C1 та визна-
Наука та прогрес транспорту. Вісник Дніпропетровського національного університету залізничного транспорту, 2014, № 3 (51)
МАТЕРІАЛОЗНАВСТВО
сталі І і 3?105 циклів для сталі ІІ. Таким чином, збільшення концентрації вуглецю лише на 0,05 %, при практично незмінному структурному стані металу, призвело до зниження величини Nk приблизно на 25 %. З іншого боку, для сталі ІІ суттєво підвищилася величина ?к . Порівняно зі сталлю І, наведена характеристика (для сталі ІІ) склала значення приблизно на 40 % вище (380 МПА). ц а - a Мікроструктурними дослідженнями для низьковуглецевої сталі визначено, що для межі переходу від оберненої до необерненої ушкоджуваності (від стадії ІІ до ІІІ за схемою рис. 1), характерною ознакою є виникнення, в межах окремих зерен структурно вільного фериту, грубих стрічок ковзання [8, 17]. З урахуванням дуже малої обємної частки структурно вільного фериту і достатньо дисперсної структури перліту в досліджуваних сталях (рис. 3), виявити такі стрічки ковзання з аналізу мікроструктури достатньо складно [16, 17]. Дійсно, якщо аналогічні стрічки ковзання виникають при розвитку процесів втоми у високовуглецевих сталях, їх існування може бути виявлено по формуванням немонотонностей в розподілі характеристик міцності в мікро-обємах металу [8]. ?1 , МПА
б - b
Рис. 3. Мікроструктура сталі І (а) і сталі ІІ (б). Збільшення 800
Fig. 3. Microstructure of steel І (a) and ІІ (b). Increase 800
Однак, не зважаючи на більш високе критичне значення напруження циклу (?к ), збіль- ц шення кількості вуглецю в сталі повинно прискорювати перехід від однієї області розвитку процесів втоми до іншої (від стадії формування субмікротріщин до мікротріщин). Дійсно оцінка тангенса кута нахилу кривих Френча підтверджує наведене положення. Для сталі І зазначена характеристика склала значення 5,5·10-5, в той час як для сталі з підвищеним вмістом вуглецю - 6,1·10-5 МПА/цикл. мм
Рис. 4. Критичні значення ?1 залежно від відстані поверхні руйнування (максимальні - ? і мінімальні - ^)
Fig. 4. Critical values ?1 depending on the distance from fracture surface
(maximum - ? and minimal - ^).
З метою визначення підтверджень про існування вказаних стрічок ковзання в досліджуваних сталях при розвитку процесів втоми, була застасована методика вимірювання мікротвердості. Вимірювання виконувалися на різній відстані від поверхні руйнування зразка після циклічного навантаження. З урахуванням існування лінійного характеру залежності остаточних напружень від поверхні руйнування зразка, був зроблений розрахунок номінального напруження в точці вимірювання мікротвердості ( H? ).
Наука та прогрес транспорту. Вісник Дніпропетровського національного університету залізничного транспорту, 2014, № 3 (51)
МАТЕРІАЛОЗНАВСТВО
Розрахунок виконували за співвідношенням: H? = f (?1 N) , (3) де ?1 - розраховані напруження в точці вимірювання H? зразка (рис. 4). Характер розподілу мікротвердості вздовж зразка наведено на рис. 5. Аналіз залежності вказує на існування декількох ділянок, з екстремальною зміною H? . При цьому, в міру віддалення від поверхні руйнування, різниця між максимальними (E, C, A) і відповідними мінімальними (F, D, B) значеннями мікротвердості зменшується. Наведені результати слід розглядати як підтвердження різного ступеня накопичення обернених (субмікротріщин) і необернених (мікротріщин) ушкоджень металу, залежно від відстані поверхні руйнування.
H? ,кг/мм2 сприяє в свою чергу досягнення ефекту зміц-няння (т. А, рис. 5).
З іншого боку, переміщення дислокацій по кристалографічних системах ковзання, що розташовуються під визначеним кутом між собою, буде призводити до взаємного гальмування і, як наслідок, до зародження субмікротріщини [6, 8]. В результаті такого процесу наступні виходи дислокацій на внутрішню поверхню сформованої субмікротріщини можуть розглядатися як акти анігіляції. Необернений за своїм характером процес виходу дислокацій на вільну поверхню [7] супроводжується прогресуючим зниженням густини накопичених дислокацій і цілком зрозумілим ефектом помякшення металу (т. В, рис. 5).
Більше цього, з аналізу характеру розподілу мікротвердості можна визначати інтервали зміни амплітуди циклічного навантаження, за якими буде спостерігатися перебільшення одного процесу над іншим. Дійсно, якщо для діючих напружень в т. В, з координатами ?a , NB
B
(рис. 2, б) незначні перебільшення рівня ?a призведуть до початку формування мікротріщин (лінія A , B ), то умови розвитку процесів
B
1 зміцнення можуть бути записані у вигляді: ?a < ?a < ?a (рис. 5). Перевищення ампліту-
B C
C
? 0,1 мм
Рис. 5. Залежність H? від відстані поверхні руйнування для зразка сталі ІІ
Fig. 5. Dependence H? on the distance from the fracture surface of the steel specimen II
Так, при амплітудах циклу 270-280 МПА (за даними рис. 2, б, відповідно т. B1), досягаються умови накопичення дефектів кристалічної будови (в першу чергу дислокацій) до максимально припустимої межі [13, 15]. Незначні перебільшення указанного значення діючих напружень, призводять до початку надмірного зростання кількості виникаючих дефектів, що дою навантаження значення ?a призведе до прискореного зростання кількості мікротріщин, що на кривій зміни мікротвердості буде відповідати умовам розвитку процесів помякшення металу.
Таким чином, стає зрозумілим за рахунок яких процесів при циклічному навантаженні відбувається формування в мікрообємах металу ділянок з визначеним градієнтом внутрішніх напружень.
Вважаючи, що максимальний рівень діючих напружень повинен досягатися в мікрообємах поблизу із зростаючою магістральною тріщиною, баланс між процесами зміцнення і помяк-шення може бути відображений по значеннях мікротвердості. В міру наближення до поверхні руйнування, слід очікувати зростання внутрішні напружень в металі, сформованих при циклічному навантаженні. В дійсності наведене припущення цілком підтверджується характером зміни мікротвердості (рис. 5). Так, для обємів металу на відстанях 0,8-1 мм, визначе-
Наука та прогрес транспорту. Вісник Дніпропетровського національного університету залізничного транспорту, 2014, № 3 (51)
МАТЕРІАЛОЗНАВСТВО
ний максимум на залежності H? (т. Е, рис. 5) за рівнем значень суттєво перебільшує мікротвердість більш віддалених ділянок. З іншого боку, найближчий екстремум на кривій «H? - відстань» (т. D, рис. 5), відповідає абсолютним мінімальним значенням.
Таким чином, можна однозначно визначити, що найбільш сприятливі умови для зародження осередку руйнування при циклічному навантаженні будуть в тому місці, де розвиток процесів зміцнення і помякшення призведе до виникнення максимального градієнту напружень.
Враховуючи, що градієнт внутрішніх напружень може характеризуватися рівнем мікротвердості, оцінимо градієнт H? (M ) для різних обємів металу. Для визначення величини M на ділянці між т. E і D, скористаємося співвідношенням: M = HE ? HD , (4) E D ? ? l ?l де HE , HD - відповідні значення мікротвердо- ? ? сті для точок E і D, і відстаней від поверхні руйнування LE , LD . Після підстановки відповідних значень характеристик, які входять до співвідношення (4), були вираховані значення M . Для ділянки E - D, градієнт мікротвердості склав значення 1 333 МПА/мм. Для більш віддалених областей вказана характеристика знижується і дорівнює для С - В 126 МПА/мм, а для останньої ділянки (А - основний метал) лише 40 МПА/мм. Таким чином при циклічному навантаженні вже на етапах, далеких до початку інкубаційного періоду, в мікрообємах можна спостерігати формування осередків з неоднорідним розташуванням дефектів кристалічної будови і, в першу чергу, дислокацій [8, 10]. Враховуючи, що рухомість дислокацій значною мірою залежить від стану твердого розчину [14], взаємодія дислокацій з атомами вуглецю може мати визначений вплив на розвиток процесів зміцнення при втомі. Дійсно, циклічна зміна діючих напружень в системі ковзання дислокації може мати додатковий вплив від вигляду силового поля дислокації [15]. Залежно від умов і напрямку її руху, зміна параметрів асиметрії енергеничного барєру у більшості випадків має непередбачуваний ефект, що вносить додаткові труднощі в прогнозування поведінки металевих матеріалів при втомі.
Експериментально виявлені зміни в дислокаційній чарунковій структурі холоднокатаної вуглецевої сталі і відповідне її помякшення після декількох циклів знакозмінного згину [9] може розглядатися як якісне підтвердження отриманих результатів при випробуваннях досліджуваних сталей.
При вимірюванні мікротвердості було визначено, що наближення до поверхні руйнування зразка після т. Е супроводжується моно-тонним зниженням значень H? (рис. 5).
Порівняльний аналіз мікротвердості для т. F і на відстані більшій ніж 40 мм від поверхні руйнування, вказує на практичне дорівнювання абсолютних значень. На підставі цього, можна вважати, що стан металу на поверхні руйнування за характеристиками міцності залишається незмінним, як до початку циклічного навантаження. Якщо враховувати, що для початкових умов зростання тріщини втоми в металі поблизу її гирла реалізується обємно напружений стан, то на визначеній відстані можна спостерігати розвиток процесів зміцнення. На етапах прискореного або неконтрольованого зростання в гирлі тріщини формується плоско деформований стан. На підставі цього, після завершення формування поверхні руйнування рівень напружень, який був необхідним для зростання тріщини, буде сприяти руху дислокацій у напрямку вільної поверхні (поверхні руйнування). Підвищеному рівню внутрішніх напружень буде відповідати певна накопичена внутрішня енергія металу. З урахуванням спрямування рушійних сил в напрямку зниження накопиченої енергії, переміщення визначеної кількості дислокацій в напрямку вільної поверхні призведе до цілком закономірного зниження внутрішніх напружень, за рахунок анігіляції дефектів кристалічної будови.
Наукова новизна та практична значимість
Не залежно від етапів формування осередку руйнування, характер поведінки вуглецевих сталей при втомі визначається співвідношенням між процесами зміцнення і помякшення.
При циклічному навантаженні виникаюча неоднорідність розподілу внутрішніх наружень
Наука та прогрес транспорту. Вісник Дніпропетровського національного університету залізничного транспорту, 2014, № 3 (51)
МАТЕРІАЛОЗНАВСТВО
зменшується залежно від відстані поверхні руйнування.
Аналіз процесів внутрішньої перебудови при втомі дозволив визначити, що вже на етапах до початку інкубаційного періоду, в мікро-обємах металу вже присутні осередки з неоднорідним розташуванням дефектів кристалічної будови і, в першу чергу, дислокацій.
Збільшення вмісту вуглецю від 0,65 до 0,70 %, за умов циклічного навантаження вуглецевої сталі з стуктурою пластинкового перліту, супроводжується збільшенням межі міцності при втомі приблизно на 40 %.
Збільшення вмісту вуглецю в сталі прискорює перехід від етапу формування обернених ушкоджень внутрішньої будови до необернених, що підтверджується зростанням кутового коефіцієнта кривих Френча.1. За умов циклічного навантаження для вуглецевих сталей з пластинковою структурою карбідної фази збільшення вмісту вуглецю від 0,65 до 0,70 % супроводжується зростанням межи міцності при втомі на 40 %.
2. Збільшення відстані від поверхні руйнування металу супроводжується порушенням співвідношення між процесами зміцнення і помякшення. При цьому, вплив процесів деформаційного зміцнення зменшується, а помяк-шення - зростає.
3. При незмінному структурному стані вуглецевої сталі зростання вмісту вуглецю супроводжується прискоренням розвитку процесів руйнування при циклічному навантаженні.
Список литературы
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, І. О. Дослідження етапів зародження та зростання тріщин при натурному випробуванні на втомленість / І. О. Вакуленко, М. А. Грищенко, О. М. Перков // Вісн. Дніпропетр. нац. ун-ту залізн. трансп. ім. акад. В. Лазаряна. - Д., 2008. - Вип. 21. - С. 266-268.
4. Вакуленко, І. О. Про взаємозвязок структурних перетворень при втомі вуглецевої сталі з особливостями будови поверхонь руйнування / І. О. Вакуленко // Вісн. Дніпропетр. нац. ун-ту залізн. трансп. ім. 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. Марьяновская, 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. Вісник Дніпропетровського національного університету залізничного транспорту, 2014, № 3 (51)
МАТЕРІАЛОЗНАВСТВО
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, ORCID 0000-0002-7353-1916
2Институт черной металлургии НАН Украины, площадь Стародубова, 1а, Днепропетровск, Украина, 49050, тел. 38 (056) 776 73 87, эл. почта ukr ichm @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, ORCID 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 % Mn, 0,3 % Si, 0,027 % P, 0,028 % S и 0,7 % C, 0,82 % Mn, 0,56 % Si, 0,025 % P, 0,029 % S 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
Наука та прогрес транспорту. Вісник Дніпропетровського національного університету залізничного транспорту, 2014, № 3 (51)
МАТЕРІАЛОЗНАВСТВО
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., 1а, 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
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 % С, 0.67 % Mn, 0.3 % Si, 0.027 % P, 0.028 % S и 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 micro-volumes 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. Вісник Дніпропетровського національного університету залізничного транспорту, 2014, № 3 (51)
МАТЕРІАЛОЗНАВСТВО
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 brittleness of metallic materials]. Moscow, Nauka Publ., 1968. 216 p.
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 публікації к.т.н., доц. Л. І. Котовою (Україна); к.т.н., доц. О. О. Чайковським (Україна)
Поступила до редакції 10.03.2014 Прийнята до друку 25.04.2014
