Вступ
Для виготовлення коліс вантажних вагонів сьогодні в Україні використовується колісна сталь марки 2, вміст вуглецю в якій складає 0,55−0,65 %. Колеса з такої сталі мають достатньо високу надійність при експлуатації. Рівень навантаження на вісь колісної пари вантажних вагонів при експлуатації на залізничних коліях становить до 23,5 т.
З метою підвищення експлуатаційної міцності і зменшення зносу залізничних коліс сьогодні в Україні розглядаються декілька напрямів створення нових колісних сталей. По-перше, пропонується збільшення вмісту вуглецю в сталі до 0,75 %, як і при виготовленні коліс в ЄС, США та Японії. Це найбільш простий шлях, який не потребує додаткових витрат та зміни технологічного процесу виготовлення залізничних коліс. Другий напрямок, мікролегування існуючої колісної сталі карбо- і нітрідоутворюючими елементами, за рахунок чого можливо забезпечити диспергування структури металу. Це буде сприяти зростанню пластичних властивостей металу колеса при більшому рівні його міцності [1, 3].
Підвищити міцність виробів та знизити вірогідність утворення дефектів на поверхні кочення залізничних коліс можливо також за рахунок отримання бейнітної структури металу. Це третій напрямок. При цьому забезпечуються високі показники механічних властивостей і опірності крихкому руйнуванню металу при збільшенні зносостійкості залізничних коліс. Але при існуючому вмісті вуглецю в колісній сталі марки 2 отримання бейнітної структури металу потребує зміни технологічного процесу при виготовленні залізничних коліс. За кордоном розглядається також можливість застосування коліс, виготовлених зі сталі при зниженому вмісті вуглецю (С ≤ 0,30 %). Формування бейнітної структури металу колеса в цьому випадку досягається при додатковому легуванні сталі нікелем, хромом, молібденом та іншими елементами (разом до 8,0 %) [14, 18].
Всі напрями розробки нових колісних сталей сьогодні активно відпрацьовуються. Але при створенні нових залізничних коліс підвищеної міцності необхідно також передбачати, чи можливо буде їх відновлювати після зносу в умовах вітчизняного виробництва.
В процесі експлуатації колеса зношуються за профілем кочення. Через особливості роботи пари тертя-кочення «колесо-рейка» більш всього схильна до зносу робоча поверхня гребеня колеса. Цей знос пов’язаний з механічним тертям контактуючого металу. Величина зносу залежить від багатьох факторів, пов’язаних з умовами навантаження колісних пар при експлуатації, станом контактуючих поверхонь і геометричних параметрів профілю колеса та рейки, співвідношення їх твердості та ін. На поверхні кочення коліс виникають також дефекти, які мають назву «вищербини». Ці дефекти мають термомеханічний характер, які утворюються при проковзуванні коліс по рейках з формуванням гартівних структур в приповерхневому шарі металу, що в подальшому призводить до його відшарування [2, 4, 6, 9, 13]. При збільшенні вмісту вуглецю в колісній сталі вірогідність утворення «вищербин» різко зростає.
Застосування технології наплавлення при відновленні коліс економічно вигідно. Відновлення наплавленням дозволяє зменшити відходи металу обода при його механічному обточуванні за профілем кочення, а також підвищити зносостійкість колеса за рахунок наплавлення металу з наперед заданими властивостями. Для цього застосовуються способи дугового наплавлення під шаром флюсу дротами суцільного перетину, а також спеціальне зварювальне і допоміжне устаткування. Технології відновлення наплавленням коліс, що зараз застосовуються, не завжди враховують всі чинники, які впливають на надійність відновлених виробів. В результаті, в деяких випадках, при наплавленні утворюються тріщини. Це значно підвищує ризик виникнення аварійних ситуацій в умовах експлуатації і може призвести до суттєвих пошкоджень залізничного транспорту.
Зварюваність високоміцних вуглецевих сталей, до яких відносять і колісні сталі, до сьогодні практично не досліджувалась, про що свідчить відсутність інформації в спеціалізованій літературі. Було прийнято тезу, що вироби з цих сталей не можливо зварювати в звичайних умовах виробництва без уникнення в них тріщин. Винятком є тільки технології відновлення наплавленням виробів, які були розроблені за результатами обмежених експериментів. Тому розробка науково обґрунтованих технологій наплавлення залізничних коліс, які б базувалися на результатах глибоких досліджень впливу дугового зварювання на структурні зміни та властивості металу зони термічного впливу (ЗТВ) колісних сталей залежно від вмісту в них вуглецю, на особливості опірності наплавлень уповільненому і крихкому руйнуванням при статичних та циклічних навантаженнях, є актуальним завданням. Це дозволить суттєво підвищити безпеку руху на залізничному транспорті в умовах зростаючих експлуатаційних навантажень.
Слід також зазначити, що відновлення наплавленням сьогодні дозволено галузевими нормативними документами та застосовується при ремонтах залізничних коліс вантажних вагонів магістрального транспорту, коліс та бандажів транспорту гірничо-збагачувальних та металургійних підприємств, кранових коліс, бандажів трамвайних коліс міського транспорту.
Мета
Метою роботи було встановлення основних закономірностей у формуванні структури і фізико-механічних властивостей колісних сталей при дуговому наплавленні та розроблення технологічних рекомендацій щодо відновлення поверхонь зносу залізничних коліс, які забезпечать підвищення надійності та безпеки руху транспорту в умовах зростаючих експлуатаційних навантажень.
Методика
Для досягнення поставленої мети при виконанні роботи досліджено вплив експлуатаційних навантажень на структурні зміни і властивості металу колеса, вплив дугового наплавлення на структурно-фазовий склад і властивості металу ЗТВ, його опірність крихкому і уповільненому руйнуванням, вплив наплавленого металу на формування напруженого стану наплавлень та їх опірність утворенню тріщин, досліджено зносостійкість відновленого металу при терті-ковзанні пари «колесо-рейка».
Кінетику структурних перетворень в металі ЗТВ досліджували методом імітації термодеформаційного циклу дугового наплавлення. Для цього використовували сучасний дослідний комплекс «Gleeble-3800», оснащений термостатом і високошвидкісним дилатометром [7]. При дослідженнях структурних змін в металі застосовували традиційні методи оптичної, растрової і електронної мікроскопії. Для оцінки міцності, в’язкості руйнування та рівнів внутрішніх напружень в структурі металу ЗТВ використовували новітній розрахунково-аналітичний метод оцінки, розроблений в ІЕЗ ім. Є. О. Патона НАНУ [17]. Цей метод оцінки базується на використанні параметрів структури та субструктури, визначених методами растрової і електронної мікроскопії, при розрахунках властивостей металу.
Опірність утворенню холодних тріщин визначали при випробуваннях зразків з одношаровими наплавленнями за методом Імплант [8]. Опірність металу ЗТВ крихкому руйнуванню оцінювали при трьохточковому вигині модельних зразків з використанням критеріїв механіки руйнування [11]. Попередньо модельні зразки були термооброблені по заданому термодеформаційного циклу дугового наплавлення, і в центральній частині яких була вирощена тріщина втоми глибиною 3 мм. Тріщиностійкість оцінювали при триточковому вигині та при циклічному навантаженні зразків багатошарових зварних з’єднань товщиною 20 мм на спеціалізованому дослідному обладнанні (установка Фрідлянда та УМП-1 відповідно). Опір зносу оцінювали при терті-ковзанні модельних зразків з багатошаровим наплавленням на дослідному обладнанні ІЕЗ ім.Є.О. Патона НАНУ [12].
Як об’єкт досліджень використовували колісну сталь марки 2 (КС2), а також для визначення впливу вмісту вуглецю в сталі – конструкційну сталь 65Г та рейкову сталь М76 такого складу (мас. %):
− КС2: 0,58 С; 0,44 Si; 0,77 Mn; 0,10 Ni; 0,05 Cr; 0,012 S; 0,011 P;
− 65Г: 0,65 С; 0,19 Si; 0,91 Mn; 0,18 Ni; 0,16 Cr; 0,017 S; 0,010 P;
− М76: 0,74 С; 0,30 Si; 0,80 Mn; 0,10 Ni; 0,15 Cr; 0,012 S; 0,011 P.
Результати
На першому етапі роботи методами оптичної, растрової і електронної мікроскопії, а також розрахунково-аналітичним методом визначено ділянку профілю кочення залізничного колеса, яка зазнає найбільших змін структури металу під дією тривалих експлуатаційних навантажень. Встановлено, що це є зона переходу від поверхні кочення до гребеня колеса (3К, рис.1, а).
Для цієї ділянки характерне підвищення міцності приповерхневого шару металу в 1,5−1,8 разу (від 950 до 1 400−1 700 МПа) при формуванні протяжних смугових структур шириною до 30−70 мкм, наявність розкатаних неметалевих вкраплень довжиною до 160 мкм і сітки тріщин довжиною до 350 мкм (рис. 1, б). Встановлено, що щільність дислокацій в структурі металу підвищується до ρ ≈ 2…4×1011см-2, а критичний коефіцієнт інтенсивності напружень К1С, визначений розрахунковим методом за параметрами структури, знижується в середньому на 50 % (з 30 до 15 МПа·м1/2).
STYLE="border: none; padding: 0in">
Рис.
1. Умовна схема (а)
профілю кочення залізничного колеса
та структура металу (б,×500)
в приповерхневому шарі при
експлуатаційних навантаженнях
Fig. 1.
Conventional diagram (a) of railway wheel rolling profile
and metal structure
(b, × 500) in the surface layer
at operational loads
Отримані результати досліджень дозволили зробити висновок, що перед наплавленням необхідно метал поверхні кочення, прилеглий до гребеня, механічно видаляти на глибину не менше ніж 1,0 мм. А при відновленні металу коліс необхідно забезпечити підвищену опірність крихкому руйнуванню наплавлень особливо в цій зоні. Це може бути реалізовано лише за умови застосування контрольованого термічного циклу. При цьому наплавлення необхідно починати з-під гребеня колеса при горизонтальному положенні колісної пари.
При імітації термодеформаційного циклу наплавлення (комплекс «Gleeble 3800») модельні зразки нагрівали до температури 1 250 °С зі швидкістю 25 °С/с (характерно для умов звичайної термічної обробки) та 210°С/с (умови дугового наплавлення). Час перебування металу при температурах вище Ас3, залежно від умов нагріву і швидкості охолодження, становив t1 = 23−66 с та t1 = 7–10 с відповідно. Швидкість охолодження зразків W6/5 (в діапазоні температур 600−500 °С) змінювалася в межах 2,5−64 °С/с. Використовували також можливість дослідного устаткування охолоджувати зразки при постійному зниженні температури, імітуючи реальні умови при дуговому наплавленні. За результатами досліджень побудовані термокінетичні діаграми перетворення переохолодженого аустеніту в металі ЗТВ сталі КС2 (рис. 2).
Встановлено, що незавершеність процесів гомогенізації аустеніту, внаслідок швидкого нагріву і обмеженого часу перебування металу при температурах вище точки Ас3 при дуговому наплавленні, суттєво впливає на перетворення переохолодженого аустеніту в ЗТВ. При швидкості охолодження 2,5−30 °С/с, яка характерна дуговому наплавленню, в металі ЗТВ формуються виключно гартівні структури. При цьому мінімальна швидкість охолодження W6/5, при якій починається формування мартенситної складової в структурі металу при С = 0,58 %, знижується від 30 °С/с до 8 °С/с, а критична швидкість охолодження W50М, при якій в структурі металу ЗТВ утворюється 50 % мартенситу, становить 20 °С/с. Структура металу ЗТВ залежно від швидкості охолодження наведена на рис. 3, де мартенситна складова подана у вигляді світлих ділянок.
Під впливом термодеформаційного циклу дугового наплавлення змінюється також характер перетворення переохолодженого аустеніту в проміжній області. Утворення нижнього бейніту починається при 12° С/с. Максимальна його кількість (61 %) при 16 °С/с. При збільшенні швидкості охолодження до 25 °С/с об’ємна частка нижнього бейніту знижується до 26 %, а мартенситу збільшується до 71 %. При швидкості охолодження W6/5 < 8°С/с перетворення відбувається в інтервалі 680−560 °С, формується структура верхнього бейніту. Перліт в структурі, на відміну від уповільненого нагріву, не виявлено. Вплив швидкості охолодження W6/5 на зміну структурного складу залежно від умов дії ТДЦН наведено на рис. 4.
Рис.
2. Термокінетичні діаграми
перетворення
переохолодженого аустеніту
в
металі ЗТВ сталі КС2:
а
– t1
= 23-66
с; б
– t1
= 7-10
с
Fig. 2. CCT
diagram for transformation
of supercooled austenite in HAZ
simulated metal of KS2 steel:
a
– t1
= 23-66 s; b
– t1
= 7-10 s
При збільшенні вмісту вуглецю в сталі до 0,65 % утворення мартенситу зміщується на 40°С в область більш низьких температур, а твердість загартованого металу підвищується в 1,4 рази. При цьому мартенсит утворюється вже при 2,0 °С/с. А критична швидкість охолодження W50М зменшується до 7,0 °С/с. Змінюється також характер проміжного бейнітного перетворення. Структура металу переважно верхнього бейніту, яка утворюється в металі ЗТВ сталі з С = 0,58 % при 8,0 °С/с, при збільшенні вмісту вуглецю змінюється на структуру нижнього бейніту, в якій об’ємна частка верхнього бейніту не перевищує 10 %, а твердість загартованого металу підвищується в 1,2 разу.
Рис.
3. Структура металу
ЗТВ сталі КС2
(×320):
а
– W6/5
= 8 °С/с; б
– 16°С/с; в
– 25 °С/с
Fig. 3.
Structure of HAZ metal
of KS2 steel (×320):
a
– W6/5
= 8 °С/s; b
– 16 °С/s; c
– 25 °С/s
Рис.
4. Структурний
склад металу в ЗТВ сталі КС2 (а,
б) та сталі 65Г (в):
а
–
t1
= 23-66 с;
б,
в
– t1
= 7-10 с; 1
– перліт;
2
– бейніт; 3
– мартенсит
Fig. 4.
Structural composition of HAZ metal of KS2
steel (a, b) and 65G steel (c):
a
– t1
= 23-66 s;
b, c
– t1
= 7-10 s;
1
– perlite;
2
– bainite; 3
– martensite
Формування гартівних структур зумовлює підвищені показники міцності і низькі пластичні властивості металу ЗТВ. Тимчасовий опір металу, який зазнав дії ТДЦН, залежно від вмісту вуглецю та швидкості охолодження, становить 940−1280 МПа, границя текучості 600−920 МПа. При збільшенні вмісту вуглецю в сталі показники пластичності при статичному руйнуванні знижуються майже в 3 рази (δ5 від 13,3 до 4,7 %, ψ від 33,3 до 12,6 %). В’язкість загартованого металу при ударі (КСU) при температурі –40°С не перевищує 5,0−8,0 Дж/см2.
Кількісну оцінку опірності утворення холодних тріщин (уповільненому руйнуванню – УР) одношарових наплавлень виконували відповідно до загальновідомого методу Імплант. При випробуваннях використовували зразки Ø 6 мм. За результатами випробувань побудовано діаграму W6/5 = f(C), наведену на рис. 5, яка відображає зміну опірності металу ЗТВ залежно від вмісту вуглецю в сталі.
Рис.
5. Опірність утворенню холодних тріщин
в наплавленні залежно від вмісту
вуглецю в сталі:
1
– область активного розвитку, де
попередити утворення тріщин не можливо
(σКР
< 0,30 σ0,2);
2
– область
підвищеної опірності, де
за певних умов можливо
уникнути
утворення тріщин (σКР
≥ 0,45 σ0,2);
3
– умови наплавлення, де тріщини не
утворюються
навіть при наявності
концентратора
Fig. 5. Resistance
to formation of cold cracks
in
building-up depending on the carbon content of steel:
1
– area of active development where it is not possible
to
prevent the crack formation (σKR
<0.30 σ0.2);
2
– area of high resistance where under certain conditions
it
is possible to prevent the crack formation (σKR
≥ 0.45 σ0.2);
3
– building-up conditions where cracks
do
not form even if there is a concentrator
У ході досліджень встановлено, що при наплавленні на погонній енергії QЗВ ≤ 8,6 кДж/см без попереднього підігріву метал ЗТВ, незалежно від вмісту вуглецю в сталі, має дуже низьку опірність до УР, критичні напруження руйнування становлять σКР = 0,07−0,14 σ0,2. При цьому встановлено також, що рівень опірності УР суттєво залежить від структурного стану металу ЗТВ. Для підвищення опірності уповільненому руйнуванню металу ЗТВ від σКР = 0,07 σ0,2 до σКР ≥ 0,45 σ0,2 необхідно обмежувати швидкість охолодження до W6/5 ≤ 16,0 °С/с для сталі при вмісті вуглецю С < 0,60 %, до W6/5 ≤ 8,0°С/с при С = 0,60−0,65 %, до W6/5 ≤ 5,0°С/с при С ≤0,75%. За таких умов в металі ЗТВ формуються гартівні бейнітно-мартенситні структури, які мають достатньо високу здатність до мікропластичного деформування без утворення мікротріщин.
Якщо проаналізувати результати випробувань, які наведені на рис. 2−5, то можна зробити такий висновок. При формуванні гартівної структури, яка має співвідношення структурних складових на рівні М/Бн > 1, в ЗТВ активно утворюються холодні тріщини. Як показав експеримент, час утворення магістральної тріщини, яка вражає 100 % перерізу металу, становить не більше ніж 5 хвилин. І попередити її утворення в таких умовах наплавлення практично не можливо.
При формуванні гартівної структури, яка має співвідношення структурних складових на рівні М/Бн ≤ 1, в ЗТВ утворення тріщин відбувається протягом 40−50 хвилин. Але попередити їх утворення можливо за рахунок затримки охолодження металу в області температур 100−200 °С при мартенситному перетворенні (Т ≤ ТМн).За таких умов охолодження металу буде сформована структура з мартенситом відпуску.
Вплив погонної енергії наплавлення та температури попереднього підігріву на швидкість охолодження металу та структурно-фазовий склад металу ЗТВ колісної сталі наведено в табл. 1.
Таблиця 1
Структурно-фазовий
склад металу ЗТВ
колісної сталі марки
2 (058 % С)
Table 1
Structural
and phase composition of HAZ metal
of
grade 2 wheel steel (058 %
C)
|
QНАПЛ, кДж/см |
ТПП, °С |
W6/5, °С/с |
Структура ЗТВ |
|
8,6 |
− |
25−30 |
71−74 % М |
|
100 |
12−15 |
12−34 % М |
|
|
150 |
8−10 |
2−9 % М |
|
|
200 |
5−7 |
≥ 95 % Б |
|
|
250 |
3−4 |
≥ 95 % Б |
|
|
11,5 |
− |
15−17 |
34−39 % М |
|
50 |
12−14 |
12−30 % М |
|
|
100 |
6−8 |
≥ 95 % Б |
|
|
15,0 |
− |
10−12 |
9−16 % М |
З наведених даних видно, при однодуговому наплавленні залізничних коліс, виготовлених з колісної сталі марки 2 при вмісті вуглецю 0,58 %, на погонній енергії 11−12 кДж/см, що відповідає режиму – струм 300−350 А, напруга на дузі 32−34 В, швидкість 15−20 м/г, навіть без попереднього підігріву в ЗТВ буде сформована структура металу, в якій можливо попередити утворення холодних тріщин, застосовуючи уповільнене охолодження колеса після наплавлення. При застосуванні попереднього підігріву до 100 °С утворення холодних тріщин в наплавленому колесі практично не можливо.
Але, як показує практика, відновлені колеса, при наплавленні яких застосовується попередній підігрів з температурою 150 °С, іноді зазнають руйнування безпосередньо в цехових умовах ремонту. Для виявлення цих причин утворення тріщин були виконані подальші дослідження, спрямовані на підвищення опірності відновлених коліс крихкому руйнуванню.
Відомо, що стійкість високоміцних сталей проти утворення тріщин під дією навантажень залежить від ступеня його загартованості та наявності дифузійного водню, який переміщується до нещільностей структури та підвищує в ній внутрішні напруження. Багатьма дослідниками відмічається також той факт, що зі збільшенням міцності та ступеня загартованості сталі негативний вплив водню посилюється. Відомо також, що швидкість дифузії водню залежить від хімічного складу та структури металу, а також його температури. Із зростанням температури дифузійні процеси відбуваються більш інтенсивно і при температурі середовища 100°С кількість водню, що виділяється з металу за один і той же час, буде майже на порядок більша ніж при кімнатній температурі.
Особливості крихкого руйнування загартованого металу ЗТВ досліджували за оригінальною методикою з використанням модельних зразків прямокутного перерізу з надрізом по центру, з вершини якого була вирощена тріщина втоми глибиною 3 мм. Зразки навантажували сталим зусиллям при триточковому вигині. Частина зразків випробовувалась у стані після термообробки та вирощування тріщини, а інша частина – додатково наводнювалась електролітичним способом до стану, коли вміст дифузійного водню [Н]диф в них досягав 0,2; 0,5; 1,2 та 1,5 мл/100 г. Критерієм оцінки під час досліджень був критичний коефіцієнт інтенсивності напружень К1С.
Дослідженнями встановлено, що метал ЗТВ високоміцних вуглецевих сталей має підвищену схильність до крихкого руйнування. Порівняно з вихідним станом опірність крихкому руйнуванню металу ЗТВ знижується для сталі КС2 в 1,5−2,3 разу, а для сталі 65Г в 1,4−3 рази. При цьому суттєво впливає структурно-фазовий склад загартованого металу. При формуванні в металі ЗТВ бейнітної структури, яка складається переважно з верхнього бейніту, показник К1С найнижчий. Узагальнені результати досліджень наведено на рис. 6.
Рис.
6. Крихке руйнування модельних зразків
сталі КС2 (а) та 65Г (б):
а)
1
–сталь
у вихідному стані;
2
–ЗТВ, 20°С/с;
3
– 13,5°С/с; 4
– 6°С/с; б)
1
– сталь у
вихідному стані;
2
– ЗТВ,
6°С/с;
3
– 13,5°С/с
Fig. 6. Brittle
fracture of modelling samples of KS2 (a) and 65G steel (b):
a)
1
– steel in initial state; 2
– HAZ, 20°C/s;
3
– 13.5°C/s; 4
– 6°C/s;
b)
1
– steel in initial state;
2
– HAZ, 6°C/s;
3
– 13.5°C/s
Узагальнюючі наведені дані можна констатувати, що для досягнення порівняно високої опірності крихкому руйнуванню необхідно забезпечити умови, коли в металі ЗТВ буде сформована бейнітно-мартенситна структура, яка не містить верхній бейніт (Бв), а частка мартенситу не перевищує кількості нижнього бейніту (співвідношення М/Бн < 1).
Наявність дифузійного водню в наплавленнях додатково окрихчує загартований метал ЗТВ, його здатність до мікропластичного деформування суттєво знижується, а процеси розвитку тріщин прискорюються. При вмісті дифузійного водню в ЗТВ на рівні 0,2 мл/100г опірність крихкому руйнуванню загартованого металу знижується, залежно від його структурного стану та вмісту вуглецю в сталі, в 1,2−3,2 разу. При збільшенні його вмісту до 1,5 мл/100г опірність крихкому руйнуванню металу ЗТВ сталі КС2 знижується в 1,5 разу, для сталі 65Г – в 5−6,5 разу.
Узагальнені результати фактографічних досліджень поверхні зламів металу ЗТВ сталей КС2 та 65Г наведено в табл. 2.
Характерні поверхні зламів в зоні магістрального розвитку тріщини сталі 65Г наведено на рис. 7.
Рис.
7. Злам металу ЗТВ сталі 65Г (13,5 °С/с)
в зоні магістрального розвитку
тріщини (×1010):
а
– зразок без наводнення; б
– 0,5 мл/100 г
Fig. 7.
Fracture of HAZ metal of 65G steel (13.5 °C/s)
in the main crack area (×1010):
a
– sample without hydrogenation;
b
– 0.5 ml/100 g
Таблиця 2
Характер
зламу металу ЗТВ
в зоні розвитку
магістральної тріщини
Table 2
Nature
of HAZ metal fracture
in
the main crack
area
|
[Н]диф, мл/100г |
КС2 |
|||
|
|
6,0 °С/с (98 % Бв) |
13,5 °С/с (25 % Бв, 50 % Бн, 23 % М) |
||
|
|
КВЗ,% LВТ,мкм |
КМЗ,% LВТ,мкм |
КВЗ,% LВТ,мкм |
КМЗ,% LВТ,мкм |
|
0 |
100 40 |
− |
100 5 |
− |
|
0,2 |
80 100 |
20 100 |
70 40 |
30 40 |
|
0,5 |
70 120 |
30 120 |
65 60 |
35 60 |
Закінчення табл. 2
End of table 2
|
[Н]диф, мл/100г |
Сталь 65Г |
|||
|
|
6,0 °С/с (60 % Б, 40 % М) |
13,5°С/с (100 % М) |
||
|
|
КВЗ,% LВТ,мкм |
КМЗ,% LВТ,мкм |
КВЗ,% LВТ,мкм |
КМЗ,% LВТ,мкм |
|
0 |
95 30 |
5 30 |
80 60 |
20 60 |
|
0,2 |
50 150 |
50 150 |
30 220 |
70 220 |
|
0,5 |
40 170 |
60 170 |
20 250 |
80 250 |
При наводненні металу ЗТВ розвиток магістральної тріщини характеризується не тільки як крихке руйнування по тілу зерен (КВЗ), а також як крихке міжзеренне (КМЗ). З підвищенням вмісту дифузійного водню в зламі збільшується частка КМЗ та довжина вторинних тріщин (LВТ). Найбільш різкі зміни в характері руйнування при підвищенні вмісту водню спостерігаються в металі з більшим вмістом вуглецю. При швидкості охолодження 6,0 °С/с в металі ЗТВ сталі 65Г формується бейнітно-мартенситна структура (60 %Б, 40 %М). Наводнення такого металу рівнем 0,2 мл/100г призводить до суттєвого зниження його опірності крихкому руйнуванню, коефіцієнт К1С знижується майже в 3,2 разу. При цьому частка КМЗ підвищується практично на порядок – від 5 до 50 % [15].
Як показали виконані дослідження, наявність водню в ЗТВ різко окрихчує метал. При цьому з підвищенням вмісту вуглецю в сталі негативний вплив водню збільшується. При дуговому наплавленні під шаром флюсу його вміст в металі ЗТВ неможливо отримати нижче 0,2 мл/100г (в наплавленому металі [Н]диф ≥ 1,5 мл/100г). Тому необхідно застосовувати додаткові технологічні операції по його видаленню з металу наплавлень. При відновленні залізничних коліс зниження вмісту водню в метала ЗТВ можна досягти тільки в процесі уповільненого охолодження коліс після наплавлення.
Цей висновок підтвердили результати подальших досліджень при визначенні впливу умов охолодження на опірність крихкому руйнуванню металу ЗТВ сталі КС2. Встановлено, що підвищити опірність крихкому руйнуванню металу ЗТВ в 1,8−2,3 разу можливо при витримці металу при температурі 100°С. При цьому пластичні властивості металу збільшуються в 1,5−1,8 разу, а частка в’язкою складової в структурі зламу при розвитку магістральної тріщини підвищується до 20 % (табл. 3). Це відбувається внаслідок видалення дифузійного водню з металу та, як показали спеціальні металографічні дослідження, зменшення щільності дислокацій в загартованій структурі (в 1,5 разу) [16].
Забезпечити такі умови на виробництві можливо при застосуванні технологічної операції уповільненого охолодження коліс після наплавлення в термокамерах, де вони повинні знаходиться при температурі 250−100 °С протягом 3−5 годин (температура ободу колеса після наплавлення гребеня 260−295 °С). Щоб витримати метал у вказаному діапазоні температур швидкість охолодження повинна бути не більше ніж 35−40 °С за годину. Досягти таких умов можливо в спеціальних термокамерах, виготовлених із застосуванням теплоізолюючих матеріалів.
Вибір зварювальних матеріалів для наплавлення залізничних коліс виконували за результатами досліджень впливу типу наплавленого металу на його фізико-механічних властивості.
Встановлено, що необхідний рівень механічних властивостей наплавленого металу (σВ ≥ 700 МПа, КСU+20 ≥ 20 Дж/см2) при відновленні коліс можливо забезпечити при використанні дротів Св-08ХМ, Св-08ХМФ та порошкового дроту ПП-АН180МН/90 (система легування 10ХНМГСФТ) (табл. 4).
Таблиця 3
Вплив
умов охолодження на характер зламу
металу ЗТВ сталі КС2 (6,0°С/с; 0,5 см3/100г)
Table 3
Influence
of cooling on the fracture nature
of
HAZ metal of KS2 steel (6.0°C/s, 0.5 cm3/100g)
|
Умови |
К1С, МПа√м |
Характеристика зламу |
||
|
КВЗ, % LВТ,мкм |
КМЗ, % LВТ,мкм |
В’язкий, % |
||
|
звичайні |
17,5 |
70/120 |
30/120 |
− |
|
3 доби при 20 °С |
26 |
95/30 |
− |
5 |
|
2 години при 100 °С |
32 |
90/30 |
− |
10 |
|
6 годин при 100 °С |
40 |
80/30 |
− |
20 |
Таблиця 4
Механічні властивості наплавленого металу
Table 4
Mechanical properties of weld metal
|
Дріт |
σ02, МПа |
σВ, МПа |
δ5, % |
Ψ, % |
КСU, Дж/см2 |
|
|
|
|
|
|
|
+20 °С |
-40 °С |
|
Св-08ХМ |
535 |
705 |
21,0 |
61,0 |
98 |
42 |
|
Св-08ХМФ |
610 |
730 |
17,2 |
56,3 |
86 |
40 |
|
ПП-АН180МН/90 |
680 |
750 |
16,5 |
57,5 |
145 |
98 |
При використанні дроту ПП-АН180МН/90 забезпечується необхідний рівень твердості наплавленого металу (для КС2 НВ ≥ 2 500 МПа) незалежно від кількості шарів наплавлень та температури попереднього підігріву (рис. 8).
Рис.
8. Твердість металу, наплавленого при
температурі 150 °С
(а)
та 250 °С (б):
1
– одношарове наплавлення; 2
– двошарове;
3
– наплавлення в три шари
Fig. 8.
Hardness of the metal, built-up at temperature of 150 °C
(a) and 250 °C (b):
1
– one layer building-up; 2
– double-layer;
3
– three-layer building-up
Встановлено, що при застосуванні низьколегованих матеріалів бейнітного або бейнітно-мартенситного класу (система легування 10ХНГСФТ), в наплавленому металі, зоні сплавлення та ЗТВ наплавлень формується структура з рівномірним розподілом напружень ІІ роду [5]. Критичний коефіцієнт інтенсивності напружень К1С для наплавленого металу, який вираховувався за параметрами структури та субструктури, , в середньому на 25 % вищий стосовно наплавлень, виконаних дротом Св-08Г2С (25 та 20 МПа√м відповідно). Пов’язано це з тим, що в наплавленому металі з бейнітно-мартенситною структурою формується субструктура, зерна якої мають менші розміри, а розподіл дислокацій відбувається більш рівномірно, ніж в металі з феритно-перлітною структурою. При цьому добре відомо, що метал з перлітною структурою, яка має фазові виділення цементиту, руйнується більш крихко. Це повинно сприяти підвищенню тріщиностійкості зазначених наплавлень при експлуатаційних навантаженнях.
Досліджено тріщиностійкість зварних з’єднань при циклічному навантаженні вигином (рис. 9). Встановлено, що при застосуванні попереднього підігріву і уповільненого охолодження після зварювання зі швидкістю 35−40 °С/годину, забезпечується достатньо висока опірність з’єднань руйнуванню від втоми. Критичні напруження руйнування в 1,5−1,9 разу перевищують максимальні напруження, що утворюються в ободі колеса при експлуатації (орієнтовно σа ≤ 55 МПа).
Рис.
9. Циклічна довговічність з’єднань
сталі КС2 при зварюванні:
1
– дріт Св-08ХМ; 2
– ПП-АН180МН/90; 3
– Св-08Г2С
Fig. 9. Cyclic
durability of KS 2 steel joints
during
welding:
1
– wire Sv-08HM; 2
– PP-AN180MN/90;
3
– Sv-08G2S
Виконано порівняльну оцінку зносостійкості відновленого наплавленням металу при застосуванні зварювальних матеріалів бейнітного та бейнітно-мартенситного класу. Встановлено, що метал, наплавлений дротами Св-08ХМ, Св-08ХМФ та ПП-АН180МН/90, має достатньо високий опір зносу при терті-ковзанні при контакті з рейкою (рис. 10).
Встановлено, що порівняно з парою «КС2 – М76» зносостійкість наплавленого цими дротами металу зростає до 2,5 разу. При цьому також суттєво зменшується знос рейки. При наплавленні дротом ПП-АН180МН/90 в металі формується однорідна і дисперсна структура, метал більш здатний до опору зносу під навантаженням і його зносостійкість не залежить від кількості шарів наплавлень. В приповерхневому шарі наплавленого металу на глибину до 100 мкм спостерігаються смуги пластичного деформування, розмір яких знаходиться в межах 310×25…60 мкм, (коефіцієнт форми æ ~ 6-8). Інтегральна твердість металу підвищується до 2 860 МПа. Отримані результати дозволили остаточно визначитися з вибором зварювальних матеріалів для наплавлення.
Рис.
10. Знос наплавленого металу (V)
в контакті
з рейкою (g
– знос рейки, штриховані стовпчики).
Одношарове наплавлення, підігрів
150 °С:
1
–
сталь КС2; 2
−
Св-08Г2С; 3-
Св-08ХМ, 4
− Св-08ХМФ, 5
− ПП-АН180МН/90
Fig. 10. Weld metal
wear (V) in contact with track
(g
– track wear, primed columns).
Single-layer
building-up, heated to 150 °C:
1
− KS2
steel; 2
– Sv-08G2S; 3
– Sv08HM,
4
– Sv08HMF,
5
– PP-AN180MN/90
Узагальнюючи результати комплексних досліджень основних закономірностей у формуванні структури і фізико-механічних властивостей колісних сталей та наплавленого металу можливо науково обґрунтувати вимоги до технології відновлення наплавленням профілю кочення залізничних коліс вантажних вагонів. Технологічні рекомендації, які забезпечать підвищення якості відновлення наплавленням залізничних коліс, виготовлених з колісної сталі марки 2, їх надійність та безпека руху транспорту в умовах зростаючих експлуатаційних навантажень, наведено в табл. 5. Вони складаються з вимог до підготовки коліс перед наплавленням, до способу, техніки та режимів наплавлення, до зварювальних матеріалів, до температури попереднього підігріву залежно від вмісту вуглецю в сталі та умов уповільненого охолодження коліс після наплавлення. Виконані дослідження показали, що технологічна операція з уповільнення охолодження коліс після наплавлення є найбільш важливою з точки зору забезпечення надійної працездатності відновлених коліс.
Таблиця 5
Технологічні
рекомендації щодо відновлення
наплавленням залізничних коліс
вантажних
вагонів магістрального
транспорту
Table 5
Technological
recommendations for building-up
by
welding of freight wagons wheels
of
main transport
|
№ п/п |
Технологічна операція |
Параметр |
Результат |
|
1 |
Обробка поверхні під гребенем перед наплавленням |
Товщина видаленого шару ≥ 1,0 мм |
Видалення дефектів на поверхні колеса в місці початку наплавлення |
|
2 |
Встановлення колісної пари в горизонтальне положення для наплавлення |
Початок наплавлення – місце переходу від поверхні кочення до гребеня |
Забезпечення оптимальних властивостей металу ЗТВ в найбільш навантаженій ділянці профілю колеса |
|
3 |
Прожарювання флюсу (1) та порошкового дроту (2) |
1. при 350°С, 2 години; 2. при 230 °С, 2,5 години. |
Зниження вмісту [Н]диф в наплавленому металі |
|
4 |
Застосування матеріалів для наплавлення бейнітного та бейнітно-мартенситного класу |
Св-08ХМ або Св-08ХМФ Ø3-4 мм, ПП-АН180МН/90 (10ХНМГСФТ) Ø2 мм та інші |
Міцність відновленого металу σВ ≥ 700 МПа, підвищена зносостійкість, рівномірний розподіл напружень ІІ роду |
Закінчення табл. 5
End of table 5
|
№ п/п |
Технологічна операція |
Параметр |
Результат |
|
5 |
Попередній підігрів ободу колеса (швидкість нагріву ≤ 10 °С/хв.) |
- ТПП = 100°С при С ≤ 0,60%; – ТПП = 150°С при С = 0,61−0,65 % |
Виключення вірогідності утворення холодних тріщин при наплавленні |
|
6 |
Однодугове(1) або двохдугове (2) наплавлення |
1. QНАПЛ = 12−15 кДж/см 2. QНАПЛ = 10−12 кДж/см
|
При двохдуговому наплавленні в 1,5 рази вище працездатність та можливо знизити ТПП на 50 °С від вказаної |
|
7 |
Уповільнене охолодження коліс після наплавлення в термокамерах |
Охолодження до 4−5 годин із швидкістю ≤ 35−40 °С/год (в інтервалі температур 250−100 °С) |
Видалення водню з наплавлень, зниження рівня напружень ІІ роду, підвищення в 1,8−2,3 рази опірності крихкому руйнуванню |
Наукова новизна
та практична
значимість
Розвинуто уявлення щодо структурно-фазових змін, які відбуваються в металі залізничного колеса при дуговому наплавленні. Встановлено взаємозв’язок між вмістом вуглецю в сталі, швидкістю її охолодження при наплавленні та опірністю утворенню тріщин і крихкому руйнуванню. Встановлено вплив умов охолодження колеса після наплавлення на властивості металу.
За результатами роботи розроблено науково обґрунтовані технологічні рекомендації щодо відновлення наплавленням залізничних коліс вантажних вагонів, які визначають конструктивну схему та метод наплавлення, вибір зварювальних матеріалів, температури попереднього підігріву колеса залежно від вмісту вуглецю в сталі, параметри уповільненого охолодження коліс після наплавлення. Застосування рекомендацій забезпечить підвищення якості відновлення наплавленням залізничних коліс, їх надійність та безпеку руху транспорту в умовах зростаючих експлуатаційних навантажень. Основні положення технології наплавлення залізничних коліс захищені Патентом України [10].
Розроблено Технічні умови України ТУ У 30.2–05416923–106:2013 «Відновлення дуговими процесами зварювання профілю поверхні кочення залізничних коліс», які регламентують технічні вимоги як до процесу відновлення наплавленням зношених гребенів коліс, так і до відновлення всього профілю кочення коліс, включаючи ремонт локальних дефектів типу «вищербини».
Висновки
1. Метал колеса на ділянці переходу від поверхні кочення до гребеня при експлуатації зазнає найбільших деформацій і зміцнення, а в приповерхневому шарі утворюються мікротріщини довжиною до 350 мкм. Тому перед наплавленням необхідно механічно видаляти метал на глибину не менше ніж 1,0 мм. А при відновленні коліс необхідно забезпечити підвищену опірність крихкому руйнуванню наплавлень особливо в цій зоні.
2. При наплавленні в металі зони термічного впливу колеса утворюються гартівні бейнітно-мартенситні структури. Мінімальна швидкість охолодження металу, при якій починається формування мартенситу, становить 8 °С/с (в інтервалі 600−500 °С) при вмісті вуглецю в сталі з 0,58 % та 2 °С/с при 0,65 % вуглецю.
3. Для підвищення опірності утворенню тріщин необхідно обмежувати швидкість охолодження до 16,0 °С/с при вмісті вуглецю С < 0,60 %, та до 8,0 °С/с при С = 0,60−0,65 %. За таких умов метал має достатньо високу здатність до мікропластичного деформування без утворення тріщин.
4. Для упередження крихкого руйнування металу ЗТВ необхідно забезпечити умови, коли в процесі наплавлення буде сформована структура, яка не містить верхній бейніт, а частка мартенситу не перевищує кількості нижнього бейніту (співвідношення М/Бн < 1).
5. Суттєвому підвищенню опірності крихкому руйнуванню металу ЗТВ сприяє уповільнення охолодження коліс після наплавлення, коли відбувається витримка колеса при температурі 250−100 °С протягом 3−5 годин При цьому швидкість охолодження повинна бути не більше ніж 35−40 °С за годину. Досягти таких умов можливо в спеціальних термокамерах, виготовлених із застосуванням теплоізолюючих матеріалів.
Список використаних джерел
Бабаченко, А. И. Влияние микролегирования стали на вязкость разрушения железнодорожных колес / А. И. Бабаченко, И. Г. Узлов, Ж. А. Дементьева // Металлург. и горноруд. пром-сть. – 2005. – № 5. – С. 46–47.
Влияние состава наплавленного металла на структуру и механические свойства железнодорожных колес / А. А. Гайворонский, В. Д. Позняков, Л. И. Маркашова [и др.] // Автоматическая сварка. – 2012. – № 8. – С. 18–24.
Дефекти залізничних коліс / І. О. Вакуленко, В. Г. Анофрієв, М. А. Грищенко, О. М. Перков. – Дніпропетровськ : Маковецький, 2007. – 112 с.
Исследование причин образования дефектов на поверхности катания высокопрочных колес в процессе эксплуатации / А. И. Бабаченко, А. А. Кононенко, Ж. А. Дементьева [и др.] // Залізн. трансп. України. – 2010. – № 5. – С. 35–38.
Контактно-втомна пошкоджуваність поверхні кочення залізничних коліс типу КП-2 та КП-Т / О. П. Осташ, І. М. Андрейко, В. В. Кулик,
В. І. Прокопець // Вісн. Дніпропетр. нац. ун-ту залізн. трансп. ім. акад. В. Лазаряна. – Дніпро-петровськ, 2011. – Вип. 39. – С. 118–122.Контактно-усталостное повреждение колес грузовых вагонов / под ред. проф. С. М. Захарова. – Москва : Интекст, 2004. – 160 с.
Костин, В. А. Современные возможности моделирования превращения аустенита в сварных швах низколегированных сталей / В. А. Костин, Г. М. Григоренко, В. Ю. Орловский // Автоматическая сварка. – 2008. – № 3. – С. 31–34.
Макаров, Э. Л. Холодные трещины при сварке легированных сталей / Э. Л. Макаров. – Москва : Машиностроение, 1981. – 247 с.
Новые методы оценки сопротивляемости металлов хрупкому разрушению / под ред. Ю. Н. Роботнова. – Москва : Мир, 1972. – 439 с.
Пат. 107301 Україна, МПК 2014.01, В 23 Р 6/00. Спосіб відновлення виробів з високовуглецевих сталей / Гайворонський О. А., Позняков В. Д., Клапатюк А. В. (Україна) ; заявник та патентовласник Ін-т електрозварювання ім. Є. О. Патона НАН України. – № а 2013 14813 ; заявл. 17.12.2013 ; опубл. 10.12.2014, Бюл. № 23. – 5 с.
Рябцев, И. И. Блочно-модульная установка для испытаний наплавленного металла / И. И. Рябцев, Я. П. Черняк, В. В. Осин // Сварщик. – 2004. – № 1. – С. 18–20.
Совершенствование химического состава стали для железнодорожных колес, обеспечивающего повышение их стойкости к образованию дефектов на поверхности катания / А. И. Бабаченко, П. Л. Литвиненко, А. В. Кныш [и др.] // Фундамент. и прикл. проблемы черной металлургии : сб. науч. тр. / ИЧМ НАН Украины. – Днепропетровск, 2011. – Вып. 23. – С. 226–233.
Шур, Е. А. К вопросу об оптимизации соотношения твердости рельсов и колес / Е. А. Шур // Вестн. ВНИИЖТа. – 2006. – № 3. – С. 9–14.
Cassidy, Ph. Wrought materials way prolong wheel lifewheel sat technology / Ph. Cassidy // Intern. Railway J. – 2001. – № 12. – P. 40–41.
Estimation of the strength and crack resistance of the metal of railway wheels after long-term operation / L. I. Markashova, V. D. Poznyakov, A. A. Gaivoronskii [et al.] // Materials Science. – 2012. – Vol. 47. – Iss. 6. – Р. 799–806. doi: 10.1007/s11003-012-9458-1.
Stevenot, G. L’innovation dans les roué’s ferroviates et l’volution des march’s / G. Stevenot, F.Damilly // Revue Générale des Chemins de Fer. – 2002. – № 5. – P. 33–39.
Structure and mechanical properties of the heat affected zone of restored railway wheels / О. А. Haivorons’kyi, V. D. Poznyakov, L. І. Mar-kashova [et al.] // Materials Science. – 2016. – Vol. 51. – Iss. 4. – Р. 563–569. doi: 10.1007/s11003-016-9876-6.
Wpływ wodoru dyfuzyjnego na odporność pękaniu kruchemu metalu strefy wpływu termicznego wysokowytrzymałej stali węglowej / A. Gajworonski, S. Kasatkin, L. Markaszowa, T. Zuber // Przeglad Spawalnictwa. – 2014. – № 12. – P. 49–55.