Page 27 - Міністерство освіти і науки України

25

характеристикою наближається до стандартної сталі, а сталь варіанту Н4 переважає
її. Пластичність цих сталей співмірна, але ударна в’язкість сталей варіантів Н3 і Н4
-40
значно вища, ніж варіанту Н1. Тут треба відзначити, що значення KCV +20 і KCV
сталей варіантів Н3 і Н4 практично однакове, що свідчить про їх високий опір
крихкому руйнуванню. За зростання температури відпуску цих сталей до 550 ºС
спостерігається підвищення їх міцності, що зумовлено інтенсифікацією
дисперсійного зміцнення, і при 550 ºС воно є оптимальним. Подальше зростання
сумарного вмісту ванадію і азоту в сталі варіанту Н5 призводить до падіння міцності
-40
і ударної в’язкості порівняно з варіантом Н4. Значення ударної в’язкості KCV
знову стають меншими порівняно з KCV +20 . З підвищенням температури відпуску
міцність сталі варіанту Н5 монотонно зростає, але враховуючи тенденції зміни
інших характеристик температура відпуску 600 ºС була вибрана оптимальною при
подальших дослідженнях. Таким чином, при мікролегуванні ванадієм і азотом для
досягнення підвищених механічних характеристик температури аустенізації і
відпуску необхідно підвищити до 950 ºС і 550 ºС, відповідно, порівняно зі
4
стандартною сталлю, коли за оптимального вмісту [V‧N]‧10 = 22,1 отримуємо при
пониженому вмісті вуглецю вищу міцність та опір крихкому руйнуванню.
Аналіз мікроструктури сталей варіантів Н1, Н4 і Н5 після оптимальних режимів
аустенізації і відпуску свідчить, що у всіх випадках вона перлітно-феритна, де ферит
розташований у вигляді розірваної сітки навколо перлітних колоній. Сумарний
вплив ванадію і азоту зумовлює (крім дисперсійного зміцнення) суттєве
подрібнення елементів структури внаслідок уповільнення коагуляції при нагріванні
та збільшення перлітної складової. Таке легування впливає також на морфологію
перліту: зменшується віддаль між пластинами цементиту та їх довжина. При цьому
у випадку сталі варіанту Н5 укрупнені складові перлітної фази порівняно з
оптимальним варіантом Н4 є результатом вищого вмісту в твердому розчині

нерозчинної VN-фази, що сприяло передчасному розпаду γ-твердого розчину.
Спостережувані мікроструктурні особливості сталей повністю узгоджуються з
отриманими механічними властивостями.
Роботоздатність колісної сталі за опором утворення дефектів на поверхні
кочення модельних коліс визначається її циклічною тріщиностійкістю. Встановлено
(табл. 4), що зміна хімічного складу і режимів термічної обробки не впливає на поріг
втоми K досліджуваних сталей, що характерно для даного класу матеріалів.
th
4
Чутливою є їх циклічна в’язкість руйнування K : при [V‧N]‧10 = 22,1 (варіант Н4)
fc
4
вона на 19% вища ніж для стандартної сталі (варіант Н1); при [V‧N]‧10 = 41,9
(варіант Н5) вона вже стає на 4% менша, ніж варіанту Н4. Це повязано з
мікромеханізмом їх втомного руйнування. В стандартній сталі втомна тріщина у
високоамплітудній області росте переважно транскристалітним відколом, що
свідчить про високий рівень внутрішніх локальних напружень в сталі з
підвищенним вмістом вуглецю. Мікролегування ванадієм і азотом при пониженому
вмісті вуглецю сприяє формуванню локальної мікропластичності матеріалу, що
обумовлює утворення деформаційних гребенів в зламі, які оточують відкольні
фасетки. Деформаційні гребені ямкового характеру, на формування яких можуть
впливати виділення вторинної фази, інтенсивніші в зламах сталі варіанту Н4
порівняно з варіантом Н5.