DE69631953T2

DE69631953T2 - Verfahren zur herstellung von carbidfreien bainitischen stählen

Info

Publication number: DE69631953T2
Application number: DE69631953T
Authority: DE
Inventors: Kumar Harshad Camberton BHADESHIA; Vijay Sheffield JERATH
Original assignee: Corus UK Ltd
Current assignee: Corus UK Ltd
Priority date: 1995-01-20
Filing date: 1996-01-11
Publication date: 2005-05-25
Anticipated expiration: 2016-01-12
Also published as: CZ293256B6; CZ227797A3; CN1175980A; ATE262599T1; EG20676A; US5879474A; CN1059239C; AU703809B2; EP0804623A1; GB2297094B; DE69631953D1; PL186509B1; RO116650B1; JP4416183B2; FI973065A0; ZA96438B; PL321366A1; ES2218578T3; JPH11502564A; WO1996022396A1

Description

Die Erfindung betrifft carbidfreie, bainitische Stähle und Stahlschienen, insbesondere Verfahren zur Herstellung solcher Schienen. Genauer betrifft die Erfindung carbidfreie, bainitische Stahlschienen mit verbesserter Verschleißfestigkeit und Rollkontaktermüdungsbeständigkeit, aus welchen unter anderem Boden- und Kranschienen hergestellt werden können.
Bodenschienen wurden bislang vornehmlich aus perlitischen Stählen gefertigt. Neuere Untersuchungen haben ergeben, daß perlitische Stähle an die Grenzen der Möglichkeiten hinsichtlich einer Weiterentwicklung ihrer Werkstoffeigenschaften für Bodenschienen stoßen. Es besteht daher Bedarf an einer Entwicklung von alternativen Stahltypen mit guter Verschleiß- und Rollkontaktermüdungsbeständigkeit in Verbindung mit einer verbesserten Duktilität, Festigkeit und Schweißbarkeit.
Die EP 0 621 852 A1 beschreibt ein Verfahren zur Herstellung von hochfesten, bainitischen Stahlschienen mit guter Rollkontaktermüdungsbeständigkeit, wobei der Kopf der warmgewalzten Schiene einem diskontinuierlichen Abkühlprozeß unterworfen wird, welcher eine beschleunigte Abkühlung aus dem austenitischen Bereich bis zu einer Endtemperatur des Abkühlprozesses von 500°C bis 300°C mit einer Kühlrate von 1 bis 10°C/sec und eine anschließende weitere Abkühlung des Schienenkopfes bis zu einem noch niedrigeren Temperaturbereich umfaßt. Der bainitische Stahl, aus welchem die Schienen gefertigt sind, ist nicht carbidfrei. Bei mit einem solchen Verfahren hergestellten Schienen wurde festgestellt, daß sie schneller verschleißen als herkömmliche perlitische Schienen, aber eine bessere Beständigkeit gegen Ermüdung infolge Rollkontakt aufweisen. Folglich hat die erhöhte Verschleißrate an der Oberfläche des Kopfes dieser Schienen dazu beigetragen, daß zunehmender Ermüdungsschaden vor Auftreten von Fehlern infolge Verschleiß abgetragen worden ist. Die physikalischen Werkstoffeigenschaften dieser Schienen werden teilweise durch die vorstehend beschriebene beschleunigte Abkühlung erreicht.
Die gemäß der EP 0 612 852 A1 vorgeschlagene Lösung unterscheidet sich wesentlich von dem erfindungsgemäßen Verfahren, wobei letzteres für eine deutlich verbesserte Verschleißfestigkeit und eine hiermit einhergehende hervorragende Rollkontaktermüdungsbeständigkeit sorgt. Die Stähle weisen ferner eine verbesserte Schlagfestigkeit und Duktilität im Vergleich mit perlitischen Schienen auf. Das erfindungsgemäße Verfahren mach überdies einen komplizierten diskontinuierlichen Abkühlprozeß, wie er in der EP 0 612 852 A1 beschrieben ist, entbehrlich.
Die GB 2 132 225, GB 207 144, GB 1 450 355, GB 1 417 330, US 5 108 518 und EP 0 033 600 beschreiben ähnlich komplizierte diskontinuierliche Abkühlprozesse.
Der DE-AS 23 02 865 ist ein Verfahren zur Herstellung von Schienen aus einem Stahl entnehmbar, welcher 0,28 bis 0,35 C, 0,2 bis 1,5% Si, 0,5 bis 3,5% Mn, 1,25 bis 4% Cr, 2,75 bis 4,5% Mn und Cr, gegebenenfalls 0,02 bis 0,4% Mo, 0,02 bis 0,4% V, 0,001 bis 0,01% B und Gleichgewichts-Eisen enthält, wobei der Stahl von seiner Warmwalztemperatur abgekühlt und anschließend getempert wird.
In der Vergangenheit wurden häufig aus Eisencarbid enthaltenden bainitischen Stählen gefertigte Bodenschienen vorgeschlagen. Während das feine ferritische Gefüge (ca. 0,2 bis 0,8 μm Weite) in Verbindung mit der hohen Versetzungsdichte von kontinuierlich abgekühltem Bainit zu einer hohen Festigkeit der Stähle beiträgt, führt die Gegenwart von in inter- und intra-Stellung des Gefüges vorhandenen Carbiden in der Mikrostruktur zu einer erhöhten Versprödung, was die kommerzielle Nutzung solcher Stähle maßgeblich behindert hat.
Es ist bekannt, daß das Problem der Versprödung, welches aufgrund der Gegenwart von schädlichen Carbiden auftritt, größtenteils dadurch vermindert werden kann, indem niedriglegierten Stählen verhältnismäßig große Mengen an Silicium und/oder Aluminium (ca. 1 bis 2%) zugesetzt werden. Die Gegenwart von Silicium und/oder Aluminium in kontinuierlich zu Bainit umgewandelten Stählen begünstigt die Retention der duktilen, kohlenstoffreichen austenitischen Bereiche vornehmlich unter Bildung von spröden, in intra-Stellung des Gefüges angeordneten Zementitschichten unter der Voraussetzung, daß der disperse, verbleibende Austenit sowohl thermisch als auch mechanisch stabil ist. Es hat sich gezeigt, daß der verbleibende Austenit nach kontinuierlicher Umwandlung unter Abkühlen in den bainitischen Temperaturbereich entweder in Form von fein verteilten, in intra-Stellung des Gefüges angeordneten, dünnen Schichten oder in Form von "klumpenförmigen", gefügeübergreifenden Bereichen vorliegt. Während die Morphologie der dünnen Schicht eine extrem hohe thermisch und mechanische Stabilität aufweist, kann sich die klumpenförmige Struktur in kohlenstoffreichen Martensit umwandeln, was einer guten Bruchzähigkeit abträglich ist. Zur Sicherstellung einer zufriedenstellenden Festigkeit ist ein Verhältnis der Morphologien in Form dünner Schichten bezüglich der klumpenförmigen Struktur von größer 0,9 erforderlich, was durch sorgfältige Auswahl der Stahlzusammensetzung und der Wärmebehandlung erreicht werden kann. Dies führt zu einer im wesentlichen carbidfreien Mikrostruktur nach Art einer "oberen Zwischenstufe", welche auf bainitischem Ferrit, Rest-Austenit und kohlenstoffreichem Martensit basiert.
Ein Ziel der Erfindung besteht darin, carbidfreie, bainitische Stahlschienen mit einem erheblich höheren Härtebereich vorzuschlagen, welche gegenüber bekannten Bodenschienen aus Stahl deutliche Vorteile aufweisen.
Carbidfreie bainitische Stahlschienen sind aus "Bainite in Steels" von Harry K. D. H. Bhordeshior, Institute of Materials, London (GB), 1992, Seite 385, bekannt.
Dieses Ziel wird erfindungsgemäß erreicht mit einem Verfahren zur Herstellung einer verschleiß- und rollkontaktermüdungsbeständigen, carbidfreien, bainitischen Stahlschiene, wobei das Verfahren die Schritte des Warmwalzens zur Formgebung eines Stahls mit einer Zusammensetzung, welche zwischen 0,05 und 0,50 Mass.-% Kohlenstoff, zwischen 1,00 und 3,00 Mass.-% Silicium und/oder Aluminium, zwischen 0,50 und 2,50 Mass.-% Mangan, zwischen 0,25 und 2,50 Mass.-% Chrom, zwischen 0 und 3,00 Mass.-% Nickel, zwischen 0 und 0,025 Mass.-% Schwefel, zwischen 0 und 1,00 Mass.-% Wolfram, zwischen 0 und 1,00 Mass.-% Molybdän, zwischen 0 und 3 Mass.-% Kupfer, zwischen 0 und 0,10 Mass.-% Titan, zwi schen 0 und 0,50 Mass.-% Vanadium und zwischen 0 und 0,005 Mass.-% Bor, Gleichgewichts-Eisen und gegebenenfalls Verunreinigungen enthält, sowie des kontinuierlichen Abkühlens der Schiene von ihrer Warmwalztemperatur auf Umgebungstemperatur in Luft unter Erhalt der gewünschten verschleiß- und rollkontaktermüdungsbeständigen, carbidfreien, bainitischen Stahlschiene umfaßt.
Der Kohlenstoffgehalt der Schiene beträgt vorzugsweise zwischen 0,10 und 0,35 Mass.-%. Der Siliciumgehalt kann insbesondere zwischen 1,00 und 2,50 Mass.-% betragen. Ferner kann der Mangangehalt zwischen 1,00 und 2,50 Mass.-%, der Chromgehalt zwischen 0,35 und 2,25 Mass.-% und der Molybdängehalt zwischen 0,15 und 0,60 Mass.-% betragen.
Die erfindungsgemäßen Stahlschienen weisen verbesserte Werte hinsichtlich Rollkontaktermüdungsbeständigkeit, Duktilität, Dauerbiegefestigkeit und Bruchzähigkeit auf, wobei die Rollkontaktermüdungsbeständigkeit entsprechend oder gar besser ist als von gegenwärtigen wärmebehandelten, perlitischen Schienen.
Unter gewissen Bedingungen wird es bei einer Schiene als vorteilhaft erachtet, daß sie eine hinreichend hohe Verschleißrate aufweist, um einen kontinuierlichen Abtrag der zunehmenden Ermüdungsschäden an der Oberfläche des Schienenkopfes infolge Rollkontakt zu ermöglichen. Eine gebräuchliche Vorgehensweise zur Erhöhung der Verschleißrate einer Schiene besteht in der Verminderung ihrer Härte. Indes verursacht eine signifikante Verringerung der Härte der Schiene ernsthafte plastische Verformungen an der Oberfläche des Schienenkopfes, welche an sich unerwünscht sind.
Die neuartige Lösung dieses Problems liegt deshalb darin, daß es nunmehr möglich ist, eine Schiene von hinreichend hoher Härte/Festigkeit herzustellen, daß sie übermäßigen plastischen Verformungen während des Betriebs unter Aufrechterhaltung der gewünschten Schienenform widersteht, aber zugleich eine gewünscht hohe Verschleißrate zum Entfernen der Ermüdungsschäden infolge kontinuierlichem Rollkontakt aufweist. Dies wurde erfindungsgemäß durch den bewußten Zusatz einer geringen Menge weichen, voreutektischen Ferrites in eine carbidfreie, bainitische Mikrostruktur durch geeignete Einstellung der Stahlzusammensetzung erreicht.
Ein verfahrenstechnischer Vorteil der erfindungsgemäßen, in natürlicher Luft abgekühlten, bainitischen Stahlschienen gegenüber gegenwärtigen hochfesten, perlitischen Stahlschienen liegt in der Vermeidung von Wärmebehandlungen sowohl während der Fertigung der Schiene als auch bei ihrer anschließenden Verbindung mittels Schweißen.
Nachstehend ist die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen unter Bezugnahme auf die beigefügten Schemazeichnungen näher erläutert. Dabei zeigen:
1 ein Härteprofil einer erfindungsgemäßen eisencarbidfreien, bainitischen Stahlschiene;
2 ein schematisches CCT-Diagramm (continuous cooling transformation) zur Veranschaulichung der Umwandlung bei kontinuierlicher Abkühlung einer erfindungsgemäßen carbidfreien, bainitischen Stahlschiene;
3 eine Aufnahme einer erfindungsgemäßen carbidfreien, bainitischen Stahlschiene unter dem Rasterelektro nenmikroskop;
4 mittels der Charpy-Spitzkerbprobe ermittelte Schlagzähigkeitskurven von erfindungsgemäßen walzharten, eisencarbidfreien, bainitischen Stahlschienen im Vergleich mit entsprechenden Kurven für unlegierte, wärmebehandelte, perlitische Kohlenstoff-Stähle, welche gegenwärtig für Schienentrassen eingesetzt werden;
5 ein im Labor ermitteltes Schaubild zur Veranschaulichung der Verschleißrate infolge Rollkontakt gegenüber der Härte von Stahlproben, welche aus erfindungsgemäßen carbidfreien, bainitischen Stählen hergestellt worden sind;
6 ein Schaubild zur Veranschaulichung der abrasiven Verschleißlebensdauer von erfindungsgemäßen carbidfreien, bainitischen Stahlschienen im Vergleich mit kommerziell erhältlichen verschleißfesten Materialien gegenüber abgerundetem Quarz-Abrasiv;
7 ein Schaubild zur Veranschaulichung eines Härteprofils einer abschmelzgeschweißten erfindungsgemäßen carbidfreien, bainitischen Stahlplatte; und
8 eine mittels des Jominy-Stirnabschreckversuches ermittelte Härtekurve einer erfindungsgemäßen walzharten, carbidfreien, bainitischen Stahlschiene.
Ein Hauptziel der Erfindung besteht darin, eine hochfeste, verschleiß- und rollkontaktermüdungsbeständige Mikrostruktur zu schaffen, welche carbidfreien "Bainit" mit etwas kohlenstoffreichem Martensit und verbleibendem Austenit im Kopf der Schiene aufweist. In der Praxis wurde festgestellt, daß diese hochfeste Mikrostruktur sowohl im Steg- als auch im Fußbereich der walzharten, abgekühlten Schiene vorhanden ist. Ein typisches Profil der Brinell-Härte (HB) über den Querschnitt einer 113 lb/yd-Schiene ist in 1 dargestellt.
Die hochfesten Kopf-, Steg- und Fußbereiche der Schiene sorgen für eine einwandfreie Rollkontaktermüdungsbeständigkeit und Dauerbiegefestigkeit während des Betriebs.
Diese und andere Ziele der Erfindung werden durch sorgfältige Auswahl der Stahlzusammensetzung und durch kontinuierliches Abkühlen der Stahlschiene nach dem Warmwalzen in Luft auf Umgebungstemperatur erreicht.
In der nachstehenden Tabelle A sind die Mengenbereiche der Komponenten der erfindungsgemäßen Stahlzusammensetzung wiedergegeben.
Tabelle A
Innerhalb der genannten Bereiche kann die Zusammensetzung variiert werden, was unter anderem von der erfor derlichen Härte, Duktilität etc. abhängt. Sämtliche Stähle sind jedoch von im wesentlichen bainitischer Natur und carbidfrei. Der bevorzugte Kohlenstoffgehalt kann folglich im Bereich zwischen 0,10 und 0,35 Mass.-% liegen. Desgleichen kann der Siliciumgehalt zwischen 1 und 2,5 Mass.-%, der Mangangehalt zwischen 1 und 2,5 Mass.-%, der Chromgehalt zwischen 0,35 und 2,25 Mass.-% und der Molybdängehalt zwischen 0,15 und 0,60 Mass.-% betragen.
Die erfindungsgemäßen Stahlschienen weisen in der Regel Härtewerte zwischen 390 und 500 Hv30 auf, wobei auch die Herstellung von Stählen mit geringeren Härten möglich ist.
2 zeigt ein allgemeines schematisches CCT-Diagramm. Die Zugabe von Bor dient zur Retardation der Umwandlung in Ferrit, so daß während des kontinuierlichen Abkühlens über einen breiten Bereich von Abkühlraten Bainit gebildet wird. Die Bainitlinie weist ferner ein flaches Maximum auf, so daß die Umwandlungstemperatur über einen breiten Bereich von Abkühlraten praktisch konstant bleibt, was zu lediglich geringen Schwankungen der Festigkeit über einen verhältnismäßig breiten Abkühlbereich mittels Luft führt.
Die in Tabelle A aufgeführten Stähle wurden aus einem etwa 125 mm Vierkantblock zu 30 mm dicken Platten gewalzt (die Abkühlraten einer 30 mm dicken Platte kommen denjenigen im Zentrum eines Schienenkopfes nahe) und von einer Warmwalztemperatur von etwa 1000°C unter normaler Luft auf Umgebungstemperatur abgekühlt. Die hierbei gebildeten walzharten Mikrostrukturen weisen im wesentlichen eine Mischung aus carbidfreiem Bainit und verbleibendem Austenit mit variierenden Anteilen von kohlenstoffreichem Martensit auf, wie es der 3 zu entnehmen ist.
Nachstehend ist eine vergleichende Übersicht der erzielten Werkstoffeigenschaften der walzharten, 30 mm dicken Proben der bainitischen Stahlplatten gegenüber denjenigen, wie sie typischerweise bei gegenwärtig hergestellten, wärmebehandelten MHT-Schienen (mill heat treatment) erreicht werden, wiedergegeben.
Die Eigenschaften der walzharten, 30 mm dicken, bainitischen Stahlplatten zeigen signifikant höhere Festigkeits- und Härtewerte im Vergleich mit denjenigen von wärmebehandelten, perlitischen Schienen, einhergehend mit einer verbesserten Stoßenergieschwelle bei der Charpy-Spitzkerbprobe von typischerweise etwa 35 J bei 20°C im Gegensatz zu etwa 4 J. 4 zeigt mittels der Charpy-Spitzkerbprobe ermittelte Schlagzähigkeitskurven für zwei walzharte, bainitische Stahlschienen mit unterschiedlicher Zusammensetzung (0,22% C, 2% Cr, 0,5% Mo, borfrei und 0,24 C, 0,5% Cr, 0,5% Mo und 0,0025% B) sowie für eine wärmebehandelte, perlitische MHT-Schiene aus unlegiertem Kohlenstoff-Stahl. Die beiden bainitischen Schienenstähle weisen gleichfalls hohe Schlagzähigkeiten bei tiefen Temperaturen von bis zu –60°C auf.
Die im Labor ermittelten Verschleißraten infolge Rollkontakt der walzharten, 30 mm dicken, bainitischen Stahlplatten unter Kontaktbelastung von 750 N/mm² haben sich im Vergleich mit den gegenwärtigen, perlitischen, wärmebehandelten Schienen als signifikant besser erwiesen, wie es dem in 5 wiedergegebenen schematischen Schaubild entnehmbar ist.
Die mit den erfindungsgemäßen Stahlschienen durchgeführten Versuche haben ferner gezeigt, daß die bainitischen Stahlzusammensetzungen im Vergleich mit weichen, unlegierten Stählen unter abrasiven Bedingungen eine hohe Verschleißfestigkeit gegen abgerundete Quarzaggregate mit einer relativen Verschleißlebensdauer von etwa 5,0 aufweisen. Wie aus 6 ersichtlich, sind die ermittelten Werte für die Lebensdauer den Werten vieler kommerziell erhältlichen, verschleißfesten Materialien einschließlich ABRAZO 450 und einem 13% Cr martensitischem Stahl überlegen.
Die Bruchzähigkeit (Widerstandsvermögen gegen die Ausbreitung eines vorher vorhandenen Spaltes) der walzharten, 30 mm dicken, bainitischen Stahlplatten hat sich mit 25 bis 60 MPam^0,5 als signifikant höher erwiesen als bei wärmebehandelten, perlitischen Schienen mit typischen Werten im Bereich von 30 bis 40 MPam^0,5.
Die walzharten, 30 mm dicken, bainitischen Stahlplatten haben sich als einwandfrei abschmelzschweißbar erwiesen, wobei in den kritischen HAZ-Schweißbereichen der mit normaler Luft abgekühlten, abschmelzgeschweißten Platten Härtegrade erreicht wurden, welche denjenigen des benachbarten Materials der Platten entsprechen oder diese geringfügig übertreffen, wie es der 7 zu entnehmen ist.
Wie aus 8 ersichtlich, wiesen die Proben der walzharten, 30 mm dicken, bainitischen Stahlplatten eine hohe Härtbarkeit auf, wobei bei Abkühlraten zwischen 225 und 2°C/sec auf 700°C praktisch konstante Härtegrade an den Abständen zwischen 1,5 und 50 mm von dem abgeschreckten Ende erreicht wurden.

Claims

Verfahren zur Herstellung einer verschleiß- und rollkontaktermüdungsbeständigen, carbidfreien, bainitischen Stahlschiene, wobei das Verfahren die Schritte des Warmwalzens zur Formgebung eines Stahls mit einer Zusammensetzung, welche zwischen 0,05 und 0,50 Mass.-% Kohlenstoff, zwischen 1,00 und 3,00 Mass.-% Silicium und/oder Aluminium, zwischen 0,50 und 2,50 Mass.-% Mangan, zwischen 0,25 und 2,50 Mass.-% Chrom, zwischen 0 und 3,00 Mass.-% Nickel, zwischen 0 und 0,025 Mass.-% Schwefel, zwischen 0 und 1,00 Mass.-% Wolfram, zwischen 0 und 1,00 Mass.-% Molybdän, zwischen 0 und 3 Mass.-% Kupfer, zwischen 0 und 0,10 Mass.-% Titan, zwischen 0 und 0,50 Mass.-% Vanadium und zwischen 0 und 0,005 Mass.-% Bor, Gleichgewichts-Eisen und gegebenenfalls Verunreinigungen enthält, sowie des kontinuierlichen Abkühlens der Schiene von ihrer Warmwalztemperatur auf Umgebungstemperatur in Luft unter Erhalt der gewünschten verschleiß- und rollkontaktermüdungsbeständigen, carbidfreien, bainitischen Stahlschiene umfaßt.
Verfahren nach Anspruch 1, wobei der Kohlenstoffgehalt der Schiene zwischen 0,10 und 0,35 Mass.-% beträgt.
Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, wobei der Siliciumgehalt zwischen 1,00 und 2,50 Mass.-% beträgt.
Verfahren nach einem der vorangehenden Ansprüche, wobei der Mangangehalt zwischen 1,00 und 2,50 Mass.-%, der Chromgehalt zwischen 0,35 und 2,25 Mass.-% und der Molybdängehalt zwischen 0,15 und 0,60 Mass.-% beträgt.