EP0620865B1 - Gleisteile sowie verfahren zur herstellung dieser - Google Patents

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EP0620865B1
EP0620865B1 EP93901743A EP93901743A EP0620865B1 EP 0620865 B1 EP0620865 B1 EP 0620865B1 EP 93901743 A EP93901743 A EP 93901743A EP 93901743 A EP93901743 A EP 93901743A EP 0620865 B1 EP0620865 B1 EP 0620865B1
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EP
European Patent Office
Prior art keywords
rail
section
railway
track element
steel
Prior art date
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Expired - Lifetime
Application number
EP93901743A
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English (en)
French (fr)
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EP0620865A1 (de
Inventor
Wilhelm Heller
Gerhard Ratz
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Butzbacher Weichenbau GmbH
Voestalpine Turnout Technology Germany GmbH
Original Assignee
Voestalpine BWG GmbH
Butzbacher Weichenbau GmbH
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Publication date
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Application filed by Voestalpine BWG GmbH, Butzbacher Weichenbau GmbH filed Critical Voestalpine BWG GmbH
Publication of EP0620865A1 publication Critical patent/EP0620865A1/de
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/04—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for rails
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10S—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10S148/00—Metal treatment
    • Y10S148/902—Metal treatment having portions of differing metallurgical properties or characteristics

Definitions

  • the invention relates to track parts made using steel.
  • the invention further relates to a method for producing track parts by at least rolling steel.
  • C carbon
  • Mn manganese
  • Si silicon
  • Cr chromium
  • Pmax phosphorus max
  • Smax sulfur max
  • Rm tensile strength
  • A5 elongation at break.
  • a disadvantage of martensitic tempering i.e. austenitizing, quenching and tempering, is insufficient hardening and / or tensile strengths below 1300 N / mm for hardnesses below 400 HV.
  • the material group of the rail steels was replaced by tempered steels.
  • Steels such as 50 Cr Mo4 and 50 Cr V4 are used.
  • the hardening is carried out to tensile strengths of 1100 N / mm to 1350 N / mm.
  • Fine pearlizing is based on UIC 900 A rails according to Table 1 or a comparable AREA quality. Good hardening depths are achieved, although the maximum values are limited to ⁇ 400 HV.
  • the yield strength and tensile strength are 850 N / mm and 1250 N / mm, respectively (see, for example, "testing high-strength, naturally hard rails on the Gotthard line", Ch. Hoffmann, W. Heller, J. rempligge, R. Schweitzer, ETR 38 (1989), pages 775/781.
  • the combination of fine pearlitization with simultaneous precipitation hardening allows hardening from 400 HV to 440 HV with yield strengths from 800 N / mm to 900 N / mm.
  • the steels used are at the limit of the permissible fracture toughness.
  • a tensile strength of 1400 N / mm is generally considered to be the upper limit.
  • DE 31 11 420 A1 shows an essentially pearlitic steel alloy in which the austenitizing temperature is above 743 ° C. in order to rule out undesirable martensite formation during rolling or slipping between a wheel and a rail.
  • it is proposed according to EP 0 247 021 A2 to heat the steel to austenitizing temperature, to accelerate cooling using gaseous and / or liquid coolant, using at least two nozzle assemblies.
  • the present invention is based on the problem of providing track parts or a method for producing them which can be used both for normal track and for the turnout area, the steel when used as a rail material in its fracture toughness and thus in the fracture resistance of pearlitic splints of corresponding strength levels should be clearly superior.
  • the strength and the associated yield strength should also ensure resistance to plastic deformation, in particular can occur in highly stressed switches.
  • the steel is a vacuum-treated steel with 0.53 to 0.62% C, 0.15 to 0.25% Si, 0.65 to 1.1% Mn, 0.8 to 1, 3% Cr, 0.05 to 0.11% Mo, 0.05% to 0.11% V, ⁇ 0.02% P, optionally up to 0.025% Al, optionally up to 0.5% Nb, residual iron and usual melting-related Impurities, the ratio of Mn to Cr being approximately 0.80 M Mn: Cr 0,8 0.85 and the ratio of Mo to V being approximately 1 that the track part in the form of a rail is rolled steel with a pearlitic structure and that the track part in the form of a switch section is a rolled rail section as the starting material, which by tempering has a martensitic structure at least in the rail head.
  • the Al content without controlled additions of Al should be between 0.001% and 0.005%, if possible below 0.003%. If Al is an alloy component, 0.015 to 0.025% Al should be added.
  • the hydrogen content should be below 2 ppm in all fillings.
  • the steel can have niobium (Nb) in a proportion of, preferably between 0.002% and 0.04%.
  • the problem is solved according to the invention in that a vacuum-treated steel with 0.53 to 0.62% C, 0.15 to 0.25% Si, 0.65 to 1.1% Mn, 0.8 to 1.3 % Cr, 0.05 to 0.11% Mo, 0.05 to 0.11% V, ⁇ 0.2% P optionally up to 0.025% Al, optionally up to 0.5% Nb.
  • Residual iron and usual impurities due to melting are used, the ratio of Mn to Cr being approximately 0.80 M Mn: Cr 0,8 0.85 and the ratio of Mo to V being approximately 1, that for the production of a rail as a track part the steel is rolled and has a pearlitic structure with a minimum strength of 900 N / mm, that for the production of a switch section as a track part a section of the rolled rail at least in the area of its head to an austenitizing temperature of approx. 850 ° Heated to approx. 1050 ° C, using cooling fluids in 60 to 120 seconds from a temperature of approx. 850 ° C to approx. 500 ° C and in 140 to 400 seconds from a temperature of approx. 500 ° C to approx. 200 ° C cooled and then tempered to a minimum strength of 1,500 N / mm. Further cooling to room temperature can take place, for example, in air.
  • the Al content without controlled addition of Al should be between 0.001% and 0.005%, if possible below 0.003%. In the case of Al alloy constituents, 0.015 to 0.025% Al should be added.
  • the rail section is preferably inductively heated and then compressed air at a cooling rate of about 175 ° C / minute from about 850 ° C to about 500 ° C, then at a cooling rate of about 75 ° C / minute of about 500 ° C to about 200 ° C, optionally then cooled to room temperature in still air and then subjected to a tempering treatment at about 500 ° C, which preferably lasts in about 30 minutes to 120 minutes.
  • the possibility has been created through material and heat treatment of a pearlitic steel in the rolled state, which is of the same type with standard and special grades and can be butt welded, with initial strengths of ⁇ 900 N / mm or ⁇ 1000 N / mm or ⁇ 1100 N / mmm by hardening and tempering in the rail head to set strengths above 1500 N / mm corresponding to a hardness ⁇ 450 HV.
  • the steel in the rolled state is cracked in its fracture toughness and thus in fracture resistance
  • the strength and the associated yield strength make it resistant to plastic deformations, which occur particularly in high-stress switches.
  • the desired strength levels can be achieved with steels, the directional analyzes of which can be found in Table 2: stolen strength C. Si Mn Cr Mo / V P max N / mm % ⁇ 0.02 % ⁇ 0.05 % ⁇ 0.10 % ⁇ 0.10 % ⁇ 0.01 % 1 ⁇ 900 0.55 0.20 0.75 0.90 0.06 0.020 2nd ⁇ 1000 0.58 0.20 0.85 1.00 0.08 0.020 3rd ⁇ 1100 0.60 0.20 1.00 1.20 0.10 0.015
  • the rail parts tempered according to the invention also show considerable advantages in terms of their mechanical properties compared to finely pearlized rails, as shown in Table 4 below: treatment Rp 0.2 Rm Flexural fatigue strength K IC N / mm N / mm N / mm N / mm 3/2 finely pearlized 850 1250 400 1050 according to the invention 1390 1550 700 1800 + 59% + 24% + 75% + 71%
  • the yield point Rp02 which is important for maintaining the geometry in turnouts, has increased by 59%, the tensile strength Rm by 24% compared to fine pearlized turnouts.
  • the flexural fatigue strength which determines the resistance to fatigue damage such as breakouts, has improved by 75%.
  • the fracture toughness K IC could be increased by approximately 70%.
  • the teaching according to the invention results in considerable advantages both in track construction and in particular in switch construction.
  • the expected long service life brings an improvement in safety against breakage, driving comfort and economy.
  • FIG. 1 shows a cross section of a track part (10) produced according to the invention in the form of a rail, which comprises a rail foot (12), a web (14) and a rail head (16).
  • a vacuum-treated steel analysis was used to manufacture the rail, which can be seen in Table 2.
  • the Al content is preferably 0.001% and 0.005%, if possible below 0.003%.
  • aluminum with a proportion of 0.01% to 0.05% and niobium with a proportion of 0.02% to 0.04% can also be present.
  • the rail is formed by rolling and after rolling has a pearlitic structure with a strength of 900 N / mm to 1220 N / mm with fracture toughness above 1500 N / mm 3/2 .
  • tempering is carried out, that is to say martensitic hardening and tempering.
  • the rail head (16) is heated to the hardening temperature, ie to the austenitizing temperature in the range from 850 ° C. to 1,050 ° C., preferably heated inductively.
  • the temperature range between 850 ° C and 500 ° C being run in 60 to 120 seconds and the temperature range from 500 ° C to 200 ° C in 140 to 400 seconds.
  • the higher cooling rate should be used in the lower alloy area and the lower in the upper alloy area reach.
  • bainite fractions of up to 70% are formed between 500 ° C and 250 ° C. They prevent the build-up of high cooling and transformation stresses in the transition to the base material and allow the use of comparatively high C contents without the formation of stress cracks.
  • the area marked with the reference symbol (18) is the compensation area
  • the region marked with the reference symbol (20) is the transition region
  • the region below and with the reference symbol (22) is the region that corresponds to the Corresponds to the rolling condition.
  • This area (22) extends from the lower part of the rail head (16) over the web (14) to the rail base (12).
  • tempering takes place in the temperature range between 450 ° C and 600 ° C depending on the selected duration.
  • FIG. 2 shows a semi-schematic representation of the temperature-time curve in the heat treatment provided.
  • the area (24) corresponds to the heating, the area (26) to the temperature compensation, the area (28) to the cooling area between 950 ° C and 500 ° C, the area (30) to the cooling area between 500 ° C and 200 ° C, the area (32) the cooling area between 200 ° C and 20 ° C.
  • the region (34) starts the tempering, ie the heating to the tempering temperature.
  • the area (36) shows the holding time at the starting temperature.
  • the area (38) is intended to reflect the cooling to room temperature.
  • the scatter band (48) corresponds to a fine pearlization according to DE 34 46 794 C1.
  • the scatter band (50) is said to be a fine pearlizing according to "head-hardened rail for the highest operational demands", H. Schmedders, H. Bienzeisler, K.-H. Tucke and K. Wick, ETR (1990) Issue 4.
  • the entire cross section of the track part (10) can thus be austenitized and cooled in such a way that the area (18) in FIG. 1 forms martensite, the area (20) predominantly bainite and the remaining cross section forms pearlite structure. Starting is done as already described.
  • An advantage of this variant is that no softening occurs in the transition from the heat-treated area to the base material.
  • the entire cross section can be hardened and the areas (18) and (20) can be left on as described.
  • the remaining cross section is additionally tempered at a temperature which is 100 to 150 ° C higher in such a way that the strength in this area is approximately 400 N / mm lower than in areas (18) and (20).
  • the advantage of this variant is that a particularly high level of break resistance is set in the web (14) and foot (12) of the rail section (10).

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Description

  • Die Erfindung bezieht sich auf Gleisteile hergestellt unter Verwendung von Stahl. Ferner bezieht sich die Erfindung auf ein Verfahren zur Herstellung von Gleisteilen durch zumindest Walzen von Stahl.
  • Insbesondere durch die Geschwindigkeitszunahme von Zügen bedingt werden immer höhere Anforderungen an den Oberbau gestellt. Dabei sollen insbesondere Schienen und Welchen einen hohen Widerstand gegen Verschleiß, Verquetschungen und Ermüdungsschäden aufweisen. Auch soll eine Bruchsicherheit und eine Geeignetheit zum Schweißen gegeben sein. Diese Forderungen haben den Einstaz von Schienen mit 900 N/mm und 1100 N/mm Mindestzugfestigkeit begründet.
  • Die chemische Zusammensetzung und mechanischen Eigenschaften entsprechender zum Einsatz gelangender Schienen, wie sie sich z. B. aus Werkstoffkunde Stahl, Band 2, D 27, Seine 594/602, Verlag Stahleisen, Düsseldorf 1985 "Stähle für den Eisenbahnoberbau" ergeben, sind beispielhaft der Tabelle 1 zu entnehmen.
    Figure imgb0001
  • Dabei bedeuten:
    C = Kohlenstoff, Mn = Mangan, Si = Silizium, Cr = Chrom, Pmax = Phosphor max, Smax = Schwefel max, Rm = Zugfestigkeit, A5 = Bruchdehnung.
  • Die mit steigender Zugfestigkeit bei naturharten Schienen in der Regel abnehmende Bruchzähigkeit hat sowohl bei Schienen als auch bei Weichenteilen zu Entwicklungen geführt, um die Gebrauchseigenschaften durch eine Wärmebehandlung weiter zu verbessern. Durchgesetzt haben sich dabei das martensitische Vergüten und das Feinperlitisieren (siehe z. B. "Zur Schienenherstellung und - entwicklung in Großbritannien, in den U.S.A., in Kanada sowie in Japan", Stahl und Eisen 90 (1970), Seite 922/28 oder DE-PS 25 41 978 oder DE 34 46 794 C1).
  • Nachteilig beim martensitischen Vergüten, also Austenitisieren, Abschrecken und Anlassen, ist eine unzureichende Einhärtung und/oder Zugfestigkeiten unter 1300 N/mm bei Härten unter 400 HV.
  • In Weichenteilen, insbesondere im Herzstückbereich wurde die Werkstoffgruppe der Schienenstähle durch Vergütungsstähle ausgetauscht. Hierbei kommen Stähle wie 50 Cr Mo4 und 50 Cr V4 zur Anwendung. Dabei erfolgt das Vergüten auf Zugfestigkeiten von 1100 N/mm bis 1350 N/mm.
  • Allerdings ist die Herstellung vergüteter Schienen wieder eingestellt worden. Anlaß hierfür war unter anderem, daß der Einsatz von Vergütungsstählen in Weichen die Herstellung von Weichen aus einer einheitlichen Werkstoffsorte nicht gestattet, da die Vergütungsstähle, wenn sie zu Schienen gewalzt werden, nicht die geforderten mechanischen und technologischen Eigenschaften zeigen. Auch zeigen sie Grenzen in ihrer Vergütungsfestigkeit.
  • Beim Feinperlitisieren geht man von UIC 900 A Schienen gemäß Tabelle 1 bzw. einer vergleichbaren AREA-Güte aus. Dabei erreicht man gute Einhärtetiefen, wobei allerdings die Höchstwerte auf ≤ 400 HV begrenzt sind. Die Streckgrenze und die Zugfestigkeit liegen bei 850 N/mm bzw. 1250 N/mm (siehe z. B. "Erprobung hochfester naturharter Schienen auf der Gotthardstrecke", Ch. Hoffmann, W. Heller, J. Flügge, R. Schweitzer, ETR 38 (1989), Seite 775/781.
  • Die Verbindung eines Feinperlitisierens mit gleichzeitiger Ausscheidungshärtung erlaubt Härten von 400 HV bis 440 HV bei Streckgrenzen von 800 N/mm bis 900 N/mm. Die eingesetzten Stähle bewegen sich jedoch dabei an der Grenze der zulässigen Rißzähigkeit. Allgemein wird eine Zugfestigkeit von 1400 N/mm als obere Grenzen angesehen.
  • Um eine höhere Festigkeit an kritisch beanspruchten Stellen in einer Weiche herzustellen, ist auch vorgeschlagen worden, besonders harten Sonderstahl (HV ≥ 500) im Bereich der Herzstückspitze einzuschweißen ("Developments in high-speed turnout design", Dr. Helmut Adelsberger, Voest-Alpine GmbH (1991)).
  • Der DE 31 11 420 A1 ist eine im wesentlichen perlitische Stahllegierung zu entnehmen, bei der die Austenitisierungstemperatur bei über 743°C liegt, um bei Roll- bzw. Schlupfvorgängen zwischen einem Rad und einer Schiene eine unerwünschte Martensitbildung auszuschließen. Um Weichenteile aus Stahl zu vergüten, ist nach der EP 0 247 021 A2 vorgeschlagen, den Stahl auf Austenitisierungstemperatur zu erwärmen, unter Anwendung cines gasförmigen und/oder flüssigen Kühlmittels eine beschleunigte Abkühlung vorzunehmen, wobei zumindest zwei Düsenstöcke verwendet werden.
  • Der vorliegenden Erfindung liegt das Problem zugrunde, Gleisteile bzw. ein Verfahren zur Herstellung solcher zur Verfügung zu stellen, die sowohl für das normale Gleis als auch für den Weichenbereich verwendet werden können, wobei der Stahl bei der Verwendung als Schienenmaterial in seiner Rißzähigkeit und damit in der Bruchsicherheit perlitischer Schienen entsprechender Festigkeitsstufen deutlich überlegen sein soll. Auch soll die Festigkeit und damit verbundene Streckgrenze eine Beständigkeit gegen plastische Verformung gewähren, die insbesondere in hochbeanspruchten Weichen auftreten können.
  • Das Problem wird erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß der Stahl ein vakuumbehandelter Stahl mit 0,53 bis 0,62 % C, 0,15 bis 0,25 % Si, 0,65 bis 1,1 % Mn, 0,8 bis 1,3 % Cr, 0,05 bis 0,11 % Mo, 0,05 % bis 0,11 % V, ≤ 0,02 % P, wahlweise bis 0,025%Al, wahlweise bis 0,5 % Nb, Resteisen sowie übliche erschmelzungsbedingte Verunreinigungen ist, wobei das Verhältnis von Mn zu Cr in etwa 0,80 ≤ Mn : Cr ≤ 0,85 beträgt und das Verhältnis von Mo zu V in etwa 1 beträgt, daß das Gleisteil in Form einer Schiene gewalzter Stahl mit perlitischem Gefüge ist und daß das Gleisteil in Form eines Weichenabschnitts ein gewalzter Schienenabschnitt als Ausgangsmaterial ist, der durch Vergüten ein martensitisches Gefüge zumindest im Schienenkopf aufweist.
  • Bei einem Al-freien Stahl sollte der Al-Gehalt ohne kontrollierte Zugaben von Al zwischen 0,001 % und 0,005 %, möglichst unter 0,003 % liegen. Bei Al als Legierungsbestandteil sollte 0,015 bis 0,025 % Al zugegeben werden. Der Wasserstoffgehalt soil in allen Füllen unter 2 ppm liegen.
  • Gegebenenfalls kann der Stahl Niobium (Nb) mit einem Anteil von, vorzugsweise zwischen 0,002 % und 0,04 % aufweisen.
  • Verfahrensmäßig wird das Problem erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß ein vakuumbehandelter Stahl mit 0,53 bis 0,62 % C, 0,15 bis 0,25 % Si, 0,65 bis 1,1 % Mn, 0,8 bis 1,3 % Cr, 0,05 bis 0,11 % Mo, 0,05 bis 0,11 % V, ≤ 0,2 % P wahlweise bis 0,025%Al, wahlweise bis 0,5 % Nb. Resteisen sowie üblichen erschmelzungsbedingten Verunreinigungen verwendet wird, wobei das Verhältnis von Mn zu Cr in etwa 0,80 ≤ Mn : Cr ≤ 0,85 beträgt und das Verhältnis von Mo zu V in etwa 1 beträgt, , daß zur Herstellung eine Schiene als Gleisteil der Stahl gewalzt wird und ein perlitisches Gefüge mit einer Mindestfestigkeit von 900 N/mm aufweist, daß zur Herstellung eines Weichenabschnitts als Gleisteil ein Abschnitt der gewalzten Schiene zumindest im Bereich ihres Kopfes auf Austenitisierungstemperatur von ca. 850 °C bis ca. 1050 °C erwärmt, mittels Kühlfluids in 60 bis 120 Sekunden von einer Temperatur von ca. 850 °C auf ca. 500 °C und in 140 bis 400 Sekunden von einer Temperatur von ca. 500 °C auf ca. 200 °C abgekühlt und anschließend auf eine Mindestfestigkeit von 1.500 N/mm angelassen wird. Eine weitere Abkühlung auf Raumtemperatur kann z.B. an Luft erfolgen.
  • Sofern ein Al-freier Stahl zum Einsatz gelangt, sollte der Al-Gehalt ohne kontrollierte Zugabe von Al zwischen 0,001 % und 0,005 %, möglichst unter 0,003 % liegen. Bei Al Legierungsbestandteil sollte 0.015 bis 0,025 % Al zugegeben werden.
  • Der Schienenabschnitt wird vorzugsweise induktiv erwärmt, um anschließend mit Preßluft mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von in etwa 175 °C/Minute von in etwa 850 °C auf in etwa 500 °C, sodann mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von in etwa 75 °C/Minute von in etwa 500 °C auf in etwa 200 °C, gegebenenfalls anschließend an ruhender Luft auf Raumtemperatur abgekühlt wird und sodann bei in etwa 500 °C einer Anlaßbehandlung unterzogen wird, die vorzugsweise in etwa 30 Minuten bis 120 Minuten andauert.
  • Mit der erfindungsgemäßen Lehre ist durch Werkstoff und Wärmebehandlung die Möglichkeit geschaffen worden, an einem im Walzzustand perlitischen Stahl, der mit Standard- und Sondergüten artgleich ist und stoßgeschweißt werden kann, bei Ausgangsfestigkeiten von ≥ 900 N /mm bzw. ≥ 1000 N/mm bzw. ≥ 1100 N /mmm durch Härten und Anlassen im Schienenkopf Festigkeiten über 1500 N/mm entsprechender einer Härte ≥ 450 HV einzustellen. Dabei ist der Stahl im Walzzustand in seiner Rißzähigkeit und damit in der Bruchsicherheit den perlitischen Schienen der entsprechenden Festigkeitsstufen deutlich überlegen. Die Festigkeit und damit verbundene Streckgrenze macht ihn gegen plastische Verformungen, die insbesondere in hochbeanspruchten Weichen auftreten, beständig.
  • Erfindungsgemäß lassen sich die angestrebten Festigkeitsstufen mit Stählen erreichen, deren Richtanalysen der Tabelle 2 zu entnehmen sind:
    Stahl Festigkeit C Si Mn Cr Mo/V P max
    N/mm %±0,02 %±0,05 %±0,10 %±0,10 %±0,01 %
    1 ≥ 900 0,55 0,20 0,75 0,90 0,06 0,020
    2 ≥ 1000 0,58 0,20 0,85 1,00 0,08 0,020
    3 ≥ 1100 0,60 0,20 1,00 1,20 0,10 0,015
  • Durch die erfindungsgemäße Lehre werden im Walzzustand an Schienen z. B. des Profils UIC 60 bei gleicher Festigkeit gegenüber Schienen nach den technischen Lieferbedingungen UIC 860 deutlich bessere Zähigkeits- und vor allem Rißzähigkeitswerte erreicht, wie der Tabelle 3 zu entnehmen ist. Insbesondere die Rißzähigkeit eignet sich zu Beurteilung des Bruchverhaltens und ist ein Maß für die Bruchsicherheit.
    Güte UIC 900A Stahl 1 Stahl 2 Güte UIC 1100 Stahl 3
    Zugfestigkeit Rm (N/mm) 975 975 1044 1126 1126
    Bruchdehnung A5 (%) 13,5 16,0 (+ 19%) 15,0 10,0 13,0 (+ 30%)
    Rißzähigkeit KLC (N/mm3/2) 1200 1750 (+ 46%) 1670 1010 1650 (+ 63%)
  • Aber auch gegenüber feinperlitisierten Schienen zeigen die erfindungsgemäß vergüteten Gleisteile in ihren mechanischen Eigenschaften erhebliche Vorteile, wie die nachstehende Tabelle 4 belegt:
    Behandlung Rp0,2 Rm Biegewechselfestigkeit KIC
    N/mm N/mm N/mm N/mm3/2
    feinperlitisiert 850 1250 400 1050
    erfindungsgemäß 1390 1550 700 1800
    + 59% + 24% + 75% + 71%
  • Wie die Tabelle verdeutlicht, ist die für die Erhaltung der Geometrie in Weichen wichtige Streckgrenze Rp₀₂ um 59 %, die Zugfestigkeit Rm um 24 % gegenüber feinperlitisierten Weichen angestiegen. Die Biegewechselfestigkeit, die den Widerstand gegen Ermüdungsschäden wie Fahrkantenausbrechungen bestimmt, hat sich um 75 % verbessert. Gleichzeitig konnte die Rißzähigkeit KIC um in etwa 70 % gesteigert werden.
  • Durch die erfindungsgemäße Lehre ergeben sich sowohl im Gleisbau als insbesondere im Weichenbau erhebliche Vorteile. Die zu erwartende lange Lebensdauer birgt eine Verbesserung der Bruchsicherheit, des Fahrkomforts und der Wirtschaftlichkeit.
  • Weitere Einzelheiten. Vorteile und Merkmale der Erfindung ergeben sich nicht nur aus den Ansprüchen, den diesen zu entnehmenden Merkmalen - für sich und/oder in Kombination -, sondern auch aus der nachfolgenden Beschreibung der zeichnerischen Darstellungen.
  • Es zeigen:
    • Fig. 1
    einen Querschnitt durch eine erfindungsgemäß wärmebehandelte Schiene,
    Fig. 2
    einen Temperatur-/Zeitverlauf bei einer Wärmebehandlung (halbschematisch) und
    Fig. 3
    den Härteverlauf wärmebehandelter Schienen.
  • In Fig. 1 ist ein Querschnitt eines erfindungsgemäß hergestellten Gleisteils (10) in Form einer Schiene dargestellt, die einen Schienenfuß (12), einen Steg (14) sowie einen Schienenkopf (16) umfaßt.
  • Zur Herstellung der Schiene ist ein vakuumbehandelter Stahl einer Analyse genutzt worden, die der Tabelle 2 zu entnehmen ist. Bei einem Al-freien Stahl beträgt der Al-Anteil vorzugsweise 0,001 % und 0,005 %, möglichst unter 0,003 %. Es kann jedoch auch Aluminium mit einem Anteil von 0,01 % bis 0,05 % sowie Niobium mit einem Anteil von 0,02 % bis 0,04 % vorhanden sein.
  • Die Schiene wird durch Walzen geformt und weist nach dem Walzen ein perlitisches Gefüge mit einer Festigkeit von 900 N/mm bis 1220 N/mm bei Rißzähigkeiten über 1500 N/mm3/2 auf.
  • Um aus dem Gleisteil (10) ein Weichenteil herzustellen, erfolgt ein Vergüten, das heißt martensitisches Härten und Anlassen. Hierzu wird der Schienenkopf (16) auf Härtetemperatur, d. h. auf Austenitisierungstemperatur im Bereich von 850 °C bis 1.050 °C erhitzt, vorzugsweise induktiv erwärmt. Anschließend erfolgt eine Abkühlung, wobei der Temperaturbereich zwischen 850 °C und 500 °C in 60 bis 120 Sekunden und der Temperaturbereich von 500 °C bis 200 °C in 140 bis 400 Sekunden durchlaufen wird. Dabei sollte im unteren Legierungsbereich die höhere und im oberen Legierungsbereich die geringere Abkühlungsgeschwindigkeit zur Anwendung gelangen.
  • Bei dieser Abkühlung stellen sich bei den angegebenen chemischen Zusammensetzungen Martensit mit geringen Bainitanteilen im Bereich des außenliegenden Schienenkopfbereiches (18) ein. Im darunterliegenden Bereich (20) bilden sich zwischen 500 °C und 250 °C Bainitanteile bis 70 %. Sie verhindern den Aufbau hoher Abkühl- und Umwandlungsspannungen im Übergang zum Grundwerkstoff und erlauben die Verwendung vergleichsweiser hoher C-Gehalte ohne Bildung von Spannungsrissen.
  • Mit anderen Worten ist der mit dem Bezugszeichen (18) versehene Bereich (äußerer Kopfbereich) der Vergütungsbereich, der mit dem Bezugszeichen (20) versehene Bereich (innenliegender Kopfbereich) der Übergangsbereich und der darunterliegende und das Bezugszeichen (22) aufweisende Bereich derjenige, der dem Walzzustand entspricht. Dieser Bereich (22) erstreckt sich vom unteren Teil des Schienenkopfes (16) über den Steg (14) zu dem Schienenfuß (12).
  • Nachdem eine Temperatur von 200 °C erreicht ist, kann gegebenenfalls eine weitere Abkühlung beliebiger Art erfolgen. Das Anlassen erfolgt je nach gewählter Anlaßdauer im Temperaturbereich zwischen 450 °C und 600 °C.
  • Der Fig. 2 ist eine halbschematische Darstellung des Temperatur-Zeit-Verlaufs bei der vorgesehenen Wärmebehandlung zu entnehmen. So entspricht der Bereich (24) dem Aufheizen, der Bereich (26) dem Temperaturausgleich, der Bereich (28) dem Abkühlungsbereich zwischen 950 °C und 500 °C, der Bereich (30) dem Abkühlungsbereich zwischen 500 °C und 200 °C, der Bereich (32) dem Abkühlungsbereich zwischen 200 °C und 20 °C. Mit dem Bereich (34) beginnt das Anlassen, d. h. das Aufheizen auf die Anlaßtemperatur. Der Bereich (36) gibt die Haltezeit auf Anlaßtemperatur wieder. Schließlich soll durch den Bereich (38) die Abkühlung auf Raumtemperatur widergespiegelt werden.
  • Bei induktiver Erwärmung auf 950 °C und Anwendung einer Preßluftabkühlung mit 150 °C/Minute im Temperaturbereich von 85 °C bis 500 °C und 75 °C/Minute von 500 °C auf 200 °C mit anschließender Abkühlung an ruhender Luft auf Raumtemperatur und einer Anlaßbehandlung von 30 Minuten bei 500 °C wurde an Stahl 3 gemäß Tabelle 2 ein Härteverlauf entsprechend der gestrichelten Linie (40) im Streuband (42) gemäß Fig. 3 eingestellt. Dabei ist in der Graphik der Abstand von der Fahrfläche (44) des Schienenkopfes (16) entlang der Hochachse (46) gegenüber der Härte HV aufgetragen.
  • Die weiteren in der Fig. 3 dargestellten Härteverläufe entsprechen Weichenteilen. die nach dem Stand der Technik vergütet worden sind.
  • So entspricht das Streuband (48) einer nach der DE 34 46 794 C1 erfolgten Feinperlitisierung.
  • Das Streuband (50) soll eine Feinperlitisierung gemäß "Kopfgehärtete Schiene für höchste Betriebsansprüche", H. Schmedders, H. Bienzeisler, K.-H. Tucke und K. Wick, ETR (1990) Heft 4, repräsentieren.
  • Ferner soll in Fig. 3 die Linie (52). die einer induktiven Vergütung nach "Zur Schienenherstellung und -entwicklung in Großbritannien, in den USA, in Kanada sowie in Japan", Stahl und Eisen 90 (1970), S. 922/28, entspricht, das bei martensitischen Gefügen nachteilige Härtetal verdeutlichen, das häufig bereits in unzulässigen Tiefen auftritt.
  • Vorteilhafte Varianten der erfindungsgemäßen Lehre sind im folgenden zu sehen:
  • So kann der gesamte Querschnitt des Gleisteils (10) austenitisiert und so abgekühlt werden, daß der Bereich (18) in Fig. 1 Martensit, der Bereich (20) überwiegend Bainit und der restliche Querschnitt Perlitgefüge bildet. Das Anlassen erfolgt wie bereits beschrieben. Ein Vorteil dieser Variante ist, daß im Übergang vom wärmebehandelten Bereich zum Grundwerkstoff keine Entfestigung eintritt.
  • Es besteht auch die Möglichkeit, den gesamten Querschnitt zu härten und wie bereits beschrieben anzulassen.
  • Schließlich können der gesamte Querschnitt gehärtet und die Bereiche (18) und (20) wie beschrieben angelassen werden. Der restliche Querschnitt wird zusätzlich bei einer um 100 bis 150 °C höheren Temperatur so angelassen, daß in diesem Bereich die Festigkeit um ca. 400 N/mm niedriger liegt als in den Bereichen (18) und (20). Der Vorteil dieser Variante liegt zusätzlich darin, daß im Steg (14) und Fuß (12) des Schienenabschnitt (10) eine besonders hohe Bruchsicherheit eingestellt wird.
  • Zu erwähnen ist, daß die jeweils angegebenen %-Angaben für Sollanteile selbstverständlich Gewichts-% sind.

Claims (12)

  1. Gleisteil hergestellt aus Stahl,
    dadurch gekennzeichnet,
    daß der Stahl ein vakuumbehandelter Stahl mit 0,53 bis 0,62 % C, 0,15 bis 0,25 % Si, 0,65 bis 1,1 % Mn, 0,8 bis 1,3 % Cr, 0,05 bis 0,11 % Mo, 0,05 bis 0,11 % V, ≤ 0,02 % P, wahlweise bis 0,025 % Al, wahlweise 0,5 % Nb, Resteisen sowie übliche erschmelzungsbedingte Verunreinigungen ist, wobei das Verhältnis von Mn zu Cr in etwa 0,80 ≤ Mn : Cr ≤ 0,85 beträgt und das Verhältnis von Mo zu V in etwa 1 beträgt, daß das Gleisteil in Form einer Schiene (10) gewalzter Stahl mit perlitischem Gefüge ist und daß das Gleisteil in Form eines Welchenabschnitts ein gewalzter Schienenabschnitt als Ausgangsmaterial ist, der durch Vergütung ein martensitisches Gefüge zumindest im Schienenkopfbereich (18) aufweist.
  2. Gleisteil nach Anspruch 1,
    dadurch gekennzeichnet,
    daß der Al-Gehalt zwischen 0,001 % und 0,005 %, vorzugsweise unter 0,003 % liegt.
  3. Gleisteil nach Anspruch 1,
    dadurch gekennzeichnet,
    daß der Anteil von Al zwischen 0,015 % und 0,025 % liegt.
  4. Gleisteil nach Anspruch 1,
    dadurch gekennzeichnet,
    daß der Anteil von Nb zwischen 0,001 % und 0,04 % liegt.
  5. Gleisteil nach zumindest Anspruch 1,
    dadurch gekennzeichnet,
    daß die aus dem gewalzten Stahl mit dem perlitischen Gefüge bestehende Schiene eine Festigkeit von 900 N/mm bis 1200 N/mm bei einer Rißzähigkeit von in etwa zumindest 1,500 N/mm3/2 aufweist.
  6. Verfahren zur Herstellung eines Gleisteils durch zumindest Walzen von Stahl,
    dadurch gekennzeichnet,
    daß vakuumbehandelter Stahl mit 0,53 bis 0,62 % C, 0,15 bis 0,25 % Si, 0,65 bis 1,1 % Mn, 0,8 bis 1,3 % Cr, 0,05 bis 0,11 % Mo, 0,05 bis 0,11 % V, ≤ 0,02 % P, wahlweise bis 0,025 % Al, wahlweise bis 0,5 % Nb, Resteisen sowie üblichen erschmelzungsbedingten Verunreinigungen verwendet wird, wobei das Verhältnis von Mn zu Cr in etwa 0,80 ≤ Mn : Cr ≤ 0,85 beträgt und das Verhältnis von Mo zu V in etwa 1 beträgt, daß zur Herstellung einer Schiene als Gleisteil der Stahl gewälzt wird und ein perlitisches Gefüge mit einer Mindestfestigkeit von 900 N/mm aufweist und daß zur Herstellung eines Weichenabschnitts als Gleisteil ein Abschnitt der Schiene zumindest im Bereich ihres Kopfes auf Austenitisierungstemperatur von 850 °C bis 1050 °C erwärmt, mittels Kühlfluid in 60 bis 120 Sekunden von in etwa 850 °C auf in etwa 500 °C, in in etwa 140 bis 400 Sekunden von in etwa 500 °C bis 200 °C abgekühlt und anschließend auf eine Mindestfestigkeit von 1,500 N/mm angelassen wird.
  7. Verfahren nach Anspruch 6,
    dadurch gekennzeichnet,
    daß der Schienenabschnitt induktiv erwärmt und anschließend vorzugsweise mittels Preßluft mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von in etwa 175 °C/Minuten von ca. 850 °C auf ca. 500 °C, sodann mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von in etwa 75 °C/Minuten von ca. 500 °C auf ca. 200 °C, anschließend gegebenenfalls an ruhender Luft auf Raumtemperatur abgekühlt und sodann bei in etwa 500 °C einer Anlaßbehandlung unterzogen wird.
  8. Verfahren nach Anspruch 6,
    dadurch gekennzeichnet,
    daß die Anlaßbehandlung in etwa 30 Minuten bis 120 Minuten dauert.
  9. Verfahren nach zumindest einem der vorhergehenden Ansprüche,
    dadurch gekennzeichnet,
    daß der gesamte Querschnitt des Schienenabschnitts austenitisiert und derart abgekühlt wird, daß sich im äußeren Kopfbereich (18) Martensit, im sich anschließenden inneren Kopfbereich (20) überwiegend Bainit und im verbleibenden Bereich Perlitgefüge bildet.
  10. Verfahren nach zumindest einem der vorhergehenden Ansprüche,
    dadurch gekennzeichnet,
    daß der Schienenabschnitt über seinen gesamten Querschnitt gehärtet wird.
  11. Verfahren nach zumindest einem der vorhergehenden Ansprüche,
    dadurch gekennzeichnet,
    daß der Schienenabschnitt über seinen gesamten Querschnitt gehärter und sodann in seinem äußeren und inneren Kopfbereich (18, 20) bei einer Anlaßtemperatur TA mit vorzugsweise 500 °C < TA < 600 °C angelassen wird, und daß anschließend der verbleibende Querschnitt (12, 14, 22) bei einer Temperatur TB mit TB > TA, vorzugsweise TB in etwa 100 °C bis 150 °C höher als TA derart angelassen wird, daß sich eine Festigkeit ergibt, die in etwa 400 N/mm niedriger als in dem äußeren und inneren Kopfbereich liegt.
  12. Verfahren zur Herstellung von Weichenteilen mit Festigkeiten ≥ 1,500 N/mm im Schienenkopf,
    dadurch gekennzeichnet,
    daß aus einem vakuumbehandelten Stahl mit 0,53 % bis 0,62 % C, 0,15 bis 0,25 % Si, 0,65 % bis 1,1 % Mn, 0,8 bis 1,3 % Cr, mit Mn zu Cr in etwa 0,80 ≤ Mn : Cr ≤ 0,85, 0,05 bis 0,11 % Mo, 0,05 bis 0,11 % V, mit Mo : V ≈ 1 ≤ 0,02 % P, wahlweise bis 0,025 % Al, wahlweise bis 0,5 % Nb, Resteisen sowie üblichen erschmelzungsbedingten Verunreinigungen durch Walzen ein Schienenabschnitt mit perlitischem Gefüge mit Festigkeiten von 900 N/mm bis 1200 N/mm bei Rißzähigkeiten von über 1550 N/mm3/2 hergestellt wird, daß durch Erwärmen des Schienenkopfes auf in etwa 850 °C bis 1050 °C Austenit ausgebildet wird, der mittels eines Kühlfluids von in etwa 850 °C auf in etwa 500 in 60 bis 120 Sekunden, von in etwa 500 °C auf in etwa 200 °C in 140 bis 400 Sekunden agbekühlt und anschließend auf Festigkeiten in etwa über 1500 N/mm angelassen wird.
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