EP0849368B1 - Profiliertes Walzgut und Verfahren zu dessen Herstellung - Google Patents

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EP0849368B1
EP0849368B1 EP97890249A EP97890249A EP0849368B1 EP 0849368 B1 EP0849368 B1 EP 0849368B1 EP 97890249 A EP97890249 A EP 97890249A EP 97890249 A EP97890249 A EP 97890249A EP 0849368 B1 EP0849368 B1 EP 0849368B1
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EP
European Patent Office
Prior art keywords
rail
alloy
head
temperature
silicon
Prior art date
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Revoked
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EP97890249A
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English (en)
French (fr)
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EP0849368A1 (de
Inventor
Albin Dr. Jöller
Peter Dr. Pointner
Herbert-Adolf Dipl.-Ing. Schiffer
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.)
Voestalpine Rail Technology GmbH
Original Assignee
Voestalpine Schienen GmbH
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Application filed by Voestalpine Schienen GmbH filed Critical Voestalpine Schienen GmbH
Priority to SI9730643T priority Critical patent/SI0849368T1/xx
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Revoked legal-status Critical Current

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    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic hardening
    • 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
    • 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
    • C21D2211/002—Bainite

Definitions

  • the invention relates to a rail or rail track, consisting of a rail head, a rail and a web connecting these areas, made of an iron-based alloy containing carbon, silicon, manganese, optionally chromium, special carbide forming and the conversion behavior of the material influencing elements and / or microalloying additives, remainder Iron and production-related as well as usual impurities, with over the cross-section at least partially formed by accelerated cooling of the austenite of the alloy formed microstructure.
  • the invention comprises a method for producing such rail or rail tracks of an iron-based alloy containing carbon, silicon, manganese, optionally chromium, special carbide forming and the conversion behavior of the material influencing elements and / or Mikroegleiterszu algorithms, remainder iron and production-related and conventional impurities, with the cross section at least partially by accelerated cooling from the austenite region of the alloy formed microstructure, wherein at least parts of the surface of the provided Austenit with coolant or introduced into this.
  • the property profile of the component is adapted to the requirements of these or if corresponding to the pronounced individual loads on the part of these specifically high material characteristics.
  • the rails should on the one hand have a high wear resistance in the head area or on the surface carrying the wheels and, on the other hand, due to the bending stress in the track, high toughness, strength and resistance to breakage in the remaining cross-sectional area.
  • EP-186373-B1 Another method for forming a stable perlite structure in rails has become known from EP-186373-B1, which method essentially uses a nozzle arrangement for a coolant for accelerated cooling of the rail and the distance between the nozzle assembly and rail head depending on the Rail head to be achieved hardness value and the carbon equivalent of the steel is adjusted.
  • a method and a device for carrying out the method for heat treatment of profiled rolling, in particular rails, EP-693562-A can be seen, in particular in the rail head, a fine-pearlitic structure with increased hardness and abrasion resistance is formed.
  • Another method for creating a fine-pearlitic microstructure in the head region of the rail is disclosed in EP-293002. The rail head is cooled by hot water blasting to 420 ° C and then treated by means of a stream of air.
  • a rail with high wear resistance at the head and high resistance to fracture in the foot is achieved according to EP-136613-A or DE-3336006-A by a method in which the rail after rolling and cooling in air at 810 ° C to 890 ° C. austenitized and then cooled accelerated. The cooling takes place in such a way that a fine-pearlitic microstructure is created in the area of the head and a martensitic structure in the area of the foot, which is then tempered.
  • a rolling stock with advantageous mechanical properties preferably a driving or railway track with high abrasion resistance, in particular of the head, and high toughness of the other areas, according to the prior art in the material to set a fine-pearlitic microstructure and an inter-stage structure or bainite , possibly with martensite, to avoid.
  • the resulting carbides are designed to be significantly larger, arranged between the ferrite, significantly deteriorate the material toughness and promote material fatigue and increase the risk of breakage of the part, especially at impact loads. For this reason, rails should have no Bainitanteile in the structure.
  • a carbide-free bainitic steel with high abrasion resistance and improved contact fatigue resistance has become known from WO-96/22396.
  • high silicon and / or aluminum contents of 1.0 to 3.0% by weight in a low-alloyed 0.05 to 0.5% by weight of carbon and 0.5 to 2.5% by weight of manganese and 0 Steel containing from 25 to 0.5% by weight of chromium in the rolling stock is to be adjusted by continuous cooling from the rolling temperature to a substantially carbide-free "upper bainite" microstructure, which is a mixed structure of bainitic ferrite, retained austenite and high-carbon-containing martensite. At low temperatures and / or under mechanical stress, however, at least parts of the retained austenite in the microstructure can fold down to form martensite and / or a so-called deformation martensite, which increases the risk of crack initiation at the phase boundaries.
  • a method and a device in which a rail can also be heat-treated with a structural design of the lower bainite step is disclosed in DE-AS-1533982.
  • rails from the rolling heat are immersed in a fluidized bed and cooled to fluidized bed temperature and then taken out of the fluidized bed for further cooling.
  • rails with a pearlitic or bainitic structure and with the material properties determined by the microstructure can be created over the entire cross section.
  • the previously known rolling stock of low alloyed iron-based materials and the method, in particular heat treatment process for producing the same with improved performance characteristics is generally based on the disadvantage that the prior art according to a further increase in abrasion resistance and toughness of the material can be achieved only by expensive alloying measures ,
  • the invention seeks to remedy the situation and sets itself the goal of specifying a driving or rail track with an optimal combination of high abrasion resistance and high wear resistance of the head with increased toughness and material hardness and resistance to contact fatigue.
  • the iron-based alloy has a concentration of the elements in wt .-%: carbon 0.51 to 1.3 manganese 0.31 to 2.55 silicon Max 0.93 aluminum Max 0.06 Silicon plus aluminum below 0.99 possibly chrome 0.21 to 2.45 molybdenum to 0.88 tungsten to 1.69 vanadium to 0.39 Niobium and / or tantalum and / or zirconium and / or hafnium and / or titanium, individually or in total to 0.28 nickel to 2.4 boron to 0.006
  • a rail head with a structural design corresponding to a transformation in the lower bainite region has substantially improved mechanical properties.
  • the prerequisite for this are strictly limited silicon and / or aluminum contents of the material.
  • Higher concentrations of silicon and / or aluminum in low-alloyed iron-base materials reduce the gamma region in the state of the material system, so that a largely complete transformation of the structure of austenite in the region of the lower intermediate stage only at contents of silicon in wt.% Of Max 0, 93 and aluminum of max 0.06 and silicon plus aluminum below 0.99.
  • This advantageous carbide formation and carbide distribution in the structure of the lower intermediate stage obviously leads to a substantial improvement in the hardness and strength, toughness, resistance to breakage, abrasion resistance and wear resistance and to a high contact fatigue resistance of the rolling stock in the rail head.
  • the iron-based alloy essentially contains the elements in% by weight: carbon to 0.98 manganese 0.91 to 1.95 silicon 0.21 to 0.69 aluminum below 0.03 iron as rest having.
  • the mechanical property values of the material in the rail head can be further increased or improved if the iron-base alloy further contains the elements in% by weight: Chrome if necessary 0.38 to 1.95 molybdenum to 0.49 tungsten to 0.95 vanadium to 0.19 furthermore niobium and / or tantalum and / or zirconium and / or hafnium and / or titanium individually or in total to 0.19, such as nickel to 2.4, preferably to 0.95 boron to 0.006, preferably 0.004 having.
  • the iron-based alloy has the elements silicon, aluminum and carbon in concentrations such that the value is formed from 2.75 times%. Silicon and / or aluminum minus% carbon is equal to or less than 2.2.
  • the strongly ferrite-forming elements silicon and aluminum and the effective austenite-forming element carbon are advantageously assigned to each other in a conversion kinetically or coordinated with one another.
  • a rail track consisting of a rail head, a rail foot and a web connecting these areas, in which the lower bainite formed in the head of the rail structure has a depth of at least 15 mm, from the surface, especially highly loaded surface areas outstanding stability provide.
  • the rail in the head area with lower bainitic structure has a hardness of at least 400 HB, in particular from 420 HB to 600 HB.
  • the further object of the invention is achieved in a method of the abovementioned type by selecting the composition of the alloy as specified in claim 7, determining its transformation behavior during cooling from the austenite region and producing the rolling stock from the selected alloy, followed in the longitudinal direction only the head of the rail by means of a cooling liquid from the austenite region to a temperature between the martensite of the alloy and a value exceeding this by at most 250 ° C, preferably by at most 190 ° C, in particular to a temperature in the range of 5 ° C to 110 ° C is cooled above the martensite point and the structure in the lower bainite is allowed to convert isothermally.
  • the advantages achieved by the method according to the invention are essentially to see that an accurate manufacturing and quality planning for the rail can be created, the mechanical properties are significantly improved.
  • a low-cost chemical alloy composition which ensures the required property profile of the product at best, can be selected
  • the inventive transformation temperature control can be determined.
  • Particularly advantageous material properties of the rail head are achieved when the transformation of the microstructure isothermal in a temperature fluctuation range of at most PLUS MINUS 60 ° C. This results in most of the steels that are used for heavy-duty railroad tracks, a transformation temperature of at most 450 ° C, preferably of at most 400 ° C, in particular from 300 ° C to 380 ° C to adjust an inventive structure of the lower bainite.
  • the uniformity of the cooling over the cross section can be further improved, in the head rail profiles, when the rail in a first step in a cooling liquid fully immersed, after reaching a temperature of a surface area of at least 2 ° C, but especially 160 ° C above the martensite point of the alloy from which coolant is at least partially applied and in a second step only the region of the rail head with a high mass concentration is optionally temporarily left in the immersion bath or temporarily introduced into it.
  • the heat treatment technology for the conventional alloyed rail steels can be determined in such a way that a microstructure transformation takes place in the lower bainite region of the mixing region over essentially the entire cross section.
  • the rail immediately aligned after the deformation using the rolling heat achsavuchtend and creating a special material properties by converting the lower bainite of the material over the cross-section cooling process is supplied.
  • the method according to the invention is particularly advantageously applicable when railroad tracks, in particular high-performance lines, having high abrasion resistance or high wear resistance, high toughness and low contact fatigue are produced under high specific load, after rolling and thermal setting of a structure of the lower bainite area in the rail head subsequent straightening process, in particular Bieachvon at room temperature or slightly elevated temperature, to maintain the material properties with stable alignment of the rails is performed.
  • a rolling stock with a substantially H-shaped profile should be produced with a hardness between 550 HV and 600 HV and the highest possible toughness.
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Description

  • Die Erfindung betrifft eine Fahr- oder Eisenbahnschiene, bestehend aus einem Schienenkopf, einem Schienenfuß und einem diese Bereiche verbindenden Steg, aus einer Eisenbasislegierung enthaltend Kohlenstoff, Silizium, Mangan, gegebenenfalls Chrom, sonderkarbidbildende sowie das Umwandlungsverhalten des Werkstoffes beeinflussende Elemente und/oder Mikrolegierungszusätze, Rest Eisen und herstellungsbedingte sowie übliche Verunreinigungen, mit über den Querschnitt zumindest teilweise durch beschleunigte Abkühlung aus dem Austenitgebiet der Legierung gebildeter Gefügestruktur.
  • Weiters umfasst die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung von derartigen Fahr- oder Eisenbahnschienen aus einer Eisenbasislegierung enthaltend Kohlenstoff, Silizium, Mangan, gegebenenfalls Chrom, sonderkarbidbildende sowie das Umwandlungsverhalten des Werkstoffes beeinflussende Elemente und/oder Mikrolegierungszusätze, Rest Eisen und herstellungsbedingte sowie übliche Verunreinigungen, mit über den Querschnitt zumindest teilweise durch beschleunigte Abkühlung aus dem Austenitgebiet der Legierung gebildeter Gefügestruktur, wobei zumindest Teile der Oberfläche der im Austenitgebiet bereitgestellten Schiene mit Kühlmittel beaufschlagt oder in dieses eingebracht werden. Technisch und auch wirtschaftlich kann es von Vorteil sein, wenn das Eigenschaftsprofil des Bauteiles an die Anforderungen an diesen angepasst ist bzw. wenn entsprechend den ausgeprägten Einzelbelastungen an den Teil dieser spezifisch besonders hohe Werkstoffkennwerte aufweist.
  • Am Beispiel von Fahr-oder Eisenbahnschienen kann eine vielschichtige Materialbelastung deutlich erkannt werden. Für den schienengebundenen Verkehr sollen die Schienen einerseits einen hohen Verschleißwiderstand im Kopfbereich bzw. an der die Räder tragenden Oberfläche haben und andererseits, der Biegebeanspruchung im Gleis wegen, hohe Zähigkeit, Festigkeit und Bruchsicherheit im übrigen Querschnittsbereich aufweisen.
  • Um die Gebrauchseigenschaften der Schienen bei steigendem Verkehrsaufkommen und immer größeren Achslasten zu verbessern, wurden eine Vielzahl von Vorschlägen gemacht, deren Kopfhärte zu erhöhen.
  • Aus der AT-399346-B ist zur Erfüllung dieser Erfordernisse ein Verfahren bekannt, bei welchem der Schienenkopf aus dem Austenitgebiet der Legierung in einem einen synthetischen Kühlmittelzusatz aufweisenden Kühlmittel bis zu einer Oberflächentemperatur zwischen 450°C und 550°C eingetaucht und anschließend ausgebracht wird, wodurch im Kopfbereich ein feinperlitisches Gefüge mit erhöhter Materialhärte gebildet wird. Zur Durchführung des Verfahrens ist gemäß EP-441166-A eine Vorrichtung offenbart, die auf einfache Weise ein Eintauchen des Schienenkopfes in ein eine Kühlflüssigkeit beinhaltendes Tauchbecken ermöglicht.
  • Ein weiteres Verfahren zur Ausbildung einer stabilen Perlitstruktur in Schienen ist aus der EP-186373-B1 bekannt geworden, bei welchem Verfahren im Wesentlichen eine Düsenanordnung für ein Kühlmittel zur beschleunigten Abkühlung der Schiene verwendet und der Abstand zwischen Düsenanordnung und Schienenkopf in Abhängigkeit von dem für den Schienenkopf zu erzielenden Härtewert und dem Kohlenstoffäquivalent des Stahles eingestellt wird.
  • Ein Verfahren und eine Vorrichtung zur Durchführung des Verfahrens zur Wärmebehandlung von profiliertem Walzgut, insbesondere von Schienen, ist der EP-693562-A zu entnehmen, wobei insbesondere im Schienenkopf ein feinperlitisches Gefüge mit erhöhter Härte und Abriebfestigkeit gebildet wird. Ein weiteres Verfahren zur Erstellung einer feinperlitischen Gefügeausbildung im Kopfbereich der Schiene ist in der EP-293002 offenbart. Dabei wird der Schienenkopf durch Heißwasserstrahlen bis 420°C abgekühlt und anschließend mittels eines Luftstromes behandelt.
  • Aus der EP-358362-A ist ein Verfahren bekannt geworden, bei welchem der Schienenkopf aus dem Austenitgebiet der Legierung mit hoher Intensität und der Maßgabe abgekühlt wird, dass die Oberflächentemperatur über dem Martensitpunkt verbleibt. Nach einem Erreichen einer gewählten Temperatur erfolgt eine Begrenzung der Kühlwirkung, so dass eine vollständige isotherme Umwandlung in der unteren Perlitstufe und zwar Austenit-feiner Perlit abläuft. Entsprechend der chemischen Zusammensetzung des Stahles soll diese Gefügeänderung ohne Bainitbildung erfolgen.
  • Eine Schiene mit hoher Verschleißfestigkeit am Kopf und hoher Bruchsicherheit im Fuß wird gemäß EP-136613-A bzw. DE-3336006-A durch ein Verfahren erreicht, bei welchem die Schiene nach dem Walzen und Abkühlen an Luft bei 810°C bis 890°C austenitisiert und anschließend beschleunigt abgekühlt wird. Dabei erfolgt die Abkühlung derart, dass im Bereich des Kopfes ein feinperlitisches Gefüge und im Bereich des Fußes ein martensitisches Gefüge entsteht, das anschließend angelassen wird.
  • Um nun ein Walzgut mit vorteilhaften mechanischen Eigenschaften, vorzugsweise eine Fahr-oder Eisenbahnschiene mit hoher Abriebfestigkeit, insbesondere des Kopfes, und hoher Zähigkeit der übrigen Bereiche zu erreichen, ist gemäß dem Stand der Technik im Werkstoff eine feinperlitische Gefügestruktur einzustellen und ein Zwischenstufengefüge bzw. Bainitgefüge, gegebenenfalls mit Martensitanteilen, zu vermeiden.
  • Vorgesagtes ist auch wissenschaftlich begründbar, weil bei der Perlitumwandlung, bei welcher eine Diffusion der Atome erfolgt, mit sinkender Temperatur die Keimbildungsgeschwindigkeit für die lamellaren Phasen Karbid und Ferrit zunimmt, wodurch das Gefüge zunehmend feiner und dadurch bei hoher Zähigkeit härter sowie abriebfester wird. Die Perlitbildung erfolgt also über Keimbildung und Wachstum, die durch das Ausmaß der Unterkühlung und die Diffusionsgeschwindigkeit, insbesondere der Kohlenstoff- und Eisenatome, bestimmt werden.
  • Wird die Abkühlungsgeschwindigkeit weiter erhöht bzw. die Umwandlungstemperatur weiter gesenkt, erfolgt eine Umwandlung von kohlenstoffhältigen niedriglegierten Eisenbasiswerkstoffen in das Zwischenstufengefüge. Obwohl eine strenge wissenschaftliche Klärung noch aussteht, wird vielfach angenommen, dass bei einer Zwischenstufen- oder Bainitumwandlung die Grundgitteratome eingefroren sind und die Gefügestrukturänderung durch ein Umklappen des Gitters erfolgt, wobei jedoch die Kohlenstoffatome noch diffundieren können und in der Folge Karbide bilden. Eine unmittelbar unter dem Temperaturgebiet der Umwandlung zu feinem lamellaren Perlit, also bei der Zwischenstufenumwandlung gebildeten Gefügestruktur weist eine wesentlich gröbere Form auf. Auch die entstandenen Karbide sind deutlich größer ausgebildet, zwischen den Ferritlamellen angeordnet, verschlechtern wesentlich die Materialzähigkeit und begünstigen die Materialermüdung sowie erhöhen die Bruchgefahr des Teiles insbesondere bei stoßartigen Belastungen. Aus diesem Grund sollen Schienen keine Bainitanteile im Gefüge aufweisen.
  • Ein karbidfreier bainitischer Stahl mit hoher Abriebfestigkeit und verbesserter Kontaktermüdungsbeständigkeit ist aus der WO-96/22396 bekannt geworden. Mittels hoher Silizium- und/oder Aluminiumgehalte von 1,0 bis 3,0 Gew.-% in einem niedrigtegierten 0,05 bis 0,5 Gew.-% Kohlenstoff sowie 0,5 bis 2,5 Gew.-% Mangan und 0,25 bis 0,5 Gew.-% Chrom aufweisenden Stahl soll im Walzgut durch kontinuierliches Abkühlen von der Walztemperatur eine im Wesentlichen karbidfreie Mikrostruktur des Typs "Oberer Bainit", das ist ein Mischgefüge aus bainitischem Ferrit, Restaustenit und hochkohlenstoffhältigem Martensit, eingestellt werden. Bei tiefen Temperaturen und/oder bei mechanischen Beanspruchungen können jedoch zumindest Teile des Restaustenits im Gefüge unter Bildung von Martensit und/oder einem sogenannten Verformungsmartensit umklappen, wodurch an den Phasengrenzen die Rissinitiationsgefahr erhöht ist.
  • Ein Verfahren und eine Vorrichtung, in welcher eine Schiene auch mit einer Gefügeausbildung der unteren Bainitstufe wärmebehandelt werden kann, offenbart die DE-AS-1533982. Dabei werden Schienen aus der Walzhitze in ein Fließbett eingetaucht und auf Fließbett-Temperatur abgekühlt und danach zur weiteren Abkühlung wieder aus dem Fließbett herausgenommen. Derart können Schienen mit perlitischer oder bainitischer Struktur und mit den durch das Gefüge bestimmten Materialeigenschaften über den gesamten Querschnitt erstellt werden.
  • Ein Steigen des Verkehrsaufkommens auf den Bahnstrecken sowie höhere Achslasten und Zuggeschwindigkeiten fordern allgemein höhere Materialgüten und sollten auch durch bessere Gebrauchseigenschaften von Schienen erreicht werden.
  • Aus der EP-0612852-A1 ist eine Schiene mit einem Kohlenstoffgehalt von geringer als 0,45 Gew.-% und einer Chromkonzentration von 0,5 - 3,0 Gew.-% bekannt geworden, durch welche legierungstechnische Maßnahme mit einer forcierten Kühlung bis in einen Bereich zwischen 300°C und 500°C mit anschließender langsamer Abkühlung eine bainitische Gefügestruktur im Schienenkopf erreicht wird.
  • Dem bisher bekannten Walzgut aus niedrig legierten Eisenbasiswerkstoffen sowie den Verfahren, insbesondere Wärmebehandlungsverfahren, zur Herstellung desselben mit verbesserten Gebrauchseigenschaften liegt allgemein der Nachteil zugrunde, dass dem Stand der Technik gemäß eine weitere Erhöhung der Abriebfestigkeit und Zähigkeit des Werkstoffes nur durch teure legierungstechnische Maßnahmen erreicht werden kann.
  • Hier will die Erfindung Abhilfe schaffen und setzt sich zum Ziel, eine Fahr- oder Eisenbahnschiene mit einer optimalen Kombination von hoher Abriebfestigkeit bzw. hohem Verschleißwiderstand des Kopfes bei erhöhter Zähigkeit und Materialhärte sowie Beständigkeit gegen Kontaktermüdung anzugeben.
  • Ferner ist es Aufgabe der Erfindung, ein neues Verfahren zu schaffen, mit welchem die Gebrauchseigenschaften von Eisenbahnschienen bei wirtschaftlichem Legierungseinsatz verbessert werden.
  • Dieses Ziel wird bei einem gattungsgemäßen Gegenstand der eingangs genannten Art dadurch erreicht, dass die Eisenbasislegierung eine Konzentration der Elemente in Gew.-%:
    Kohlenstoff 0,51 bis 1,3
    Mangan 0,31 bis 2,55
    Silizium Max 0,93
    Aluminium Max 0,06
    Silizium plus Aluminium unter 0,99
    gegebenenfalls
    Chrom 0,21 bis 2,45
    Molybdän bis 0,88
    Wolfram bis 1,69
    Vanadin bis 0,39
    Niob und/oder Tantal und/oder Zirkon und/oder Hafnium und/oder Titan einzeln oder in Summe bis 0,28
    Nickel bis 2,4
    Bor bis 0,006
  • Rest Eisen aufweist und dass über die Längserstreckung der Schiene nur im Kopf eine im unteren Bainitbereich gebildete Gefügestruktur vorliegt, welche Gefügestruktur bis zu einer Tiefe unter der Oberfläche von mindestens 10 mm, vorzugsweise von mindestens15 mm, reicht.
  • Die mit der Erfindung erreichten Vorteile liegen insbesondere darin, dass, wie gefunden wurde, ein Schienenkopf mit einer Gefügeausbildung entsprechend einer Umwandlung im unteren Bainitbereich wesentlich verbesserte mechanische Eigenschaften aufweist. Voraussetzung dafür sind nach oben streng begrenzte Silizium- und/oder Aluminiumgehalte des Werkstoffes. Höhere Silizium- und/oder Aluminiumkonzentrationen wirken in niedrig legierten Eisenbasiswerkstoffen abschnürend auf das Gammagebiet im Zustand des Stoffsystems, so dass eine weitgehend vollständige Umwandlung des Gefüges von Austenit im Bereich der unteren Zwischenstufe nur bei Gehalten an Silizium in Gew.-% von Max 0,93 und Aluminium von Max 0,06 sowie Silizium plus Aluminium unter 0,99 ermöglicht wird. Die überraschend große Verbesserung der Materialeigenschaften zwischen oberer und unterer Zwischenstufengefügestruktur ist derzeit noch nicht ausreichend erklärbar und wird von einem Teil der Fachwelt wissenschaftlich damit begründet, dass im oberen Temperaturbereich der Zwischenstufenumwandlung, in welcher zwar eine Selbstdiffusion der Gitteratome eingefroren ist, der Kohlenstoff noch leicht diffundieren kann. Dies bewirkt grobe, lichtmikroskopisch sichtbare Karbidausscheidungen, die zwischen den Ferritnadeln liegen, was in der Folge zu einer nachteiligen Beeinflussung der Werkstoffeigenschaften führt. Im Temperaturbereich der unteren Zwischenstufenumwandlung erscheint hingegen die Kohlenstoffdiffusion weitgehend verringert bzw. ebenfalls weitgehend eingefroren, wodurch die Karbide in den Nadeln des Zwischenstufenferrits gebildet und so fein verteilt vorliegen, dass sie lichtmikroskopisch nicht mehr feststellbar, sondern nur noch elektronenmikroskopisch zu erkennen sind. Diese vorteilhafte Karbidausbildung und Karbidverteilung im Gefüge der unteren Zwischenstufe führt offensichtlich zu einer wesentlichen Verbesserung der Härte und Festigkeit, der Zähigkeit, der Bruchsicherheit, der Abriebfestigkeit und des Verschleißwiderstandes sowie zu einer hohen Kontaktermüdungsbeständigkeit des Walzgutes im Schienenkopf.
  • Besonders vorteilhafte Eigenschaften des Schienenkopfes werden erreicht. wenn die Eisenbasislegierung im Wesentlichen die Elemente in Gew.-%:
    Kohlenstoff bis 0,98
    Mangan 0,91 bis 1,95
    Silizium 0,21 bis 0,69
    Aluminium unter 0,03
    Eisen als Rest
    aufweist.
  • Die mechanischen Eigenschaftswerte des Werkstoffes im Schienenkopf können weiter gesteigert bzw. verbessert werden, wenn die Eisenbasislegierung weiters die Elemente in Gew.-%:
    Chrom gegebenenfalls 0,38 bis 1,95
    Molybdän bis 0,49
    Wolfram bis 0,95
    Vanadin bis 0,19
    weiters Niob und/oder Tantal und/oder Zirkon und/oder Hafnium und/oder Titan einzeln oder in Summe bis 0,19,
    sowie
    Nickel bis 2,4, vorzugsweise bis 0,95
    Bor bis 0,006, vorzugsweise 0,004
    aufweist.
  • Um eine weitgehend vollständige Umwandlung in der unteren Bainitstufe der Legierung bei Vermeidung von Mischgefügen zu erreichen, kann in günstiger Weise vorgesehen sein, dass die Eisenbasislegierung die Elemente Silizium, Aluminium und Kohlenstoff in derartigen Konzentrationen aufweist, dass der Wert gebildet aus 2,75 mal % Silizium und/oder Aluminium minus % Kohlenstoff gleich oder kleiner ist als 2,2. Durch diese Begrenzung bzw. Relation werden in vorteilhafter Weise die stark ferritbildenden Elemente Silizium und Aluminium und das wirkungsvoll austenitbildende Element Kohlenstoff umwandlungskinetisch einander zugeordnet bzw. aufeinander abgestimmt.
  • Wenn eine Eisenbahnschiene, bestehend aus einem Schienenkopf, einem Schienenfuß und einem diese Bereiche verbindenden Steg, bei welchem im Kopf der Schiene die im unteren Bainitbereich gebildete Gefügestruktur eine Tiefe vom mindestens 15 mm, von der Oberfläche aufweist, können auch besonders hoch belastete Oberflächenbereiche überragende Standfestigkeiten erbringen.
  • Besonders vorteilhaft betreffend die Gebrauchseigenschaften ist, wenn die Schiene im Kopfbereich mit unterer Bainitstruktur eine Härte von mindestens 400 HB, insbesondere von 420 HB bis 600 HB, aufweist.
  • Die weitere Aufgabe der Erfndung wird bei einem Verfahren der vorhin genannten Art dadurch gelöst, dass die Zusammensetzung der Legierung wie in Anspruch 7 angegeben ausgewählt, deren Umwandlungsverhalten bei der Abkühlung aus dem Austenitgebiet ermittelt und aus der ausgewählten Legierung das Walzgut hergestellt werden, wonach in Längsrichtung nur der Kopf der Schiene mittels einer Kühlflüssigkeit aus dem Austenitgebiet auf eine Temperatur zwischen dem Martensitpunkt der Legierung und einem diesen um höchstens 250°C, vorzugsweise um höchstens 190°C, überschreitenden Wert, insbesondere auf eine Temperatur im Bereich von 5°C bis 110°C über dem Martensitpunkt abgekühlt und das Gefüge im unteren Bainitbereich isotherm umwandeln gelassen wird.
  • Die mit dem erfindungsgemäßen Verfahren erzielten Vorteile sind im Wesentlichen darin zu sehen, dass eine genaue Herstell- und Qualitätsplanung für die Schiene erstellt werden kann, wobei dessen mechanische Eigenschaften wesentlich verbessert sind. Einerseits kann dabei eine kostengünstige chemische Legierungszusammensetzung, die allenfalls das erforderliche Eigenschaftsprofil des Erzeugnisses sicherstellt, ausgewählt werden, andererseits ist es möglich, eine genaue umfassende Erzeugungs- und Wärmebehandlungstechnologie vorzuschreiben bzw. anzuwenden. Dies ist wichtig, weil die Umwandlungsvorgänge beim Abkühlen aus dem Austenitgebiet der Legierung nicht nur von der Zusammensetzung derselben sondern auch von der Höhe der Endwalz- und/oder Austenitisierungstemperatur, vom Keimzustand sowie der Keimbildungsgeschwindigkeit für Phasen bzw. dem Umklappmechanismus abhängen. Unter Zugrundelegung des jeweiligen Umwandlungsverhaltens bzw. der Martensitstarttemperatur des Werkstoffes für einen in der praktischen Erzeugung gegebenen oder einstellbaren Zustand, ist dabei die erfindungsgemäße Umwandlungstemperaturführung festlegbar.
  • Besonderes vorteilhafte Materialeigenschaften des Schienenkopfes werden erreicht, wenn die Umwandlung des Gefüges isotherm in einem Temperaturschwankungsbereich von höchstens PLUS-MINUS 60°C, erfolgt. Daraus ergibt sich für die meisten Stähle, die für hochbelastbare Eisenbahnschienen verwendet werden, eine Umwandlungstemperatur von höchstens 450°C, vorzugsweise von höchstens 400°C, insbesondere von 300°C bis 380°C, um ein erfindungsgemäßes Gefüge des unteren Bainitbereichs einzustellen.
  • Die Gleichmäßigkeit der Abkühlung über den Querschnitt kann weiter, im Kopf bei Schienenprofilen, verbessert werden, wenn die Schiene in einem ersten Schritt in eine Kühlflüssigkeit vollumfangsmäßig getaucht, nach einem Erreichen einer Temperatur eines Oberflächenbereiches von mindestens 2°C, insbesondere jedoch 160°C über dem Martensitpunkt der Legierung, aus dem Kühlmittel zumindest teilweise ausgebracht und in einem zweiten Schritt ausschließlich der Bereich des Schienenkopfes mit hoher Massekonzentration gegebenenfalls zeitweise im Tauchbad belassen oder in dieses zeitweise eingebracht wird.
  • Wird die Abkühlung des Schienenkopfes durch eine auf die Masse des Profils abgestimmte Kühlmittelbeaufschlagung der Oberfläche durchgeführt, so kann die Wärmebehandlungstechnologie für die üblichen legierten Schienenstähle derart festgelegt werden, dass eine Gefügeumwandlung im unteren Bainitbereich Beimilbereich über im Wesentlichen den gesamten Querschnitt erfolgt.
  • Insbesondere im Hinblick auf eine gleichmäßige Kühlmittelbeaufschlagung sowie eine Verschiebung des Umwandlungsbeginnes der Legierung zu längeren Zeiten ist es bevorzugt, wenn die Schiene unmittelbar nach der Verformung unter Ausnutzung der Walzhitze achsfluchtend gerichtet und einem durch Umwandlung im unteren Bainitbereich des Werkstoffes besondere Materialeigenschaften über den Querschnitt erstellenden Abkühlverfahren zugeführt wird.
  • Besonders vorteilhaft ist das erfindungsgemäße Verfahren anwendbar, wenn Eisenbahnschienen, insbesondere Hochleistungsstrecken, mit hoher Abriebfestigkeit bzw. hoher Verschleißfestigkeit, hoher Zähigkeit und geringer Kontaktermüdung bei großer spezifischer Belastung hergestellt werden, wobei nach dem Walzen und einem thermischen Einstellen eines Gefüges des unteren Bainitbereichs im Schienenkopf ein anschließendes Richtverfahren, insbesondere Biegerichtverfahren bei Raumtemperatur oder geringfügig erhöhter Temperatur, zur Erhaltung der Materialeigenschaften bei stabiler Ausrichtung der Schienen durchgeführt wird.
  • Im Folgenden wird die Erfindung anhand von Untersuchungsergebnissen der Entwicklung und Ausführungsbeispielen näher dargelegt:
  • Ein Walzgut mit im Wesentlichen H-formigen Profil sollte mit einer Härte zwischen 550 HV und 600 HV und höchstmöglicher Zähigkeit hergestellt werden. Dafür erfolgte die Auswahl einer Eisenbasislegierung, die mit folgender Zusammensetzung in Gew.-% untersucht und hergestellt wurde:
    Kohlenstoff = 1,05
    Silizium = 0,28
    Mangan = 0,35
    Chrom = 1,55
    Rest Eisen und Verunreinigungen.
    Mittels Dilatometererprobung erfolgte die Erstellung von einerseits kontinuierlichen Zeit-Temperatur-Umwandlungs-Schaubildem (kont. ZTU-Schaubildem) bei Austenitisierungstemperaturen von 860°C (Fig. 1); 950°C; und 1050°C (Fig. 2) sowie andererseits von isothermischen ZTU-Schaubildem bei einer Austenitisierung von wiederum 860°C (Fig. 3); 950°C; und 1050°C (Fig. 4) der Legierung. Die Schaubilder decken sich mit denjenigen, die für diesen Stahltyp aus der Literatur bekannt sind.
  • An Proben, die von einer Austenitisierungstemperatur von 860°C (Fig. 1) beschleunigt abgekühlt wurden, war ein Erreichen der geforderten Materialhärte (Zahlenwert im Kreis) von 530 HV bis 600 HV durch entsprechendes Abkühlen nur schwer möglich, wobei das Gefüge als Mischgefüge mit im Wesentlichen oberer Zwischenstufe, unterer Zwischenstufe und Martensit vorlag und der Werkstoff schlechte Zähigkeitswerte besaß.
  • Durch eine Erhöhung der Austenitisierungstemperatur letztlich auf 1050°C (Fig. 2) wurde die Zwischenstufenumwandlung weitestgehend unterbunden, so dass das Gefüge bei kontinuierlicher Abkühlung im gewünschten Härtebereich aus Perlit und Martensit gebildet war und ebenfalls nicht die erwarteten hohen Zähigkeitswerte des Werkstoffes erbrachte.
  • Proben der vorher genannten Legierung, die von einer Temperatur von 860°C (Fig. 3) beschleugigt abgekühlt und erfindungsgemäß zwischen 350°C und 300°C (siehe Pfeil), also 155°C bzw. 105°C oberhalb des Martensitpunktes, umwandeln gelassen wurden, erbrachten reproduzierbar eine Materialhärte von 550 HV bis 600 HV, ein homogenes Gefüge des unteren Bainitbereichs sowie wesentlich erhöhte Werkstoffzähigkeitswerte.
  • Es wurde weiters festgestellt, dass mit steigender Austenitisierungstemperatur die Bereiche der Perlitumwandlung und insbesondere jene der Zwischenstufenumwandlung zu längeren Zeiten verschoben werden, so dass eine erfindungsgemäße isotherme Umwandlung im unteren Bainitbereich, die eine Materialhärte von 550 HV bis 600 HV erbringt, zwischen 330°C und 280°C (siehe Fig. 4, Pfeil) 20 bis 340 Minuten erfordert und außerordentlich hohe Materialzähigkeitswerte bewirkt.
  • Aus obigen Untersuchungen ist deutlich entnehmbar, dass eine erfindungsgemäße isotherme Umwandlung in der oberflächennahen Zone des Kopfes von Schienen, im unteren Bainitbereich der Legierung einerseits hohe Materialhärte bei großer Zähigkeit erbringt und dass andererseits durch eine entsprechende Wärmeführung bzw. Temperaturwahl die Herstellbedingungen bzw. die erforderlichen Zeitspannen beim Materialfluss für ein sicheres Erreichen besonderer Gütewerte des Erzeugnisses berücksichtigt werden können.

Claims (10)

  1. Fahr- oder Eisenbahnschiene, bestehend aus einem Schienenkopf, einem Schienenfuß und einem diese Bereiche verbindenden Steg, aus einer Eisenbasislegierung enthaltend Kohlenstoff, Silizium, Mangan, gegebenenfalls Chrom, sonderkarbidbildende sowie das Umwandlungsverhalten des Werkstoffes beeinflussende Elemente und/oder Mikrolegierungszusätze, Rest Eisen und herstellungsbedingte sowie übliche Verunreinigungen, mit über den Querschnitt zumindest teilweise durch beschleunigte Abkühlung aus dem Austenitgebiet der Legierung gebildeter Gefügestruktur, dadurch gekennzeichnet, dass die Eisenbasislegierung eine Konzentration der Elemente in Gew.-%: Kohlenstoff 0,51 bis 1,3 Mangan 0,31 bis 2,55 Silizium Max 0,93 Aluminium Max 0,06 Silizium plus Aluminium unter 0,99 gegebenfalls Chrom 0,21 bis 2,45 Molybdän bis 0,88 Wolfram bis 1,69 Vanadin bis 0,39 Niob und/oder Tantal und/oder Zirkon und/oder Hafnium und/oder Titan einzeln oder in Summe bis 0,28 Nickel bis 2,4 Bor bis 0,006
    Rest Eisen aufweist und dass über die Längserstreckung der Schiene nur im Kopf eine im unteren Bainitbereich gebildete Gefügestruktur vorliegt, welche Gefügestruktur bis zu einer Tiefe unter der Oberfläche von mindestens 10 mm, vorzugsweise von mindestens 15 mm, reicht.
  2. Schiene nach Anspruch 1, bei welchem die Eisenbasislegierung im Wesentlichen die Elemente in Gew.-%: Kohlenstoff bis 0,98 Mangan 0,91 bis 1,95 Silizium 0,21 bis 0,69 Aluminium unter 0,03
    Rest Eisen aufweist.
  3. Schiene nach Anspruch 1 oder 2, bei welchem die Eisenbasislegierung weiters die Elemente in Gew.-%: Chrom 0,38 bis 1,95 gegebenenfalls Molybdän bis 0,49 Wolfram bis 0,95 Vanadin bis 0,19, weiters Niob und/oder Tantal und/oder Zirkon und/oder Hafnium und/oder Titan einzeln oder in Summe bis 0,19, sowie Nickel bis 2,4, vorzugsweise bis 0,95 Bor bis 0,006, vorzugsweise 0,004
    aufweist.
  4. Schiene nach Anspruch 1 bis 3, bei welchem die Eisenbasislegierung die Elemente Silizium, Aluminium und Kohlenstoff in derartigen Konzentrationen aufweist, dass der Wert gebildet aus 2,75 x % Silizium und/oder Aluminium minus % Kohlenstoff gleich oder kleiner ist als 2,2.
  5. Schiene nach Anspruch 1 bis 4, bei welchem im Kopf der Schiene die Gefügestruktur der unteren Bainitstufe bis zu einer Tiefe von mindestens 15 mm reicht.
  6. Schiene nach Anspruch 1 bis 5, welches im Bereich mit unterer Bainitstruktur eine Härte von mindestens 400 HB, insbesondere von 420 bis 600 HB, aufweist.
  7. Verfahren zur Herstellung von Fahr- oder Eisenbahnschienen aus einer Eisenbasislegierung gemäß einem der vorgeordneten Ansprüche mit über den Querschnitt zumindest teilweise durch beschleunigte Abkühlung aus dem Austenitgebiet der Legierung gebildeter Gefügestruktur, wobei zumindest Teile der Oberfläche der im Austenitgebiet bereitgestellten Schiene mit Kühlmittel beaufschlagt oder in dieses eingebracht werden, dadurch gekennzeichnet, dass die Zusammensetzung der Legierung ausgewählt, deren Umwandlungsverhalten bei einer Abkühlung aus dem Austenitgebiet ermittelt und aus der ausgewählten Legierung das Walzgut hergestellt werden, wonach in Längsrichtung nur der Kopf der Schiene mittels einer Kühlflüssigkeit aus dem Austenitgebiet auf eine Temperatur zwischen dem Martensitpunkt der Legierung und einem diesen um höchstens 250°C, vorzugsweise um höchstens 190°C, überschreitenden Wert, insbesondere auf eine Temperatur im Bereich von 5°C bis 110°C über dem Martensitpunkt abgekühlt und das Gefüge im unteren Bainitbereich isotherm umwandeln gelassen wird.
  8. Verfahren nach Anspruch 7, bei welchem die Umwandlung des Gefüges isotherm in einem Temperaturschwenkungsbereich von höchstens PLUS-MINUS 60°C, erfolgt.
  9. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 oder 8, bei welchem die Schiene in einem ersten Schritt in eine Kühlflüssigkeit vollumfangsmäßig getaucht, nach einem Erreichen einer Temperatur eines Oberflächenbereiches von mindestens 2°C, insbesondere jedoch 160°C, über dem Martensitpunkt der Legierung aus dem Kühlmittel zumindest teilweise ausgebracht und in einem zweiten Schritt ausschließlich der Bereich des Schienenkopfes mit hoher Massekonzentration gegebenenfalls zeitweise im Tauchbad belassen oder in dieses zeitweise eingebracht wird.
  10. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 9, bei welchem Eisenbahnschienen, insbesondere für Hochleistungsstrecken, mit hoher Abriebfestigkeit bzw. hoher Verschleißfestigkeit, hoher Zähigkeit und geringer Kontaktermüdung bei großer spezifischer Belastung hergestellt werden, wobei nach dem Walzen und einem thermischen Einstellen eines Gefüges des unteren Bainitbereichs im Schienenkopf ein anschließendes Richtverfahren, insbesondere Biegerichtverfahren bei Raumtemperatur oder geringfügig erhöhter Temperatur, zur Erhaltung der Materialeigenschaften bei stabiler Ausrichtung der Schiene durchgeführt wird.
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