EP3478861B1 - Gleisteil und verfahren zur herstellung eines gleisteils - Google Patents

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EP3478861B1
EP3478861B1 EP18732233.4A EP18732233A EP3478861B1 EP 3478861 B1 EP3478861 B1 EP 3478861B1 EP 18732233 A EP18732233 A EP 18732233A EP 3478861 B1 EP3478861 B1 EP 3478861B1
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EP
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cooling
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rail
weight
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Christoph KAMMERHOFER
Hans Peter BRANTNER
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Voestalpine Rail Technology GmbH
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Voestalpine Rail Technology GmbH
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    • E01B—PERMANENT WAY; PERMANENT-WAY TOOLS; MACHINES FOR MAKING RAILWAYS OF ALL KINDS
    • E01B5/00—Rails; Guard rails; Distance-keeping means for them
    • E01B5/02—Rails

Definitions

  • the invention relates to a track part, in particular a rail for rail vehicles made of low-alloy steel.
  • the invention further relates to a method for producing a track part from a hot-rolled profile.
  • Bainite is a structure that can be formed during the heat treatment of carbon-containing steel through isothermal transformation or continuous cooling. Bainite forms at temperatures and cooling rates that are between those for pearlite and martensite formation. In contrast to the formation of martensite, folding processes in the crystal lattice and diffusion processes are coupled, which makes various transformation mechanisms possible. Due to the dependence on the cooling rate, carbon content, alloying elements and the resulting formation temperature, bainite does not have a characteristic structure. Like pearlite, bainite consists of the phases ferrite and cementite (Fe3C), but differs from pearlite in shape, size and distribution. Basically, bainite is divided into two main structural forms, the upper bainite and the lower bainite.
  • Fe3C ferrite and cementite
  • a method for producing a track part and a rail steel is known, which is aimed at improving wear resistance, in particular the avoidance of head checks (rolling fatigue), and for this purpose has a structure on the rail head with a multi-phase bainite structure with a ferrite content of 5-15%. For arcs with a radius of 500m or more, the above-mentioned phenomena still occur.
  • the GB 2297094 A discloses a rail made of a low-alloy steel, the steel consisting primarily of carbide-free bainite, with portions of retained austenite and martensite and a small portion of proeutectoid ferrite.
  • the invention therefore aims to improve a track part, in particular a rail, which should consist of a low-alloy steel for reasons of cost and welding technology, in such a way that, on the one hand, crack formation is made more difficult even with increased wheel loads and with larger arches and, on the other hand, the initial crack growth is significantly slowed down and, on the other hand, the crack path does not go into the interior of the rail.
  • the track part should be easy to weld and have similar other material properties, such as a similar electrical conductivity and a similar thermal expansion coefficient, as steels that have previously been proven in rail construction.
  • the invention provides, according to a first aspect, a track part of the type mentioned at the outset, in which the steel in the rail head of the track part has a ferrite content of 5-15% by volume and an austenite content of 5-20% by volume Martensite content of 5-20% by volume and a proportion of carbide-free bainite of 55-75% by volume, the low-alloy steel containing carbon, silicon, manganese, chromium, molybdenum and possibly vanadium, phosphorus and / or sulfur as alloy components and no alloy component is present in a proportion greater than 1.8% by weight, a low-alloy steel with the following directional analysis being used: 0.2 - 0.6% by weight C 0.9 - 1.2% by weight Si 1.2 - 1.8% by weight of Mn 0.15 - 0.8% by weight Cr 0.01 - 0.15% by weight Mo, and if necessary.
  • V 0 - 0.25% by weight of V
  • P 0.01 - 0.016% by weight of P
  • S 0.01 - 0.016% by weight of S Rest: iron.
  • Carbide-free bainite consists of ferrite needles with high dislocation density without carbide precipitates.
  • the austenitic phase components in the contact-affected zone are subject to a different deformation mechanism than in conventional carbide-containing rails. This results in a deformation-induced martensitic phase transformation, the TRIP effect (Transformation Induced Plasticity), and subsequently in a simultaneous increase in hardness and formability under plastic stress.
  • the increase in hardness which is synonymous with increased resistance to deformation, has such an effect on the surrounding carbide-free bainite in areas close to the surface that it becomes more difficult to shear. Areas directly on the surface of the rail head that have undergone martensitic transformation are mostly subject to abrasive wear.
  • the crack formation and the initial crack growth are made significantly more difficult or slowed down by the increased crack fracture toughness, so that in combination with the naturally occurring wear, there is de facto no crack growth.
  • the track part is therefore only exposed to wear, so that its service life can be precisely determined and further observation for crack formation does not have to be carried out.
  • the ferrite content is preferably 8-13% by volume.
  • the bainite forms a matrix in which austenite, martensite and ferrite are preferably homogeneously distributed.
  • Austenite and martensite are preferably at least partially in island form, either polygonal or globular with an average size of several ⁇ m, especially in the range 1-10 ⁇ m.
  • Austenite is further preferably partially in film form with a thickness of less than 1 pm and a length of several ⁇ m.
  • martensite is partially present as pure martensite with a very low or barely tempered morphology, so that hardly any carbide precipitates from the martensite occur.
  • the size of the individual martensitic areas is approximately 5 ⁇ m.
  • Ferrite exists partly as grain boundary ferrite and partly as polygonal ferrite. Furthermore, the unintended grain boundary pearlite occurs primarily in the interior of the rail head because the cooling rate there is slightly lower than in the edge zone, which is several millimeters long.
  • low-alloy steels are used according to the invention in order to minimize costs and improve weldability.
  • the low-alloy steel in the context of the invention contains carbon, silicon, manganese, chromium, molybdenum and possibly vanadium, phosphorus and / or sulfur with the remainder iron as alloy components.
  • the primary goal of the alloyed elements is to create a carbide-free bainitic structure despite an average carbon content of around 0.3%. This is achieved by consciously alloying silicon, which is... further consequence is present in the mixed crystal.
  • the main characteristic of silicon is that its solubility in the cementite phase is very low. The result of this is that cementite formation is strongly inhibited or delayed when the silicon is distributed homogeneously. Instead, carbon redistribution occurs in the temperature ranges where cementite formation normally occurs. The reason for this is that the ferritic phase can dissolve significantly less carbon than the austenitic high-temperature phase. Thus, at the ferrite-austenite reaction front, carbon is transported into the not yet converted austenite, which accumulates in carbon and is increasingly thermally stabilized.
  • silicon will be present in a proportion of less than 1.2% by weight.
  • silicon is added to prevent cementite formation. What is particularly important here is the silicon-carbon ratio is important because if the Si content is too low, cementite formation can occur.
  • carbides themselves are undesirable in the desired multi-phase structure, on the other hand, due to the formation of carbides, less carbon is available for austenite stabilization, which subsequently facilitates the formation of martensite. This is also undesirable.
  • the prior art specifies a minimum silicon content of 1.5% by weight in order to prevent cementite formation at an average carbon content of around 0.3% by weight. In a preferred embodiment, however, the silicon content is limited to 1.20% by weight, since silicon causes the electrical resistance to rise sharply and this can result in problems with current feedback in the track.
  • carbon is present in a proportion of less than 0.6% by weight. Carbon is the element that has the greatest influence on the martensite starting temperature. An increasing carbon content leads to a lowering of the martensite starting temperature.
  • the martensite starting temperature should not be much higher than 320°C in order to avoid the occurrence of larger amounts of martensite during the heat treatment or further cooling on the cooling bed.
  • the advantage of a lower carbon content is that the austenite can absorb more carbon and bainite formation can occur to a greater extent. Furthermore, the risk of undesirable cementite formation is lower.
  • Manganese is primarily added to the alloy to counteract the formation of ferrite and pearlite during heat treatment and to produce predominantly carbide-free bainite by increasing hardenability.
  • Manganese is also a Austenite stabilizer and, in addition to carbon, lowers the martensite starting temperature. It is also known from the literature that as the manganese content increases, the T0' curve shifts towards lower carbon contents, which counteracts the continuous formation of carbide-free bainite. For this reason, the maximum Mn content is limited to 1.8%, but is preferably significantly lower for the reasons mentioned above.
  • chromium Like manganese, chromium also increases hardenability, but has a stronger effect than manganese. In addition, chromium leads to solid solution hardening, which is used consciously. In order to prevent the occurrence of chromium carbides on the one hand and to make weldability easier on the other hand, relatively low chromium contents are aimed for.
  • Vanadium is a microalloy element that increases hardness without decreasing toughness. In addition to mixed crystal hardening, the finest particles are also separated, which increase the hardness.
  • molybdenum increases hardenability.
  • the special feature of molybdenum is that the diffusion-controlled conversion products, i.e. ferrite and pearlite, are shifted to longer conversion times, which is attributed in the literature to the "solute-drag" effect. This means that the bainite area can be accessed directly, even with continuous cooling. Even relatively low molybdenum contents of a few 1/10% are sufficient for this effect.
  • Molybdenum however, has an effect on the segregation behavior negative, so that the segregated areas are significantly enriched in molybdenum and subsequently have a martensitic structure. Molybdenum also makes weldability significantly more difficult. For these two reasons, the molybdenum content is kept as low as possible in order to achieve a predominantly carbide-free structure in combination with the heat treatment.
  • a low-alloy steel is used with the following directional analysis: 0.2 - 0.6% by weight C 0.9 - 1.2% by weight Si 1.2 - 1.8% by weight of Mn 0.15 - 0.8% by weight Cr 0.01 - 0.15% by weight Mo, and if necessary.
  • 0 - 0.25% by weight of V in particular 0.01 - 0.25% by weight of V 0 - 0.016% by weight of P, in particular 0.01 - 0.016% by weight of P 0 - 0.016% by weight of S, in particular 0.01 - 0.016% by weight of S Rest: iron
  • a low-alloy steel with the following directional analysis is also preferably used: 0.44 - 0.52% by weight C 1.05 - 1.17% by weight Si 1.4 - 1.7% by weight of Mn 0.36 - 0.80% by weight Cr 0.01 - 0.08% by weight Mo, and if necessary.
  • 0 - 0.25% by weight of V in particular 0.01 - 0.25% by weight of V 0 - 0.016% by weight of P, in particular 0.01 - 0.016% by weight of P 0 - 0.016% by weight of S, in particular 0.01 - 0.016% by weight of S Rest: iron
  • a particularly good suitability for highly stressed sections of the track is preferably given when the track part has a tensile strength R m of 1150-1400 N/mm 2 in the head area. Furthermore, the track part preferably has a hardness of 320-380 HB in the head area.
  • the invention provides a method for producing the track part described above available, in which the track part is made from a hot-rolled profile, the rail head of the rolled profile being subjected to controlled cooling with the rolling heat immediately after leaving the rolling stand, the controlled cooling in a first step being a cooling in ambient air until it is achieved a first temperature of 780-830 ° C, in a second step accelerated cooling to a second temperature of 450-520 ° C, in a third step maintaining the second temperature, in a fourth step further accelerated cooling until reaching a third temperature of 420-470 ° C, in a fifth step maintaining the third temperature and in a sixth step cooling in ambient air to room temperature.
  • the controlled cooling is preferably carried out, as is known per se, by immersing at least the rail head in a liquid cooling medium. Due to the accelerated cooling in the liquid cooling medium, the desired temperature ranges can be controlled in a targeted manner and in a short time, without passing through undesirable phase areas.
  • the accelerated cooling takes place in the second step at a cooling rate of 2-5 ° C / sec.
  • the track part is completely immersed in the cooling medium during the second step.
  • the holding step between 450°C-520°C is primarily intended to equalize the temperature between the fluids in contact with the cooling medium Rail head surface and the inside of the rail head in order to minimize increased reheating during the second holding step (fifth step).
  • this temperature range represents the following special feature for steel with the above-mentioned chemical composition:
  • the extent to which ferrite formation occurs can be influenced by the cooling rate (and thus the time until the temperature range is reached) as well as the time spent in this temperature range not. Under certain circumstances, grain boundary pearlite can also form in this temperature range.
  • the third step extends over a period of 10-300 seconds, preferably 30-60 seconds.
  • the accelerated cooling takes place in the fourth step at a cooling rate of 2-5° C./sec.
  • the track part is immersed in the cooling medium only with the rail head during the fourth step.
  • the second holding step between 420°C-470°C is used to form the carbide-free bainite with simultaneous carbon redistribution into the surrounding austenite.
  • the austenite is predominantly an island type, rather than a film type.
  • the intensity of the carbon redistribution in this area determines how much the austenite can accumulate in carbon and remains metastable as austenite or transforms martensitic upon further cooling. It is also important for the structural adjustment It is particularly important that during accelerated cooling (fourth step) the temperature does not fall below 400°C, otherwise the lower bainite stage will be formed, accompanied by fine cementite precipitates.
  • the third step extends over a period of 50-600 seconds, preferably 100-270 seconds.
  • the two holding steps can be set, for example, by cooling to the lower limit of the temperature range with subsequent reheating.
  • the track part is held in a position removed from the cooling medium during the third and/or fifth step.
  • the value of the first temperature and the value of the second temperature must be precisely determined in advance for the respective steel.
  • the temperature of the rail is then continuously measured during the controlled cooling, with the cooling and holding sections beginning or ending when the respective temperature thresholds are reached. Since the surface temperature of the rail can vary over the entire length of the track part, but the cooling is carried out uniformly for the entire track part, the preferred procedure is to record the temperature at a plurality of measuring points distributed over the length of the track part and to form an average temperature value , which is used to control the controlled cooling.
  • the cooling medium goes through three phases of the quenching process.
  • the first phase the vapor film phase
  • the temperature on the surface of the rail head is so high that the cooling medium evaporates quickly and a thin insulating vapor film forms (Leidenfrost effect).
  • This vapor film phase is very dependent on, among other things, the heat of vapor formation of the cooling medium, the surface quality of the track part, such as scale, or the chemical composition and design of the cooling basin.
  • the cooling medium comes into direct contact with the hot surface of the rail head and immediately boils, resulting in a high cooling rate.
  • the third phase the convection phase, begins when the surface temperature of the track part has fallen to the boiling point of the cooling medium. In this range, the cooling speed is essentially influenced by the flow speed of the cooling medium.
  • a preferred procedure provides that during the third step, a film-breaking, gaseous pressure medium, such as nitrogen, is introduced to the rail head along the entire length of the track part in order to break the vapor film along the entire length of the track part and to initiate the cooking phase.
  • a film-breaking, gaseous pressure medium such as nitrogen
  • the procedure can be such that the condition of the cooling medium is monitored during the second and / or fourth step along the entire length of the track part and the film-breaking, gaseous pressure medium is brought to the rail head as soon as the first occurrence of the cooking phase in a partial area of the track part length is detected.
  • the film-breaking, gaseous pressure medium is preferably brought to the rail head approximately 20-100 seconds, in particular approximately 50 seconds, after the start of the second and/or fourth step.
  • a low-alloy steel was formed into a rail with a standard rail profile using hot rolling using the following directional analysis: 0.3% by weight C 1.0% by weight Si 1.74% by weight of Mn 0.31% by weight Cr 0.1% by weight Mo 0.014% by weight S 0.014% by weight P 20ppm Al 70ppm N
  • the rail was subjected to controlled cooling using the rolling heat.
  • the controlled cooling is subsequently carried out using the in Fig. 1 Time-temperature conversion diagram shown explained, whereby the line labeled 1 represents the cooling curve.
  • the rail In a first step, the rail is cooled in ambient air to a temperature of 810°C.
  • the rail is immersed over its entire length and with its entire cross section in the liquid cooling medium and a cooling rate of 4 ° C / sec was set. After about 85 seconds, the rail was removed from the cooling bath and an initial surface temperature of the rail head of 470 ° C was measured, reaching point 2. The rail was held in a position removed from the cooling medium for a period of approximately 45 seconds.
  • Reheating to a temperature of 500°C can occur within the first 5 seconds.
  • point 3 the rail was immersed again in the cooling bath and cooled to 440°C (point 4) at a cooling rate of 4°C/sec. This temperature was held for 100 seconds.
  • point 5 The rail was cooled in ambient air to room temperature.
  • a low-alloy steel was formed into a rail with a standard rail profile using hot rolling using the following directional analysis: 0.5% by weight C 1.1% by weight Si 1.5% by weight of Mn 0.7% by weight Cr 0.01% by weight Mo 0.20% by weight V 0.014% by weight S 0.014% by weight P 20ppm Al 70ppm N
  • Example 2 In order to increase the wear resistance compared to Example 1 (0.3% by weight of C) while at the same time maintaining freedom from cracks, a material with a significantly higher carbon content is used in Example 2 (0.5% by weight of C).

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Description

  • Die Erfindung betrifft ein Gleisteil, insbesondere eine Schiene für Schienenfahrzeuge aus einem niedriglegierten Stahl.
  • Die Erfindung betrifft weiters ein Verfahren zur Herstellung eines Gleisteils aus einem warmgewalzten Profil.
  • In jüngster Zeit werden das Gewicht der transportierten Lasten im Schienenverkehr und die Fahrgeschwindigkeit stetig erhöht, um die Effizienz des Schienentransports zu erhöhen. Eisenbahnschienen unterliegen daher erschwerten Betriebsbedingungen und müssen daher eine höhere Qualität haben, um den höheren Belastungen standzuhalten.Konkrete Probleme zeigen sich in einer starken Zunahme des Abriebs insbesondere der in Bögen montierten Schienen und durch das Auftreten von Materialermüdungsschäden, die sich vor allem an der Fahrkante entwickeln, die den Hauptkontaktpunkt der Schiene mit den Rädern im Bogen darstellt. Dies führt zu Rollkontaktermüdungsschäden (RCF - rolling-contactfatigue). Beispiele für RCF-Oberflächenschäden sind z.B. Headchecks (Abrollermüdungen), Spalling (Abplatzungen), Squats (plastische Oberflächenverformungen), Schlupfwellen und Verriffelungen. Diese Schädigungen der Oberfläche sorgen für eine verkürzte Schienenlebensdauer, erhöhte Lärmemissionen und Betriebsbehinderungen. Das vermehrte Auftreten der Fehler wird zudem durch die stetig wachsenden Verkehrslasten beschleunigt. Die unmittelbare Folge dieser Entwicklung ist ein erhöhter Instandhaltungsbedarf der Schienen. Der steigende Instandhaltungsbedarf steht jedoch im Widerspruch zu den immer kleiner werdenden Instandhaltungsfenstern. Höhere Zugdichten verringern die Zeiträume, in denen Schienen bearbeitet werden können, mehr und mehr.
  • Die genannten Schäden können zwar im Frühstadium durch Schleifen beseitigt werden, jedoch ist die Schiene bei starker Schädigung zu tauschen. Im Betrieb kommt es in Bögen ab einem Radius von 500m, also dort wo der Verschleiß bereits eine untergeordnete Rolle zu spielen beginnt, im Fahrkantenbereich der bogenäußeren Schiene zum Auftreten von Headchecks. Hohe lokale Flächenpressungen in Kombination mit lokalem Schlupf im Rad-Schiene-Kontakt, bedingt durch Rollradienunterschiede, führen zu einer Scherbeanspruchung des Schienenmaterials an der Oberfläche, die bei jeder Überrollung auftritt. Es kommt zur Rissinitiierung und in weiterer Folge zum Risswachstum entlang der Ausrichtung der kaltverformten Schicht, wie dies an Längsschliffen von betroffenen Schienen beobachtet werden kann. Das Risswachstum erfolgt im ersten Stadium annähernd parallel zur Oberfläche und verläuft dann kontinuierlich in das Schieneninnere. Erreichen die Risse eine kritische Länge, kann es zum plötzlichen Versagen und aufgrund der Periodizität der Risse zum Ausbrechen von Schienenstücken kommen.
  • Die parallel zum Risswachstum auftretende Verschleißrate ist sowohl bei den klassischen vollperlitischen als auch bei bainitischen Schienengüten stets geringer, sodass de facto das Risswachstum überwiegt.
  • Es hat in der Vergangenheit daher nicht an Versuchen gefehlt, sowohl den Verschleißwiderstand als auch den Widerstand gegen RCF-Schädigungen zu verbessern, um den Lebenszyklus der Schienen zu erhöhen. Dies erfolgte u.a. durch die Einführung und Verwendung bainitischer Schienenstähle.
  • Bainit ist ein Gefüge, das bei der Wärmebehandlung von kohlenstoffhaltigem Stahl durch isotherme Umwandlung oder kontinuierliche Abkühlung entstehen kann. Bainit bildet sich bei Temperaturen und Abkühlgeschwindigkeiten, die zwischen denen für die Perlit- bzw. Martensitbildung liegen. Anders als bei der Bildung von Martensit sind hier Umklappvorgänge im Kristallgitter und Diffusionsvorgänge gekoppelt, wodurch verschiedene Umwandlungsmechanismen möglich werden. Aufgrund der Abhängigkeit von Abkühlungsgeschwindigkeit, Kohlenstoffgehalt, Legierungselementen und der daraus resultierenden Bildungstemperatur, besitzt der Bainit kein charakteristisches Gefüge. Bainit besteht, ebenso wie Perlit, aus den Phasen Ferrit und Zementit (Fe3C), unterscheidet sich aber vom Perlit in Form, Größe und Verteilung. Grundsätzlich wird Bainit in zwei Hauptgefügeformen unterschieden, dem oberen Bainit und dem unteren Bainit.
  • Aus der WO 2014/040093 A1 ist ein Verfahren zur Herstellung eines Gleisteils und eines Schienenstahls bekannt, das auf eine Verbesserung des Verschleißwiderstands, insbesondere die Vermeidung von Headchecks (Abrollermüdungen) abzielt und dazu über ein Gefüge am Schienenkopf mit einer Mehrphasen-Bainitstruktur mit einem Ferritgehalt von 5-15% verfügt. Bei Bögen ab einem Radius von 500m treten dennoch die oben genannten Erscheinungen auf.
  • Die GB 2297094 A offenbart eine Schiene aus einem niedriglegierten Stahl, wobei der Stahl hauptsächlich aus karbidfreiem Bainit besteht, mit Anteilen an Restaustenit und Martensit sowie einem kleinen Teil an proeutektoidem Ferrit.
  • Die Erfindung zielt daher darauf ab, ein Gleisteil, insbesondere eine Schiene, das bzw. die aus Kostengründen und aus Gründen der Schweißtechnik aus einem niedriglegierten Stahl bestehen soll, dahingehend zu verbessern, dass auch bei erhöhten Radlasten und bei größeren Bögen zum einen die Rissbildung erschwert wird und zum anderen das anfängliche Risswachstum einerseits deutlich verlangsamt abläuft und andererseits der Risspfad nicht in das Schieneninnere erfolgt. Schließlich soll das Gleisteil gut verschweißbar sein und ähnliche sonstige Materialeigenschaften wie z.B. eine ähnliche elektrische Leitfähigkeit und einen ähnlichen thermischen Ausdehnungskoeffizienten haben wie bisher im Schienenbau bewährte Stähle.
  • Zur Lösung dieser Aufgabe sieht die Erfindung gemäß einem ersten Aspekt ein Gleisteil der eingangs genannten Art vor, bei dem der Stahl im Schienenkopf des Gleisteils einen Ferritanteil von 5-15 Vol.-%, einen Austenitanteil von 5-20 Vol.-%, einen Martensitanteil von 5-20 Vol.-% und einen Anteil karbidfreien Bainits von 55-75 Vol.-% aufweist, wobei der niedriglegierte Stahl Kohlenstoff, Silizium, Mangan, Chrom, Molybdän sowie ggf. Vanadium, Phosphor und/oder Schwefel als Legierungsbestandteile enthält und kein Legierungsbestandteil in einem Anteil von größer 1,8 Gew.-% vorhanden ist, wobei ein niedriglegierter Stahl mit der folgenden Richtanalyse eingesetzt ist:
    0,2 - 0,6 Gew.-% C
    0,9 - 1,2 Gew.-% Si
    1,2 - 1,8 Gew.-% Mn
    0,15 - 0,8 Gew.-% Cr
    0,01 - 0,15 Gew.-% Mo, sowie ggf.
    0 - 0,25 Gew.-% V, insbesondere 0,01 - 0,25 Gew.-% V
    0 - 0,016 Gew.-% P, insbesondere 0,01 - 0,016 Gew.-% P
    0 - 0,016 Gew.-% S, insbesondere 0,01 - 0,016 Gew.-% S
    Rest: Eisen.
  • Karbidfreier Bainit besteht aus Ferritnadeln mit hoher Versetzungsdichte ohne karbidische Ausscheidungen. Die austenitischen Phasenanteile in der kontaktbeeinflussten Zone unterliegen einem anderen Verformungsmechanismus als bei herkömmlichen karbidhältigen Schienen. Es kommt zu einer verformungsinduzierten martensitischen Phasenumwandlung, dem TRIP-Effekt (Transformation Induced Plasticity), und in weiterer Folge zu einer gleichzeitigen Steigerung der Härte sowie der Umformbarkeit bei plastischer Beanspruchung. Der Härteanstieg, gleichbedeutend mit erhöhtem Verformungswiderstand, wirkt sich in oberflächennahen Bereichen auf den umliegenden karbidfreien Bainit derart aus, dass dessen Verscherung erschwert wird. Direkt an der Oberfläche des Schienenkopfes unterliegen martensitisch umgewandelte Bereiche mehrheitlich dem abrasiven Verschleiß. Die Rissbildung sowie das anfängliche Risswachstum werden durch die erhöhte Rissbruchzähigkeit deutlich erschwert bzw. gebremst, sodass es in Kombination mit dem natürlich auftretenden Verschleiß de facto zu keinem Risswachstum kommt. Das Gleisteil ist somit nur mehr dem Verschleiß ausgesetzt, sodass sich seine Einsatzdauer präzise festlegen lässt und eine weitere Beobachtung wegen Rissbildung nicht erfolgen muss.
  • Eine besonders gute Rissbeständigkeit wird erzielt, wenn der Anteil des karbidfreien Bainits 60-70 Vol.-% beträgt.
  • Der Ferritanteil beträgt vorzugsweise 8-13 Vol.-%.
  • Weiters ist bevorzugt vorgesehen, dass der Bainit eine Matrix bildet, in der Austenit, Martensit und Ferrit bevorzugt homogen verteilt sind. Austenit und Martensit liegen bevorzugt zumindest teilweise in Inselform vor, entweder polygonal oder globular mit einer durchschnittlichen Größe von mehreren µm, insbesondere im Bereich 1-10 um. Austenit liegt weiters bevorzugt teilweise in Filmform mit einer Dicke von weniger als 1 pm und einer Länge von mehreren um vor. Martensit liegt insbesondere teilweise als reiner Martensit in sehr niedriger bzw. kaum angelassener Morphologie vor, sodass kaum Karbidausscheidungen aus dem Martensit vorkommen. Die Größe der individuellen martensitischen Bereiche beträgt etwa 5 um. Ferrit liegt teilweise als Korngrenzen-Ferrit und teilweise als polygonaler Ferrit vor. Weiters tritt der nicht beabsichtigte Korngrenzen-Perlit vor allem im Inneren des Schienenkopfes auf, weil dort durch die etwas niedrigere Abkühlrate als in der mehrere Millimeter umfassenden Randzone das Auftreten ermöglicht wird.
  • Wie bereits erwähnt, kommen erfindungsgemäß niedriglegierte Stähle zum Einsatz, um die Kosten zu minimieren und die Schweißeignung zu verbessern. Allgemein enthält der niedriglegierte Stahl im Rahmen der Erfindung als Legierungsbestandteile Kohlenstoff, Silizium, Mangan, Chrom, Molybdän sowie ggf. Vanadium, Phosphor und/oder Schwefel mit Rest Eisen.
  • Primäres Ziel der zulegierten Elemente ist es, ein karbidfreies bainitisches Gefüge trotz eines mittleren Kohlenstoffgehaltes von um 0,3 % einzustellen. Dies gelingt durch bewusstes Zulegieren von Silizium, welches in weiterer Folge im Mischkristall vorliegt. Die wesentliche Charakteristik von Silizium ist, dass dessen Löslichkeit in der Zementit-Phase sehr gering ist. Dies hat zur Folge, dass bei homogener Silizium-Verteilung die Zementit-Bildung stark gehemmt bzw. zeitlich verzögert wird. Stattdessen kommt es in jenen Temperatur-Bereichen, wo normalerweise die Zementit-Bildung erfolgt, zu einer Kohlenstoff-Umverteilung. Grund hierfür ist, dass die ferritische Phase deutlich weniger Kohlenstoff lösen kann als die austenitische Hochtemperatur-Phase. Somit kommt es an der Reaktionsfront Ferrit-Austenit zu einem Kohlenstoff-Transport in den noch nicht umgewandelten Austenit, der sich an Kohlenstoff anreichert und zunehmend thermisch stabilisiert wird. Die Kohlenstoff Anreicherung im Austenit stoppt, wenn dessen maximale Löslichkeit erreicht wird. Dies wird graphisch durch die sogenannte T0'-Kurve beschrieben, die in Abhängigkeit von der Temperatur den maximalen Kohlenstoffgehalt im Austenit beschreibt. Ist der maximale Gehalt erreicht, stoppt die Reaktion, d.h. es kommt zu keiner weiteren Bainitbildung aus dem an Kohlenstoff angereicherten Austenit. Bei weiterer Abkühlung werden die nicht thermisch stabilen Austenitgebiete in mehr oder weniger hochkohligen Martensit umklappen und sich gegebenenfalls selbst anlassen.
  • Erfindungsgemäß ist vorgesehen, dass kein Legierungsbestandteil in einem Anteil von größer 1,8 Gew.-% vorhanden ist.
  • Es ist vorgesehen, dass Silizium in einem Anteil von kleiner 1,2 Gew.-% vorliegt. Silizium wird, wie bereits erwähnt, zulegiert, um die Zementitbildung zu unterbinden. Hierbei ist besonders das Silizium-Kohlenstoff Verhältnis von Bedeutung, da im Falle von zu geringem Si-Gehalt teilweise Zementitbildung auftreten kann. Zum einen sind Karbide an sich in dem angestrebten Mehrphasengefüge unerwünscht, zum anderen steht durch die Karbidbildung weniger Kohlenstoff für die Austenitstabilisierung zur Verfügung, was in weiterer Folge die Martensitbildung erleichtert. Auch dies ist unerwünscht. Im Stand der Technik wird ein Minimalgehalt von 1,5 Gew.-% Silizium angeführt, um bei mittlerem Kohlenstoffgehalt um 0,3 Gew.-% die Zementitbildung zu unterbinden. In einer bevorzugten Ausführung wird der Siliziumgehalt jedoch auf 1,20 Gew.-% begrenzt, da Silizium den elektrischen Widerstand stark ansteigen lässt und sich dadurch Probleme bei der Stromrückführung im Gleis ergeben können.
  • Weiters ist vorgesehen, dass Kohlenstoff in einem Anteil von kleiner 0,6 Gew.-% vorliegt. Kohlenstoff ist jenes Element, welches die Martensit-Starttemperatur am stärksten beeinflusst. Ein steigender Kohlenstoff-Anteil führt zu einer Absenkung der Martensit-Starttemperatur. Die Martensit-Starttemperatur sollte nicht viel höher als 320°C liegen, um das Auftreten größerer Martensitanteile im Zuge der Wärmebehandlung bzw. weiteren Abkühlung am Kühlbett zu vermeiden. Der Vorteil eines niedrigeren KohlenstoffAnteils besteht darin, dass der Austenit mehr Kohlenstoff aufnehmen kann und die Bainitbildung zu einem größeren Teil erfolgen kann. Weiters ist die Gefahr der unerwünschten Zementit-Bildung geringer.
  • Mangan wird vor allem zulegiert, um der Ferrit- sowie Perlitbildung während der Wärmebehandlung entgegenzuwirken und vorwiegend karbidfreien Bainit einzustellen, indem die Härtbarkeit erhöht wird. Mangan ist des Weiteren ein Austenitstabilisator und senkt neben Kohlenstoff die Martensit-Starttemperatur. Aus der Literatur ist zudem bekannt, dass sich mit steigendem Mangan-Gehalt die T0'-Kurve zu niedrigeren Kohlenstoff-Gehalten hin verschiebt, was der kontinuierlichen Bildung von karbidfreiem Bainit entgegenwirkt. Aus diesem Grund ist der maximale Mn-Gehalt mit 1,8 % begrenzt, liegt aber aus den oben genannten Gründen bevorzugt deutlich niedriger.
  • Ebenso wie Mangan erhöht auch Chrom die Härtbarkeit, hat aber eine stärkere Wirkung als Mangan. Zusätzlich führt Chrom zu einer Mischkristallhärtung, die bewusst genutzt wird. Um einerseits das Auftreten von Chrom-Karbiden zu verhindern als auch andererseits die Schweißbarkeit zu erleichtern, werden relativ niedrige Chrom-Gehälter angestrebt.
  • Vanadium ist ein Mikrolegierungselement, welches die Härte erhöht, ohne dabei die Zähigkeit zu verschlechtern. Dabei kommt es neben einer Mischkristallhärtung auch zur Ausscheidung feinster Teilchen, welche eine Härtesteigerung erwirken.
  • Ebenso wie Mangan und Chrom steigert Molybdän die Härtbarkeit. Die Besonderheit von Molybdän liegt darin, dass v.a. die diffusionskontrollierten Umwandlungsprodukte, also Ferrit und Perlit, zu längeren Umwandlungszeitpunkten hin verschoben werden, was in der Literatur dem "solute-drag" Effekt zugesprochen wird. Dadurch kann auch bei kontinuierlicher Abkühlung direkt das Bainit-Gebiet angesteuert werden. Bereits relativ geringe Molybdän-Gehälter von wenigen 1/10 % reichen für diesen Effekt aus. Auf das Seigerungsverhalten wirkt sich Molybdän hingegen negativ aus, sodass die geseigerten Bereiche deutlich an Molybdän angereichert sind und in weiterer Folge ein martensitisches Gefüge aufweisen. Ebenso wird die Schweißbarkeit durch Molybdän deutlich erschwert. Aus diesen beiden Gründen wird der Molybdän-Gehalt so niedrig als möglich gehalten, um in Kombination mit der Wärmebehandlung ein vorwiegend karbidfreies Gefüge einzustellen.
  • Erfindungsgemäß wird ein niedriglegierter Stahl mit der folgenden Richtanalyse eingesetzt:
    0,2 - 0,6 Gew.-% C
    0,9 - 1,2 Gew.-% Si
    1,2 - 1,8 Gew.-% Mn
    0,15 - 0,8 Gew.-% Cr
    0,01 - 0,15 Gew.-% Mo, sowie ggf.
    0 - 0,25 Gew.-% V, insbesondere 0,01 - 0,25 Gew.-% V
    0 - 0,016 Gew.-% P, insbesondere 0,01 - 0,016 Gew.-% P
    0 - 0,016 Gew.-% S, insbesondere 0,01 - 0,016 Gew.-% S
    Rest: Eisen
  • Besonders gute Ergebnisse konnten mit einem niedriglegierten Stahl mit der folgenden Richtanalyse erzielt werden:
    0,28 - 0,32 Gew.-% C
    0,98 - 1,03 Gew.-% Si
    1,7 - 1,8 Gew.-% Mn
    0,28 - 0,32 Gew.-% Cr
    0,08 - 0,13 Gew.-% Mo, sowie ggf.
    0 - 0,25 Gew.-% V, insbesondere 0,01 - 0,25 Gew.-% V
    0 - 0,016 Gew.-% P, insbesondere 0,01 - 0,016 Gew.-% P
    0 - 0,016 Gew.-% S, insbesondere 0,01 - 0,016 Gew.-% S
    Rest: Eisen
  • Bevorzugt wird weiters ein niedriglegierter Stahl mit der folgenden Richtanalyse eingesetzt:
    0,44 - 0,52 Gew.-% C
    1,05 - 1,17 Gew.-% Si
    1,4 - 1,7 Gew.-% Mn
    0,36 - 0,80 Gew.-% Cr
    0,01 - 0,08 Gew.-% Mo, sowie ggf.
    0 - 0,25 Gew.-% V, insbesondere 0,01 - 0,25 Gew.-% V
    0 - 0,016 Gew.-% P, insbesondere 0,01 - 0,016 Gew.-% P
    0 - 0,016 Gew.-% S, insbesondere 0,01 - 0,016 Gew.-% S
    Rest: Eisen
  • Eine besonders gute Eignung für hochbelastete Streckenabschnitte ist bevorzugt dann gegeben, wenn das Gleisteil im Kopfbereich eine Zugfestigkeit Rm von 1150-1400 N/mm2 aufweist. Weiters weist das Gleisteil im Kopfbereich bevorzugt eine Härte von 320-380 HB auf.
  • Gemäß einem zweiten Aspekt stellt die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung des oben beschriebenen Gleisteils zur Verfügung, bei dem das Gleisteil aus einem warmgewalzten Profil hergestellt wird, wobei der Schienenkopf des gewalzten Profils unmittelbar nach dem Verlassen des Walzgerüsts mit der Walzwärme einer gesteuerten Abkühlung unterworfen wird, wobei die gesteuerte Abkühlung in einem ersten Schritt eine Abkühlung an Umgebungsluft bis zur Erreichung einer ersten Temperatur von 780-830°C, in einem zweiten Schritt eine beschleunigte Abkühlung auf eine zweite Temperatur von 450-520°C, in einem dritten Schritt das Halten der zweiten Temperatur, in einem vierten Schritt eine weitere beschleunigte Abkühlung bis zur Erreichung einer dritten Temperatur von 420-470 °C, in einem fünften Schritt das Halten der dritten Temperatur und in einem sechsten Schritt das Abkühlen an Umgebungsluft bis auf Raumtemperatur umfasst. Die gesteuerte Abkühlung erfolgt bevorzugt, wie an sich bekannt, durch Eintauchen zumindest des Schienenkopfes in ein flüssiges Kühlmedium. Durch die beschleunigte Abkühlung im flüssigen Abkühlmedium können gezielt und in kurzer Zeit die angestrebten Temperaturbereiche angesteuert werden, ohne dass unerwünschte Phasengebiete durchfahren werden.
  • Bevorzugt ist vorgesehen, dass die beschleunigte Abkühlung im zweiten Schritt mit einer Kühlrate von 2-5°C/sec erfolgt.
  • Bevorzugt ist vorgesehen, dass das Gleisteil während des zweiten Schritts vollständig in dem Kühlmedium eingetaucht ist.
  • Der Halteschritt zwischen 450°C-520°C (dritter Schritt) soll vor allem einen Temperaturausgleich zwischen der in Kontakt mit dem Abkühlmedium stehenden Schienenkopfoberfläche und dem Schienenkopfinneren herbeiführen, um eine stärkere Wiedererwärmung beim zweiten Halteschritt (fünfter Schritt) gering zu halten. Des Weiteren stellt dieser Temperaturbereich für den Stahl mit der oben genannten chemischen Zusammensetzung folgende Besonderheit dar: Über die Abkühlgeschwindigkeit (und damit über die Zeit bis der Temperaturbereich erreicht wird) sowie über die Verweildauer in diesem Temperaturbereich kann beeinflusst werden, inwieweit es zur Ferritbildung kommt oder nicht. Unter Umständen kann es in diesem Temperaturbereich auch zur Bildung von Korngrenzen-Perlit kommen. Um die oben genannten Effekte zu erreichen, ist bevorzugt vorgesehen, dass der dritte Schritt sich über eine Dauer von 10-300 sec, bevorzugt 30-60 sec erstreckt.
  • Bevorzugt ist vorgesehen, dass die beschleunigte Abkühlung im vierten Schritt mit einer Kühlrate von 2-5°C/sec erfolgt.
  • Bevorzugt ist vorgesehen, dass das Gleisteil während des vierten Schritts nur mit dem Schienenkopf in das Kühlmedium eingetaucht ist.
  • Der zweite Halteschritt zwischen 420°C-470°C (fünfter Schritt) dient der Bildung des karbidfreien Bainits mit simultan ablaufender Kohlenstoff-Umverteilung in den umgebenden Austenit. In diesem Temperaturbereich liegt der Austenit vorwiegend als Inseltyp vor, weniger der Filmtyp. Die Intensität der Kohlenstoff-Umverteilung in diesem Bereich entscheidet, wie stark sich der Austenit an Kohlenstoff anreichern kann und bei der weiteren Abkühlung metastabil als Austenit verbleibt oder martensitisch umwandelt. Für die Gefügeeinstellung ist es weiters von besonderer Bedeutung, dass beim beschleunigten Abkühlen (vierter Schritt) eine Temperatur von 400°C nicht unterschritten wird, da es sonst zur Bildung der unteren Bainitstufe, begleitet von feinen Zementitausscheidungen, kommt. Um diese Effekte zu erreichen, ist bevorzugt vorgesehen, dass der dritte Schritt sich über eine Dauer von 50-600 sec, bevorzugt 100-270 sec erstreckt.
  • Die Einstellung der beiden Halteschritte (dritter und fünfter Schritt) kann z.B. über eine Abkühlung auf die untere Grenze des Temperaturbereiches mit anschließender Rückwärmung erfolgen.
  • Bevorzugt ist vorgesehen, dass das Gleisteil während des dritten und/oder fünften Schritts in einer aus dem Kühlmedium herausgenommenen Position gehalten wird.
  • Da der Temperaturbereich der beiden Haltepunkte von den Legierungselementen des jeweiligen Stahls und deren Anteilen abhängen, muss der Wert der ersten Temperatur und der Wert der zweiten Temperatur vorab für den jeweiligen Stahl genau bestimmt werden. Die Temperatur der Schiene wird während der gesteuerten Abkühlung dann kontinuierlich gemessen, wobei die Kühl- und Halteabschnitte bei Erreichen der jeweiligen Temperaturschwellen begonnen bzw. beendet werden. Da die Oberflächentemperatur der Schiene über die gesamte Länge des Gleisteils variieren kann, die Abkühlung aber für den gesamten Gleisteil einheitlich vorgenommen wird, wird bevorzugt so vorgegangen, dass die Temperatur an einer Mehrzahl von über die Länge des Gleisteils verteilten Messpunkten erfasst und ein Temperaturmittelwert gebildet wird, der für die Steuerung der gesteuerten Abkühlung herangezogen wird.
  • Während der gesteuerten Abkühlung mittels des flüssigen Kühlmediums durchläuft das Kühlmedium drei Phasen des Abschreckvorganges. In der ersten Phase, der Dampffilmphase, ist die Temperatur an der Oberfläche des Schienenkopfes so hoch, dass das Kühlmedium rasch verdampft und sich ein dünner isolierender Dampffilm bildet (Leidenfrost-Effekt). Diese Dampffilmphase ist u.a. sehr stark von der Dampfbildungswärme des Kühlmediums, der Oberflächenbeschaffenheit des Gleisteils, wie z.B. Zunder, oder der chemischen Zusammensetzung und Gestaltung des Kühlbeckens abhängig. In der zweiten Phase, der Kochphase, gelangt das Kühlmedium in direkten Kontakt mit der heißen Oberfläche des Schienenkopfes und kommt unverzüglich zum Kochen, wodurch sich eine hohe Abkühlgeschwindigkeit ergibt. Die dritte Phase, die Konvektionsphase, beginnt, wenn die Oberflächentemperatur des Gleisteils auf den Siedepunkt des Kühlmediums abgesunken ist. In diesem Bereich wird die Kühlgeschwindigkeit im Wesentlichen durch die Strömungsgeschwindigkeit des Kühlmediums beeinflusst.
  • Der Übergang von der Dampffilmphase in die Kochphase erfolgt üblicherweise relativ unkontrolliert und spontan. Da die Schienentemperatur über die gesamte Länge des Gleisteils gewissen produktionsbedingten Temperaturschwankungen unterliegt, besteht das Problem, dass der Übergang von der Dampffilmphase in die Kochphase in verschiedenen Längenbereichen des Gleisteils zu unterschiedlichen Zeitpunkten erfolgt. Dies würde zu einer über die Länge des Gleisteils ungleichmäßigen Gefügeausbildung und demzufolge zu ungleichmäßigen Materialeigenschaften führen. Um den Zeitpunkt des Übergangs von der Dampffilmphase in die Kochphase über die gesamte Schienenlänge zu vereinheitlichen, sieht eine bevorzugte Verfahrensweise vor, dass während des dritten Schritts ein filmbrechendes, gasförmiges Druckmedium, wie z.B. Stickstoff, entlang der gesamten Länge des Gleisteils an den Schienenkopf herangeführt wird, um den Dampffilm entlang der gesamte Länge des Gleisteils zu brechen und die Kochphase einzuleiten.
  • Insbesondere kann so vorgegangen werden, dass der Zustand des Kühlmediums während des zweiten und/oder vierten Schritts entlang der gesamten Länge des Gleisteils überwacht wird und das filmbrechende, gasförmige Druckmedium an den Schienenkopf herangeführt wird, sobald in einem Teilbereich der Gleisteillänge das erste Auftreten der Kochphase festgestellt wird.
  • Bevorzugt wird das filmbrechende, gasförmige Druckmedium ca. 20-100 sec, insbesondere ca. 50 sec nach Beginn des zweiten und/oder vierten Schritts an den Schienenkopf herangeführt.
  • Die Erfindung wird nachfolgend anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.
    • Beispiel 1
  • In einem ersten Ausführungsbeispiel wurde ein niedriglegierter Stahl mit der folgenden Richtanalyse mittels Warmwalzen zu einer Fahrschiene mit Regelschienenprofil geformt:
    0,3 Gew.-% C
    1,0 Gew.-% Si
    1,74 Gew.-% Mn
    0,31 Gew.-% Cr
    0,1 Gew.-% Mo
    0,014 Gew.-% S
    0,014 Gew.-% P
    20ppm Al
    70ppm N
  • Bor und Titan wurden nicht zulegiert. Rest Fe und unbeabsichtigte Begleitelemente.
  • Unmittelbar nach dem Verlassen des Walzgerüstes wurde die Schiene mit der Walzwärme einer gesteuerten Abkühlung unterworfen. Die gesteuerte Abkühlung wird nachfolgend anhand des in Fig. 1 dargestellten Zeit-Temperatur-Umwandlungsschaubilds erläutert, wobei die mit 1 bezeichnete Linie den Kühlverlauf wiedergibt. In einem ersten Schritt wird die Schiene bis zu einer Temperatur von 810°C an Umgebungsluft abgekühlt. In einem zweiten Schritt wird die Schiene über ihre gesamte Länge und mit ihrem gesamten Querschnitt in das flüssige Kühlmedium eingetaucht und es wurde eine Kühlrate von 4°C/sec eingestellt. Nach ca. 85 sec wurde die Schiene aus dem Kühlbad herausgenommen und eine anfängliche Oberflächentemperatur des Schienenkopfes von 470°C gemessen, wobei der Punkt 2 erreicht wurde. Während eines Zeitraums von ca. 45 sec wurde die Schiene in einer aus dem Kühlmedium herausgenommenen Position gehalten. Es kann innerhalb der ersten 5 sec zu einer Rückerwärmung auf eine Temperatur von 500°C kommen. Bei Erreichen des Punktes 3 wurde die Schiene wieder in das Kühlbad eingetaucht und mit einer Kühlrate von 4°C/sec auf 440°C (Punkt 4) abgekühlt. Diese Temperatur wurde für 100 sec gehalten. Bei Erreichen des Punktes 5 wurde die Schiene an Umgebungsluft bis auf Raumtemperatur gekühlt.
  • Durch die oben beschriebene gesteuerte Abkühlung wurde im Schienenkopf das folgende Gefüge erzielt:
    60-70 Vol.-% karbidfreier Bainit,
    8-13 Vol.-% Ferrit,
    11-18 Vol.-% Austenit,
    5-15 Vol.-% Martensit.
  • Die Gefügestruktur ist in Fig. 2 dargestellt. Es wurden die folgenden Materialeigenschaften gemessen:
    • 0,2% Dehngrenze: 750 MPa ± 10 MPa
    • Zugfestigkeit: 1130 MPa ± 10 MPa
    • Bruchdehnung: 17% ± 1%
    • Oberflächenhärte: 330 HB ± 5 HB
    • Bruchzähigkeit KIc an der Normprobe bei Raumtemperatur: 58 MPa√m ± 3 MPa^m
    Beispiel 2
  • In einem zweiten Ausführungsbeispiel wurde ein niedriglegierter Stahl mit der folgenden Richtanalyse mittels Warmwalzen zu einer Fahrschiene mit Regelschienenprofil geformt:
    0,5 Gew.-% C
    1,1 Gew.-% Si
    1,5 Gew.-% Mn
    0,7 Gew.-% Cr
    0,01 Gew.-% Mo
    0,20 Gew.-% V
    0,014 Gew.-% S
    0,014 Gew.-% P
    20ppm Al
    70ppm N
  • Rest Fe und unbeabsichtigte Begleitelemente.
  • Die Wärmebehandlung wurde wie in Beispiel 1 durchgeführt.
  • Um den Verschleißwiderstand gegenüber Beispiel 1 (0,3 Gew.-% C) anzuheben, gleichzeitig aber auch die Rissfreiheit beizubehalten, wird im Beispiel 2 ein Werkstoff mit deutlich höherem Kohlenstoffgehalt verwendet (0,5 Gew.-% C) .
  • Der Vorteil, den ein höherer Kohlenstoffgehalt bringt, ist, dass eine verstärkte Anreicherung sowohl im Austenit, als auch im Martensit erfolgen kann und somit diese beiden Gefügekomponenten stärkt, was sich sehr positiv auf den Verschleißwiderstand auswirkt. Durch die Wärmebehandlung (beschleunigte Abkühlung) wird bedingt durch den höheren Kohlenstoffgehalt die höhere Neigung zur Perlitbildung entschärft - das heißt das Gebiet, wo die Perlitbildung erfolgt, wird sehr rasch durchfahren, sodass sich keine ausgeprägten Mengen an Perlit an der Schienenkopfoberfläche (bis 10mm Tiefe) ausscheiden können. Das heißt, dass das Gefüge weiterhin aus den vorher angeführten Gefügebestandteilen besteht.
  • Es wurden die folgenden Materialeigenschaften gemessen:
    • 0,2% Dehngrenze: 900 MPa ± 10 MPa
    • Zugfestigkeit: 1320 MPa ± 10 MPa
    • Bruchdehnung: 13% ± 1%
    • Oberflächenhärte: 380 HB ± 5 HB
    • Bruchzähigkeit KIc an der Normprobe bei Raumtemperatur: 53 MPaVm ± 3 MPa^m

Claims (24)

  1. Gleisteil, insbesondere Schiene für Schienenfahrzeuge aus einem niedriglegierten Stahl, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl im Schienenkopf des Gleisteils einen Ferritanteil von 5-15 Vol.-%, einen Austenitanteil von 5-20 Vol.-%, einen Martensitanteil von 5-20 Vol.-% und einen Anteil karbidfreien Bainits von 55-75 Vol.-% aufweist und wobei der niedriglegierte Stahl Kohlenstoff, Silizium, Mangan, Chrom, Molybdän sowie ggf. Vanadium, Phosphor und/oder Schwefel als Legierungsbestandteile und Rest Eisen enthält und kein Legierungsbestandteil in einem Anteil von größer 1,8 Gew.-% vorhanden ist, wobei ein niedriglegierter Stahl mit der folgenden Richtanalyse eingesetzt ist: 0,2 - 0,6 Gew.-% C 0,9 - 1,2 Gew.-% Si 1,2 - 1,8 Gew.-% Mn 0,15 - 0,8 Gew.-% Cr 0,01 - 0,15 Gew.-% Mo, sowie ggf. 0 - 0,25 Gew.-% V, insbesondere 0,01 - 0,25 Gew.-% V 0 - 0,016 Gew.-% P, insbesondere 0,01 - 0,016 Gew.-% P 0 - 0,016 Gew.-% S, insbesondere 0,01 - 0,016 Gew.-% S Rest: Eisen.
  2. Gleisteil nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil des karbidfreien Bainits 60-70 Vol.-% beträgt.
  3. Gleisteil nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass der Ferritanteil 8-13 Vol.-% beträgt.
  4. Gleisteil nach Anspruch 1, 2 oder 3, dadurch gekennzeichnet, dass der Bainit eine Matrix bildet, in der Austenit, Martensit und Ferrit bevorzugt homogen verteilt sind.
  5. Gleisteil nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass der Austenitanteil und der Martensitanteil zumindest teilweise in Inselform vorliegt.
  6. Gleisteil nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass ein niedriglegierter Stahl mit der folgenden Richtanalyse eingesetzt ist: 0,28 - 0,32 Gew.-% C 0,98 - 1,03 Gew.-% Si 1,7 - 1,8 Gew.-% Mn 0,28 - 0,32 Gew.-% Cr 0,08 - 0,13 Gew.-% Mo, sowie ggf. 0 - 0,25 Gew.-% V, insbesondere 0,01 - 0,25 Gew.-% V 0 - 0,016 Gew.-% P, insbesondere 0,01 - 0,016 Gew.-% P 0 - 0,016 Gew.-% S, insbesondere 0,01 - 0,016 Gew.-% S Rest: Eisen
  7. Gleisteil nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass ein niedriglegierter Stahl mit der folgenden Richtanalyse eingesetzt ist: 0,44 - 0,52 Gew.-% C 1,05 - 1,17 Gew.-% Si 1,4 - 1,7 Gew.-% Mn 0,36 - 0,80 Gew.-% Cr 0,01 - 0,08 Gew.-% Mo, sowie ggf. 0 - 0,25 Gew.-% V, insbesondere 0,01 - 0,25 Gew.-% V 0 - 0,016 Gew.-% P, insbesondere 0,01 - 0,016 Gew.-% P 0 - 0,016 Gew.-% S, insbesondere 0,01 - 0,016 Gew.-% S Rest: Eisen
  8. Gleisteil nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass das Gleisteil im Kopfbereich eine Zugfestigkeit Rm von 1050-1400 N/mm2 aufweist.
  9. Gleisteil nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass das Gleisteil im Kopfbereich eine Härte von 320-400 HB aufweist.
  10. Verfahren zur Herstellung eines Gleisteils nach einem der Ansprüche 1 bis 9 aus einem warmgewalzten Profil, dadurch gekennzeichnet, dass der Schienenkopf des gewalzten Profils unmittelbar nach dem Verlassen des Walzgerüsts mit der Walzwärme einer gesteuerten Abkühlung unterworfen wird, wobei die gesteuerte Abkühlung in einem ersten Schritt eine Abkühlung an Umgebungsluft bis zur Erreichung einer ersten Temperatur von 780-830°C, in einem zweiten Schritt eine beschleunigte Abkühlung auf eine zweite Temperatur von 450-520°C, in einem dritten Schritt das Halten der zweiten Temperatur, in einem vierten Schritt eine weitere beschleunigte Abkühlung bis zur Erreichung einer dritten Temperatur von 420-470 °C, in einem fünften Schritt das Halten der dritten Temperatur und in einem sechsten Schritt das Abkühlen an Umgebungsluft bis auf Raumtemperatur umfasst.
  11. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, dass die beschleunigte Abkühlung im zweiten Schritt mit einer Kühlrate von 2-5°C/sec erfolgt.
  12. Verfahren nach Anspruch 10 oder 11, dadurch gekennzeichnet, dass der dritte Schritt sich über eine Dauer von 10-300 sec, bevorzugt 30-60 sec erstreckt.
  13. Verfahren nach Anspruch 10, 11 oder 12, dadurch gekennzeichnet, dass die beschleunigte Abkühlung im vierten Schritt mit einer Kühlrate von 2-5°C/sec erfolgt.
  14. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 13, dadurch gekennzeichnet, dass der fünfte Schritt sich über eine Dauer von 50-600 sec, bevorzugt 100-270 sec erstreckt.
  15. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 14, dadurch gekennzeichnet, dass während des dritten und/oder des fünften Schrittes eine Rückerwärmung stattfindet.
  16. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 15, dadurch gekennzeichnet, dass die Temperatur an einer Mehrzahl von über die Länge des Gleisteils verteilten Messpunkten erfasst und ein Temperaturmittelwert gebildet wird, der für die Steuerung der gesteuerten Abkühlung herangezogen wird.
  17. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 16, dadurch gekennzeichnet, dass die gesteuerte Abkühlung durch Eintauchen zumindest des Schienenkopfes in ein flüssiges Kühlmedium erfolgt.
  18. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 17, dadurch gekennzeichnet, dass die Abkühlung während des zweiten oder vierten Schritts so gesteuert wird, dass das Kühlmedium an der Oberfläche des Schienenkopfes zuerst einen Dampffilm ausbildet und danach an der Oberfläche kocht.
  19. Verfahren nach Anspruch 18, dadurch gekennzeichnet, dass während des zweiten und/oder vierten Schritts ein filmbrechendes, gasförmiges Druckmedium, wie z.B. Stickstoff, entlang der gesamten Länge des Gleisteils an den Schienenkopf herangeführt wird, um den Dampffilm entlang der gesamten Länge des Gleisteils zu brechen und die Kochphase einzuleiten.
  20. Verfahren nach Anspruch 19, dadurch gekennzeichnet, dass der Zustand des Kühlmediums während des zweiten und/oder vierten Schritts entlang der gesamten Länge des Gleisteils überwacht wird und das filmbrechende, gasförmige Druckmedium an den Schienenkopf herangeführt wird, sobald in einem Teilbereich der Gleisteillänge das erste Auftreten der Kochphase festgestellt wird.
  21. Verfahren nach Anspruch 19 oder 20, dadurch gekennzeichnet, dass das filmbrechende, gasförmige Druckmedium ca. 20-100 sec, insbesondere ca. 50 sec nach Beginn des zweiten und/oder vierten Schritts an den Schienenkopf herangeführt wird.
  22. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 21, dadurch gekennzeichnet, dass das Gleisteil während des zweiten Schritts vollständig in dem Kühlmedium eingetaucht ist.
  23. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 22, dadurch gekennzeichnet, dass das Gleisteil während des dritten und/oder fünften Schritts in einer aus dem Kühlmedium herausgenommenen Position gehalten wird.
  24. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 23, dadurch gekennzeichnet, dass das Gleisteil während des vierten Schritts nur mit dem Schienenkopf in das Kühlmedium eingetaucht ist.
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