轨道部件和用于制造轨道部件的方法与流程

本发明涉及轨道部件，尤其是轨道运输工具用低合金钢轨道。

本发明还涉及用于由热轧型材制造轨道部件的方法。

近来，轨道交通中的运输负载的重量和行驶速度持续不断地提高，以提高轨道运输的效率。因此，铁路轨道经受恶化的运行条件，并因此必须具有更高的品质，以承受更高的负载。具体问题表现为尤其是安装在弯道中的轨道的磨损的强烈增加和通过材料疲劳损伤的出现，材料疲劳损伤主要发生在轨顶内侧面上，所述轨顶内侧面是弯道中轨道与车轮的主要接触点。这导致滚动接触疲劳损伤(rcf-rolling-contact-fatigue（滚动接触疲劳）)。rcf表面损伤的例子是，例如，疲劳裂纹（headchecks）（滚压疲劳（abrollermüdungen））、剥落（abplatzungen（剥落））、凹陷(塑性表面变形)、滑波(schlupfwellen)和波状磨损(verriffelungen)。这些表面损伤导致缩短的轨道使用寿命、提高的噪音释放和运行阻碍。此外，由于持续不断地增长的交通负载加速了缺陷的增加的出现。这种发展的直接后果是提高的轨道维护需求。然而，增长的维护需求与变得越来越小的维护窗口期（instandhaltungsfenstern）相矛盾。更高的列车密度越来越多地减少了可以处理轨道的时间。

所提及的损伤尽管可以在早期阶段通过磨削来消除，然而在严重损伤的情况下必须更换轨道。在操作中，在半径为500m或更大的弯道中，即在那里磨损已经开始起次要作用的地方，在弯道外部轨道的轨顶内侧面区域中，出现疲劳裂纹。高的局部单位面积压力（flächenpressungen）与由于滚动半径不同而引起的轮轨接触中的局部滑移组合导致在表面上的轨道材料的剪切应力，这在每次翻滚时都出现。发生裂纹萌生，并且随后沿着冷成形层的取向发生裂纹生长，如其可在所涉及的轨道的纵向磨过的表面上观察到。裂纹生长在第一阶段中几乎平行于表面地进行，然后连续地延伸到轨道内部中。如果裂纹到达临界长度，则可能发生突然的失效，并且由于裂纹的周期性，可能发生轨道段的断裂。

与裂纹生长同时出现的磨损率在传统的完全珠光体轨道等级和贝氏体轨道等级中始终是较小的，因此事实上裂纹生长占主导。

因此，过去不乏改进耐磨性和抗rcf-损伤的尝试，以提高轨道的使用寿命周期。这尤其通过引入和使用贝氏体轨道钢来实现。

贝氏体是一种可以在含碳钢的热处理期间通过等温转变或者连续冷却而产生的组织。贝氏体在用于形成珠光体和马氏体之间的温度和冷却速度下形成。不同于在马氏体形成的情况中，在此晶格中的切变过程（umklappvorgänge）和扩散过程是耦合的，由此不同的转变机理变得可能。由于依赖于冷却速度、碳含量、合金元素和由此产生的形成温度，贝氏体不具有特征性的组织。贝氏体，亦如珠光体，由铁素体和渗碳体（fe3c）的相组成，但是在形状、尺寸和分布方面与珠光体不同。原则上，贝氏体区分为两种主要组织形式，上贝氏体和下贝氏体。

由wo2014/040093a1已知一种用于制造轨道部件和轨道钢的方法，其目的在于改善耐磨性，特别是避免疲劳裂纹(滚压疲劳)，并且为此具有在轨道轨头处具有铁素体含量为5-15%的多相贝氏体结构的组织。在半径为500m或更大的弯道处还是出现上述现象。

因此，本发明的目的在于，如下改进出于成本原因和出于焊接技术原因应由低合金钢构成的轨道部件，尤其是轨道，从而一方面甚至在提高的车轮负载的情况下和在较大弯道的情况下妨碍裂纹形成，并且另一方面一则明显延缓初始裂纹生长和另则裂纹路径不出现在轨道内部中。最后，所述轨道部件应能易于焊接并具有与迄今在轨道建设中已证实的钢类似的其它材料性质，例如类似的导电性和类似的热膨胀系数。

为了实现所述目的，本发明根据第一方面提供了一种开头所述类型的轨道部件，其如此扩展，使得在所述轨道部件的轨道轨头中的钢具有5-15体积%的铁素体份额、5-20体积%的奥氏体份额、5-20体积%的马氏体份额和55-75%的无碳化物的贝氏体份额。无碳化物的贝氏体由具有高位错密度而无碳化物析出的铁素体针构成。在接触影响区域中的奥氏体相份额经受与在常规的含碳化物的轨道的情况下不同的另一种变形机制。发生变形诱导的马氏体相变、trip效应(transformationinducedplasticity（相变诱导塑性）)，并且随后发生硬度以及塑性应力下的可变形性的同时增加。在表面附近区域中，硬度增加，相当于提高的抗变形性，如此影响周围无碳化物的贝氏体，以至于妨碍其剪切。直接在轨道轨头的表面上，马氏体转变区域越来越多地经受磨粒磨损。裂纹形成以及初始裂纹生长被提高的裂纹断裂韧性明显地妨碍或减缓，从而与自然出现的磨损结合，事实上没有发生裂纹生长。因此，该轨道部件仅更多地受到磨损，因此能够精确地确定其使用持续时间，而不必由于裂纹形成而进行进一步观测。

如果无碳化物的贝氏体的份额为60-70体积%，则获得特别好的耐裂纹性。

铁素体份额优选为8-13体积%。

此外，优选提供，所述贝氏体形成基质，奥氏体、马氏体和铁素体优选均匀分布在所述基质中。奥氏体和马氏体优选至少部分地以岛形式存在，多边形或球状，具有数μm，特别是1-10μm的平均尺寸。此外，奥氏体优选部分地以厚度小于1μm且长度为数μm的膜形式存在。马氏体尤其部分地作为纯马氏体以非常低或几乎不回火的形态存在，因此几乎没有发生碳化物从马氏体析出。各个马氏体区域的尺寸为约5μm。铁素体部分地作为晶界铁素体存在，和部分地作为多边形铁素体存在。此外，偶然的（unabsichtigt）晶界珠光体主要出现在轨道轨头的内部中，因为在那里由于冷却速率稍低于包括数微米的边缘区域中使其能够出现。

如已提及的，根据本发明使用低合金钢，以使成本最小化并改进焊接适应性。通常，本发明范围内的低合金钢作为合金成分优选包含碳、硅、锰、铬、钼以及任选的钒、磷、硫、硼、钛、铝和/或氮，其余为铁。

尽管平均碳含量为约0.3%，但加入合金元素的主要目标是调节无碳化物的贝氏体的组织。这通过有意识地加入合金元素硅来实现，硅随后存在于混合晶体中。硅的主要特征是其在渗碳体相中的溶解度非常少。这导致在均匀的硅分布的情况下强烈抑制和/或在时间上延迟渗碳体形成。替代于此，在通常进行渗碳体形成的那些温度范围内发生碳再分布。其原因是，铁素体相能够溶解比奥氏体高温相明显更少的碳。因此，在反应前沿处铁素体-奥氏体发生碳向尚未转变的奥氏体中的转移，奥氏体富集碳并被越来越热稳定。当达到其最大溶解度时，奥氏体中的碳富集停止。这通过所谓的t0'曲线图示描述，该曲线描述了取决于温度的奥氏体中的最大碳含量。如果达到最大含量，则反应停止，即，不发生从富集碳的奥氏体中进一步形成贝氏体。在进一步冷却的情况下，热不稳定的奥氏体区或多或少地转变成高碳马氏体并任选地自回火。

优选提供的是，没有合金成分以大于1.8重量%的份额存在。

优选提供的是，硅以小于1.2重量%的份额存在。如已提及的，加入合金元素硅，以抑制渗碳体形成。在此，硅-碳比率是特别重要的，因为在si含量过小的情况下有时候可能出现渗碳体形成。一方面，碳化物本身在所力求的多相组织中是不期望的，另一方面，由于碳化物形成，较少的碳用于奥氏体稳定化，这将随后促进马氏体形成。这也是不希望的。在现有技术中，指出硅的最小含量为1.5重量%，以在平均碳含量为0.3重量%时抑制渗碳体形成。然而，在一个优选的实施方案中，将硅含量限制在1.20重量%，因为硅使得电阻强烈增加，并因此在轨道中在反向电流的情况下可能出现问题。

此外，优选提供的是，碳以小于0.6重量%，优选小于0.35重量%的份额存在。碳是最强烈影响马氏体起始温度的那种元素。增加的碳份额导致马氏体起始温度的降低。马氏体起始温度不应远高于320℃，以避免在热处理和在冷却床上进一步冷却的过程中出现较大的马氏体份额。较低的碳份额的优点在于，奥氏体可以接受更多的碳，并且可以更大部分地形成贝氏体。此外，降低了不希望的形成渗碳体的风险。

尤其加入合金元素锰，以在热处理期间抵制铁素体形成以及珠光体形成，并且通过提高淬硬性来主要调节无碳化物的贝氏体。此外，锰是奥氏体稳定剂，并且除碳之外，降低马氏体起始温度。此外，从文献中已知，随着锰含量的增加，t0'曲线向较低碳含量移动，这抵制了无碳化物的贝氏体的连续形成。因此，最大mn含量限制在1.8%，但由于上述原因，优选明显更低。

与锰一样，铬也提高了淬硬性，但具有比锰更强的作用。此外，铬导致混合晶体硬化，这被有意识地利用。为了一方面防止铬-碳化物的出现，和另一方面促进可焊接性，力求相对低的铬含量。

钒是一种微合金元素，其提高硬度而与此同时不使韧性劣化。除了混合晶体硬化之外，在此还发生非常细的颗粒的析出，这获得硬度增加。

与锰和铬一样，钼增加淬硬性。钼的特殊性在于，首先，使扩散控制的转变产物，即铁素体和珠光体，向较长的转变时间点移动，这在文献中归因于“溶质拖曳效应”。由此，也可以在连续冷却时直接控制贝氏体区。小于1/10%的相对小的钼含量对于这种效应而言已经足够。相反，钼对偏析行为具有负面影响，因此偏析区域明显富集钼，并且随后具有马氏体组织。同样地，钼明显地妨碍可焊接性。由于这两个原因，钼含量保持尽可能低，以便与热处理结合调节主要不含碳化物的组织。

元素硼也发挥与钼相同的作用，即显著地在时间上延迟铁素体形成和珠光体形成。其作用基于，原子硼几乎不溶于奥氏体中，因此主要存在于晶界处，并因此随后强烈妨碍铁素体和珠光体的晶核形成。对于这种效应而言，几个ppm的硼已经足够，大约30ppm足以使铁素体形成在时间上延迟10倍。然而，如果形成硼氮化物或硼碳氮化物，则这种正面效应将丧失。因此，额外地加入合金元素钛到钢中，因为钛对氮的亲和力明显高于硼，因此发生钛碳氮化物的析出。为了确保抑制硼析出物的出现，钛与氮的比例必须为至少4:1，氮总是以约50-100ppm存在于熔体中，以便结合所有的氮。由此产生的问题是可能粗的钛碳氮化物的析出，这可能对韧性和疲劳性能具有不利影响。

优选地，使用具有以下近似分析的低合金钢：

0.2-0.6重量%c

0.9-1.2重量%si

1.2-1.8重量%的mn

0.15-0.8重量%cr

0.01-0.15重量%mo，以及任选

0-0.25重量%v，特别是0.01-0.25重量%v

0-0.016重量%p，特别是0.01-0.016重量%p

0-0.016重量%s，特别是0.01-0.016重量%s

其余：铁。

可以用具有以下近似分析的低合金钢获得特别好的结果：

0.28-0.32重量%c

0.98-1.03重量%si

1.7-1.8重量%的mn

0.28-0.32重量%cr

0.08-0.13重量%mo，以及任选

0-0.25重量%v，特别是0.01-0.25重量%v

0-0.016重量%p，特别是0.01-0.016重量%p

0-0.016重量%s，特别是0.01-0.016重量%s

其余：铁。

优选地，使用具有以下近似分析的低合金钢：

0.44-0.52重量%c

1.05-1.17重量%si

1.4-1.7重量%mn

0.36-0.80重量%cr

0.01-0.08重量%mo，以及任选

0-0.25重量%v，特别是0.01-0.25重量%v

0-0.016重量%p，特别是0.01-0.016重量%p

0-0.016重量%s，特别是0.01-0.016重量%s

其余：铁。

当轨道部件在轨头区域中具有1150-1400n/mm²的抗拉强度rm时，则优选给出对于高负载线段部分（streckenabschnitte）而言特别好的适应性。此外，轨道部件在轨头区域中优选地具有320-380hb的硬度。

根据第二方面，本发明提供了用于制造上述轨道部件的方法，其中，所述轨道部件由热轧型材来制造，其中，经轧制的型材的轨道轨头在离开具有轧制热的轧机机架之后立即经受受控冷却，其中所述受控冷却包括在第一步骤中在环境空气下冷却直到达到780-830℃的第一温度，在第二步骤中加速冷却到450-520℃的第二温度，在第三步骤中保持所述第二温度，在第四步骤中进一步加速冷却直到达到420-470℃的第三温度，在第五步骤中保持所述第三温度，和在第六步骤中在环境空气下冷却至室温。如同本身已知的，所述受控冷却优选地通过将至少轨道轨头浸入液体冷却介质中来进行。通过在液体冷却介质中加速冷却可以有针对性地和在短时间内控制力求的温度范围，而不通过不期望的相区。

优选提供的是，在第二步中的加速冷却以2-5℃/秒的冷却速率进行。

优选提供的是，在第二步骤期间，轨道部件完全浸入到冷却介质中。

在450℃-520℃之间的保持步骤(第三步骤)意在主要在与冷却介质接触的轨道轨头表面和轨道轨头内部之间产生温度补偿，以保持在第二保持步骤(第五步骤)中的较强再加热低。此外，该温度范围对于具有上述化学组成的钢而言呈现了以下特殊性：通过冷却速度（并因此通过直到达到该温度范围的时间）以及通过在该温度范围内的停留时间可影响铁素体形成的发生到何种程度或不发生。可能地，在该温度范围内也能发生晶界珠光体的形成。为了达到上述效应，优选提供的是，第三步骤持续10-300秒，优选30-60秒的时间。

优选提供的是，在第四步骤中的加速冷却以2-5℃/秒的冷却速率进行。

优选提供的是，在第四步骤期间，轨道部件仅以轨道轨头浸入冷却介质中。

在420℃-470℃之间的第二保持步骤(第五步骤)用于形成无碳化物的贝氏体，伴随同时进行使碳分布到周围的奥氏体中。在该温度范围内，奥氏体主要作为岛类型存在，较少膜类型。在该范围内的碳再分布的强度决定了奥氏体可以多强地富集碳和在进一步冷却时保持亚稳态作为奥氏体或进行马氏体转变。此外，对于组织调节而言特别重要的是，在加速冷却(第四步骤)时不低于400℃的温度，因为否则发生伴随有细渗碳体析出物的下贝氏体阶段的形成。为了达到这些效应，优选提供的是，第三步骤持续50-600秒，优选100-270秒的时间。

两个保持步骤(第三和第五步骤)的调节例如可以通过冷却到所述温度范围的下限并伴随随后的再加热（rückwärmung）来进行。

优选提供的是，使轨道部件在第三和/或第五步骤期间保持在从冷却介质中取出的位置处。

由于两个保持点的温度范围取决于各自的钢的合金元素及其份额，因此必须事先精确地确定各自的钢的第一温度的值和第二温度的值。在受控冷却期间连续测量轨道的温度，其中在达到各自的温度阈值时，开始或终止冷却时期和保持时期。由于轨道的表面温度在轨道部件的整个长度上可能变化，而对整个轨道部件同样地进行冷却，因此优选如此进行，即，在分布在轨道部件的长度上的多个测量点处探测温度，并形成温度平均值，该平均值用于控制所述受控冷却。

在借助于液体冷却介质受控冷却期间，所述冷却介质经历淬火过程的三个阶段。在第一阶段，即蒸气膜阶段中，轨道轨头表面处的温度如此高，以至于冷却介质迅速蒸发并形成薄的隔热的蒸气膜(莱顿弗罗斯特效应)。该蒸气膜阶段尤其非常强烈地取决于冷却介质的蒸汽形成热、轨道部件的表面状态，例如氧化皮（zunder）或者化学组成和冷却池的设计。在第二阶段，沸腾阶段中，冷却介质与轨道轨头的热表面直接接触并立即沸腾，由此产生高的冷却速度。当轨道部件的表面温度下降至冷却介质的沸点时，第三阶段，对流阶段，开始。在所述范围内，冷却速度基本上受冷却介质的流动速度影响。

从蒸汽膜阶段到沸腾阶段的转变通常相对不受控制和自发地进行。由于轨道温度在轨道部件的整个长度上经受一定的由于生产造成的温度波动，因此存在的问题是，从蒸汽膜阶段到沸腾阶段的转变在轨道部件的不同纵向区域中在不同的时间点进行。这将导致在轨道部件的长度上不均匀的组织形成，并因此导致不均匀的材料性质。为了在整个轨道长度上统一从蒸汽膜阶段到沸腾阶段的转变的时间点，提供一种优选的方式，即在第三步骤期间，沿着轨道部件的整个长度将破膜气态压力介质，例如氮气，引到轨道轨头处，以沿着轨道部件的整个长度打破蒸汽膜并开始沸腾阶段。

尤其可以如此进行，即在第二和/或第四步骤期间沿着轨道部件的整个长度监测冷却介质的状态，并且一旦在轨道部件长度的部分区域中发现沸腾阶段的首次出现，就将破膜气态压力介质引到轨道轨头处。

优选地，在第二和/或第四步骤开始之后，将破膜气态压力介质引到轨道轨头处约20-100秒，特别是约50秒。

下面借助于实施例更详细地解释本发明。

实施例1

在第一实施例中，借助于热轧将具有以下近似分析的低合金钢成形为具有标准轨道轮廓的行驶轨道：

0.3重量%c

1.0重量%si

1.74重量%mn

0.31重量%cr

0.1重量%mo

0.014重量%s

0.014重量%p

20ppmal

70ppm氮。

没有加合金元素硼和钛。其余铁和偶然的伴随元素。

在离开轧机机架后，立即使具有轧制热的轨道经受受控冷却。下面借助于图1中示出的时间-温度转变曲线图解释所述受控冷却，其中用1表示的线代表冷却进程。在第一步骤中，在环境空气下将轨道冷却直到810℃的温度。在第二步骤中，将轨道在其整个长度上并以其整个横截面上浸入液体冷却介质中，并且调节4℃/秒的冷却速率。在约85秒之后，将轨道从冷却浴中取出，并测量轨道轨头的初始表面温度为470℃，由此已到达点2。在约45秒的时间期间，将轨道保持在从冷却介质取出的位置处。在最初的5秒内可以再加热至500℃的温度。当到达点3时，将轨道再次浸入冷却浴中，并以4℃/秒的冷却速率冷却至440℃(点4)。将该温度保持100秒。当到达点5时，在环境空气下将轨道冷却至室温。

通过上述受控冷却，在轨道轨头中获得以下组织：

60-70体积%无碳化物的贝氏体，

8-13体积%铁素体，

11-18体积%奥氏体，

5-15体积%马氏体。

该组织结构示于图2中。测量了以下材料性质：

0.2%伸长极限：750mpa±10mpa

拉伸强度：1130mpa±10mpa

断裂伸长率：17%±1%

表面硬度：330hb±5hb

在室温下标准样品的断裂韧性kic：58mpa√m±3mpa√m。

实施例2

在第二实施例中，借助于热轧将具有以下近似分析的低合金钢成形为具有标准轨道轮廓的行驶轨道：

0.5重量%c

1.1重量%si

1.5重量%mn

0.7重量%cr

0.01重量%mo

0.20重量%v

0.014重量%s

0.014重量%p

20ppmal

70ppm氮

其余铁和偶然的伴随元素。

如实施例1中一样进行热处理。

为了相对于实施例1(0.3重量%c)提高耐磨性，但同时也保持无裂纹性，在实施例2中使用具有显着更高碳含量(0.5重量%)的材料。

更高碳含量带来的优点是，能够增强奥氏体中和马氏体中的富集，并因此增强这两种组织组分，这对耐磨性具有非常积极的影响。由于较高的碳含量造成通过热处理(加速的冷却)缓和了较高的对珠光体形成的倾向-即，非常快速地通过珠光体形成发生的区域，使得没有显著量的珠光体可以析出在轨道轨头表面上(直到10mm深度)。这意味着该组织此外由前面列出的组织成分组成。

测量以下材料性质：

0.2%伸长极限：900mpa±10mpa

拉伸强度：1320mpa±10mpa

断裂伸长率：13%±1%

表面硬度：380hb±5hb

在室温下标准样品的断裂韧性kic：53mpa√m±3mpa√m。