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Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Herstellung eines Bauteils, insbesondere eines Fahrwerksbauteils, eines Kraftfahrzeugs aus einem hochfesten Stahl, umfassend die Schritte Formung des Bauteils in zumindest einem Formgebungsschritt und thermische Behandlung des Bauteils zur definierten Einstellung einer Zugfestigkeit des Bauteils.
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Definition: Sofern im Rahmen der nachfolgenden Beschreibung auf bestimmte kommerziell erhältliche Stahlsorten Bezug genommen wird, werden diese durch Kurznamen gemä DIN EN 10027-1:2005-10 sowie durch Nummern gemäß DIN EN 10027-2:2015-07 bezeichnet.
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Aus dem Stand der Technik ist es grundsätzlich bereits bekannt, hochfeste Stähle zur Herstellung von Bauteilen, insbesondere Fahrwerksbauteilen, eines Kraftfahrzeugs zu verwenden. Diese hochfesten Stähle weisen eine Zugfestigkeit auf, die typischerweise höher als 1400 MPa, vorzugsweise höher als 1500 MPa, ist. Die Verwendung dieser hochfesten Stähle zur Herstellung der Bauteile ermöglicht in vorteilhafter Weise geringere Bauteildimensionen und Gewichtseinsparungen im Vergleich zu Bauteilen, die aus herkömmlichen Einsatz- und Vergütungsstählen hergestellt werden. Zur Einstellung bestimmter rheologischer Eigenschaften, wie zum Beispiel der Zugfestigkeit, ist es aus dem Stand der Technik grundsätzlich bekannt, die aus einem hochfesten Stahl hergestellten Bauteile einer thermischen Behandlung zu unterziehen. Lediglich beispielhaft soll an dieser Stelle das Ausscheidungshärten genannt werden, das die thermischen Behandlungsschritte Lösungsglühen, Abschrecken und Auslagern umfasst.
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Aus der
DE 10 2005 054 847 B3 ist ein hochfestes Stahlbauteil bekannt, das eine definierte Verformbarkeit im Crashfall aufweist. Eine definierte thermische Behandlung verringert die Festigkeit geringfügig und erhöht die Duktilität so stark, dass im Crashfall eine gezielte Faltenbildung auftritt.
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Aus verschiedenen Untersuchungen ist es bekannt, dass hochfeste Stähle, die eine maximal erreichbare Zugfestigkeit aufweisen, die höher als 1400 MPa, insbesondere höher als 1500 MPa, ist, in diesem Zustand der maximalen Zugfestigkeit eine erhöhte Anfälligkeit für unerwünschte Spannungsrisskorrosionen besitzen, die zu einer Bauteilschädigung führen können. Ursache für diese Spannungsrisskorrosionen sind korrosive Prozesse an den Metalloberflächen des aus dem hochfesten Stahl hergestellten Bauteils, die an sich im Hinblick auf den Materialabtrag unbedenklich sind. Allerdings entsteht bei diesen korrosiven Prozessen Wasserstoff, der in das Innere des Bauteils eindringt und dort zu einer Wasserstoffversprödung führt, welche Spannungsrisskorrosionen zur Folge hat. Aus diesem Grund sind insbesondere bei der Verwendung hochfester Stähle zur Herstellung von Fahrwerksbauteilen zusätzliche Schutzmaßnahmen erforderlich, um das Risiko des Auftretens von Spannungsrisskorrosionen wirksam zu verringern. Zu diesen Schutzmaßnahmen zählen insbesondere spezielle Beschichtungen oder Kapselungen der Fahrwerksbauteile.
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Die vorliegende Erfindung macht es sich zur Aufgabe, ein Verfahren zur Herstellung eines Bauteils, insbesondere eines Fahrwerksbauteils, eines Kraftfahrzeugs aus einem hochfesten Stahl zur Verfügung zu stellen, mittels dessen die Gefahr von Spannungsrisskorrosionen ohne die Verwendung zusätzlicher zeit- und kostenaufwändiger Schutzmaßnahmen wirksam verringert werden kann.
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Die Lösung dieser Aufgabe liefert ein Verfahren der eingangs genannten Art mit den Merkmalen des kennzeichnenden Teils des Anspruchs 1. Die Unteransprüche betreffen vorteilhafte Weiterbildungen der Erfindung.
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Ein erfindungsgemäßes Verfahren zeichnet sich dadurch aus, dass durch die thermische Behandlung des Bauteils die Zugfestigkeit derart eingestellt wird, dass sie mindestens 2 % und höchstens 15 % niedriger als die maximal erreichbare Zugfestigkeit des verwendeten hochfesten Stahls ist. Überraschend hat es sich gezeigt, dass durch die definierte thermische Behandlung, bei der eine mindestens um 2 % und höchstens um 15 % niedrigere als die maximal erreichbare Zugfestigkeit des hochfesten Stahls eingestellt wird, die Anfälligkeit des Bauteils für Spannungsrisskorrosionen signifikant reduziert werden kann. Erfindungsgemäß wird also ganz bewusst in Kauf genommen, dass die Zugfestigkeit des Bauteils durch die thermische Behandlung nicht auf die maximal für diesen Stahlwerkstoff erreichbare Zugfestigkeit eingestellt wird. Dieser vermeintliche Nachteil erweist sich gemäß der vorliegenden Erfindung jedoch als Vorteil, da die Anfälligkeit des Bauteils für Spannungsrisskorrosionen wirksam verringert werden kann und die Zugfestigkeit trotzdem noch auf ein hohes Niveau eingestellt werden kann. Der Mechanismus, welcher die Neigung des Bauteils zu Spannungsrisskorrosionen signifikant verringert, besteht nach den derzeitigen Erkenntnissen sehr wahrscheinlich darin, dass durch die auf die hochfesten Stähle angepassten thermischen Behandlungen rückumgewandelter Austenit in der Stahl-Matrix erzeugt wird. Dieser rückumgewandelte Austenit liegt zumindest teilweise zwischen den Martensitnadeln vor. Austenit weist im Vergleich zu Martensit eine größere Löslichkeit für Wasserstoff auf. Ferner weist der Wasserstoff in Austenit eine geringere Diffusionsgeschwindigkeit als in Martensit auf. In vorteilhafter Weise kommt es in Austenit zu keiner beziehungsweise nur zu einer sehr geringen Versprödungswirkung des Wasserstoffs, so dass die Gefahr unerwünschter Spannungsrisskorrosionen verringert werden kann. Der durch die definierte thermische Behandlung des Bauteils rückumgewandelte Austenit wirkt als Diffusionsbarriere, welche das Eindringen und die Ausbreitung von Wasserstoff innerhalb der Stahl-Matrix behindert. Der rückumgewandelte Austenit wirkt somit gewissermaßen als Wasserstofffalle, die korrosive Schädigungen des Bauteils wirksam verhindern kann. Bei korrosionsbeständigen, druckfesten, martensitischen Stählen wirkt sich auf vergleichbare Weise Restaustenit aus, der beim Härten des Stahls im Gefüge zurückbleibt. Das erfindungsgemäße Verfahren hat den Vorteil, dass die Gefahr von Spannungsrisskorrosionen ohne die Verwendung zusätzlicher zeit- und kostenaufwändiger Schutzmaßnahmen wirksam verringert werden kann. Das Verfahren eignet sich insbesondere zur Herstellung von Fahrwerksbauteilen eines Kraftfahrzeugs, die mechanisch vorgespannt sind und dabei dauerhaft einer Zugbeanspruchung unterliegen. Zu diesen Fahrwerksbauteilen zählen unter anderem Lagerzapfen, Verbindungselemente sowie Tripodensterne.
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In einer bevorzugten Ausführungsform wird vorgeschlagen, dass ein Stahl aus der Gruppe der Maraging-Stähle zur Herstellung des Bauteils verwendet wird, wobei das Bauteil nach der Formung bei einer Temperatur ausgelagert wird, die höher ist als die zur Erreichung der maximalen Zugfestigkeit erforderliche Auslagerungstemperatur. Bei Maraging-Stählen handelt es sich um martensitaushärtbare Stähle, die eine hohe Zähigkeit aufweisen. Die Erwärmung des Bauteils über die zur Erreichung der maximalen Zugfestigkeit erforderliche Auslagerungstemperatur des Maraging-Stahls hinaus ermöglicht vorteilhaft die Einstellung der Zugfestigkeit auf einen Wert, der mindestens 2 % und höchstens 15 % niedriger als die maximal erreichbare Zugfestigkeit ist.
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In einer besonders bevorzugten Ausführungsform wird vorgeschlagen, dass ein Maraging-Stahl der Sorte X3NiCoMoTi18-9-5 gemäß DIN EN 10027-1:2005-10 zur Herstellung des Bauteils verwendet wird. Diese Stahlsorte wird kommerziell von unterschiedlichen Herstellern angeboten und weist typischerweise folgende Legierungszusammensetzung auf:
17–19 Gew.-% Ni,
8,5–9,5 Gew.-% Co,
4,5–5,2 Gew.-% Mo,
0,6–0,8 Gew.-% Ti,
0,05–0,15 Gew.-% Al,
≤ 0,5 Gew.-% Cr,
≤ 0,03 Gew.-% C,
je ≤ 0,1 Gew.-% Mn und Si,
je ≤ 0,01 Gew.-% P und S,
Rest: Eisen.
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Vorzugsweise wird das aus dem Maraging-Stahl, insbesondere aus dem Maraging-Stahl der Sorte X3NiCoMoTi18-9-5, hergestellte Bauteil bei einer Temperatur von 540 °C bis 560 °C ausgelagert. Diese Temperatur ist höher als diejenige Temperatur (etwa 490 °C bei der Sorte X3NiCoMoTi18-9-5), bei der die maximale Zugfestigkeit des Bauteils erreicht wird. Die Zugfestigkeit ist nach dem Auslagern mindestens 2 % und höchstens 15 % niedriger als die maximal erreichbare Zugfestigkeit des Bauteils.
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In einer alternativen Ausführungsform wird vorgeschlagen, dass ein Stahl aus der Gruppe der korrosionsbeständigen, ausscheidungshärtenden Luftfahrtstähle zur Herstellung des Bauteils verwendet wird, wobei das Bauteil nach der Formung bei einer Temperatur ausgelagert wird, die höher ist als die zur Erreichung der maximalen Zugfestigkeit erforderliche Auslagerungstemperatur. Dadurch kann die Zugfestigkeit auf einen Wert eingestellt werden, der mindestens 2 % und höchstens 15 % niedriger als die maximal erreichbare Zugfestigkeit des Bauteils ist.
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In einer bevorzugten Ausführungsform besteht die Möglichkeit, dass ein korrosionsbeständiger, ausscheidungshärtender Luftfahrtstahl der Sorte X1CrNiMoAlTi12-11-1 gemäß DIN EN 10027-1:2005-10 zur Herstellung des Bauteils verwendet wird.
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Diese Stahlsorte, die eine hohe Zähigkeit und niedrige Kerbzugempfindlichkeit aufweist, wird kommerziell von unterschiedlichen Herstellern angeboten und weist typischerweise folgende Legierungszusammensetzung auf:
max. 0,02 Gew.-% C,
max. 0,25 Gew.-% Si,
max. 0,25 Gew.-% Mn,
max. 0,015 Gew.-% P,
max. 0,010 Gew.-% S,
11,00 bis 12,50 Gew.-% Cr,
0,75 bis 2,25 Gew.-% Mo,
10,25 bis 11,25 Gew.-% Ni,
0,20 bis 1,80 Gew.-% Ti,
0,00 bis 1,75 Gew.-% Al
Rest: Eisen.
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In einer besonders bevorzugten Ausführungsform ist vorgesehen, dass das aus dem korrosionsbeständigen, ausscheidungshärtenden Luftfahrtstahl, insbesondere aus dem Luftfahrtstahl der Sorte X1CrNiMoAlTi12-11-1, hergestellte Bauteil bei einer Temperatur zwischen 520 °C und 550 °C ausgelagert wird. Untersuchungen haben gezeigt, dass durch diese Wärmebehandlung die Zugfestigkeit des Bauteils so eingestellt werden kann, dass sie mindestens 2 % und höchstens 15 % niedriger als die maximal erreichbare Zugfestigkeit des korrosionsbeständigen, ausscheidungshärtenden Luftfahrtstahls ist.
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In einer weiteren alternativen Ausführungsform wird vorgeschlagen, dass ein Stahl aus der Gruppe der korrosionsbeständigen, druckaufgestickten, martensitischen Stähle zur Herstellung des Bauteils verwendet wird.
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In einer bevorzugten Ausführungsform wird vorgeschlagen, dass ein korrosionsbestaändiger, druckaufgestickter, martensitischer Stahl der Sorte X30CrMoN15-1 gemäß DIN EN 10027-1:2005-10 zur Herstellung des Bauteils verwendet wird. Dieser weist deutlich höhere Kohlenstoff- und Chromanteile als die oben genannten Maraging- und Luftfahrtstähle auf.
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Typische Werte für die chemische Zusammensetzung eines Stahls der Sorte X30CrMoN15-1, 1.4108, der kommerziell bei verschiedenen Herstellern erhältlich ist, sind:
0,30 Gew.-% C,
0,60 Gew.-% Si,
0,40 Gew.-% Mn,
15,00 Gew.-% Cr,
1,00 Gew.-% Mo,
0,40 Gew.-% N,
Rest: Eisen einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen.
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Vorzugsweise umfasst die thermische Behandlung des aus einem korrosionsbeständigen, druckaufgestickten, martensitischen Stahl, insbesondere aus einem Stahl der Sorte X30CrMoN15-1, hergestellten Bauteils die Schritte:
- – Glühen bei einer Temperatur von 970 °C bis 1030 °C für etwa 20 Minuten
- – Abschrecken in flüssigem Stickstoff auf –80 °C bis –120 °C für etwa 1 h,
- – erstes Anlassen bei einer Temperatur von 250 °C bis 280 °C für etwa 2 h,
- – zweites Anlassen bei einer Temperatur von 250 °C bis 280 °C für etwa 2 h.
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Untersuchungen haben gezeigt, dass durch diese thermische Behandlung die Zugfestigkeit des Bauteils so eingestellt werden kann, dass sie mindestens 2 % und höchstens 15 % niedriger als die maximal erreichbare Zugfestigkeit des korrosionsbeständigen, druckaufgestickten, martensitischen Stahls ist.
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Weitere Merkmale und Vorteile der vorliegenden Erfindung werden deutlich anhand der nachfolgenden Beschreibung bevorzugter Ausführungsbeispiele unter Bezugnahme auf die beiliegenden Abbildungen. Dabei zeigen
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1 ein Diagramm, welches die Abhängigkeit der Zugfestigkeit eines Bauteils, das aus einem ausscheidungshärtenden Maraging-Stahl hergestellt ist, von der Auslagerungstemperatur veranschaulicht,
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2 ein Diagramm, welches den Einfluss der Auslagerungstemperatur auf die Kerbzugfestigkeit und die Schwelllast des aus dem Maraging-Stahl hergestellten Bauteils zeigt,
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3 ein Diagramm, welches die Abhängigkeit der Zugfestigkeit eines Bauteils, das aus einem ausscheidungshärtenden, korrosionsbeständigen Luftfahrtstahl hergestellt ist, von der Auslagerungstemperatur veranschaulicht.
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Ein Verfahren zur Herstellung eines Bauteils, insbesondere eines Fahrwerksbauteils, eines Kraftfahrzeugs aus einem hochfesten Stahl, der eine maximal erreichbare Zugfestigkeit aufweist, die höher als 1400 MPa, vorzugsweise höher als 1500 MPa ist, umfasst die Schritte
- – Formung des Bauteils in zumindest einem Formgebungsschritt und
- – thermische Behandlung des Bauteils zur definierten Einstellung der Zugfestigkeit des Bauteils.
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Die Parameter der thermischen Behandlung des Bauteils sind stahlspezifisch so gewählt, dass die Zugfestigkeit ganz bewusst auf einen Wert eingestellt wird, der mindestens 2 % und maximal 15 % kleiner ist als die maximal erreichbare Zugfestigkeit des betreffenden Stahlwerkstoffs. Bei verschiedenen Untersuchungen konnte überraschend festgestellt werden, dass durch die definierte thermische Behandlung, bei der eine mindestens um 2 % und höchstens um 15 % niedrigere als die maximal erreichbare Zugfestigkeit des hochfesten Stahls eingestellt wird, die Anfälligkeit des Bauteils für Spannungsrisskorrosionen signifikant reduziert werden kann.
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Bei zahlreichen Stahlsorten hat die Auslagerungstemperatur einen wesentlichen Einfluss auf die Größe der Zugfestigkeit.
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In 1 ist die Abhängigkeit der Auslagerungstemperatur auf die Zugfestigkeit eines Bauteils, insbesondere eines Fahrwerksbauteils eines Kraftfahrzeugs, das aus einem ausscheidungshärtenden Maraging-Stahl hergestellt ist, dargestellt. Bei dem hochfesten Stahl handelt es sich vorliegend um einen Maraging-Stahl der Sorte X3NiCoMoTi18-9-5, 1.6354. Dieser ist kommerziell bei unterschiedlichen Anbietern erhältlich und weist folgende Legierungszusammensetzung auf:
17–19 Gew.-% Ni,
8,00–9,50 Gew.-% Co,
4,6–5,20 Gew.-% Mo,
0,60–0,90 Gew.-% Ti,
0,05–0,15 Gew.-% Al,
≤ 0,25 Gew.-% Cr,
≤ 0,03 Gew.-% C,
je ≤ 0,1 Gew.-% Mn und Si,
je ≤ 0,01 Gew.-% P und S,
Rest: Eisen.
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Es wird deutlich, dass die Zugfestigkeit der untersuchten Prüflinge ausgehend von niedrigen Auslagerungstemperaturen in einem Temperaturbereich zwischen 480 °C und 540 °C einen Bereich der maximalen Zugfestigkeit erreicht. In diesem Auslagerungstemperaturbereich ist die Zugfestigkeit > 1900 MPa und < 1950 MPa. In einem Auslagerungstemperaturbereich zwischen 540 °C und 560 °C sinkt die Zugfestigkeit auf einen Wert ab, der mindesten 2 % und maximal 15 % kleiner ist als die maximal erreichbare Zugfestigkeit dieses Maraging-Stahls. Das aus dem Maraging-Stahl hergestellte Bauteil wird ganz bewusst in diesem Temperaturbereich ausgelagert, da auf diese Weise die Anfälligkeit des Bauteils für Spannungsrisskorrosionen signifikant reduziert werden kann.
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In 2 sind die Ergebnisse von Laststeigerungsversuchen von Prüflingen dargestellt, die aus dem vorstehend genannten Maraging-Stahl der Sorte X3NiCoMoTi18-9-5, 1.6354. hergestellt wurden und bei verschiedenen Temperaturen ausgelagert wurden. Bei den Versuchen wurden die Kerbzugfestigkeit Rmk in einem trockenen Zustand der Prüflinge sowie die Schwelllast L in einer Salzlösung mit 5% NaCl und einem pH-Wert von 3 bestimmt. Die Versuchsergebnisse zeigen, dass bei einer Auslagerungstemperatur von 485 °C der Unterschied zwischen der Kerbzugfestigkeit Rmk und der Schwelllast L deutlich größer ist als bei einer Auslagerungstemperatur von 550 °C. Je größer der Unterschied zwischen der Schwelllast L und der Kerbzugfestigkeit Rmk ist, desto größer ist die Anfälligkeit des Bauteils für Spannungsrisskorrosionen. Höhere Auslagerungstemperaturen wirken also den Spannungsrisskorrosionen entgegen.
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3 zeigt die Abhängigkeit der Zugfestigkeit von der Auslagerungstemperatur eines korrosionsbeständigen, ausscheidungshärtenden Luftfahrtstahls der Sorte X1CrNiMoAlTi12-11-1. Diese Stahlsorte, die eine hohe Zähigkeit und niedrige Kerbzugempfindlichkeit aufweist, wird kommerziell von unterschiedlichen Herstellern angeboten und weist typischerweise folgende Legierungszusammensetzung auf:
max. 0,02 Gew.-% C,
max. 0,25 Gew.-% Si,
max. 0,25 Gew.-% Mn,
max. 0,015 Gew.-% P,
max. 0,010 Gew.-% S,
11,00 bis 12,50 Gew.-% Cr,
0.75 bis 1,25 Gew.-% Mo,
10,75 bis 11,25 Gew.-% Ni,
1,50 bis 1,80 Gew.-% Ti,
Rest: Eisen.
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Ein Prüfling, der aus diesem Stahlwerkstoff hergestellt wurde, erreicht bei einer Auslagerungstemperatur von 510 °C eine Zugfestigkeit von etwa 1740 MPa. Wird die Auslagerungstemperatur der Prüflinge auf mehr als 520 °C bis zu 550 °C erhöht, ergibt sich eine Zugfestigkeit, die mindestens 2 % und maximal 15 % niedriger ist als die maximale Zugfestigkeit, die mit diesem Stahlwerkstoff erreicht werden kann. Beispielsweise wird bei einer Auslagerungstemperatur von rund 540 °C eine Zugfestigkeit von etwa 1600 MPa erhalten.
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Gemäß einem dritten Ausführungsbeispiel wurden Bauteile aus einem korrosionsbeständigen, druckaufgestickten martensitischen Stahl der Sorte X30CrMoN15-1, 1.4108 einer thermischen Behandlung unterzogen. Dieser kommerziell erhältliche Stahl weist im Vergleich zu konventionell hergestellten Cr- oder CrMo-Stählen verbesserte Korrosions- sowie Zähigkeitseigenschaften bei hoher Härte beziehungsweise Druckfestigkeit auf. Typische Werte für die chemische Zusammensetzung eines Stahls der Sorte X30CrMoN15-1, 1.4108 sind:
0,30 Gew.-% C,
0,60 Gew.-% Si,
0,40 Gew.-% Mn,
15,00 Gew.-% Cr,
1,00 Gew.-% Mo,
0,40 Gew.-% N,
Rest: Eisen einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen.
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Eine thermische Behandlung eines aus diesem hochfesten Stahl hergestellten Bauteils umfasst die Schritte:
- – Glühen bei einer Temperatur von 970 °C bis 1030 °C für etwa 20 Minuten,
- – Abschrecken in flüssigem Stickstoff auf –80 °C bis –120 °C für etwa 1 h,
- – erstes Anlassen bei einer Temperatur von 250 °C bis 280 °C für etwa 2 h,
- – zweites Anlassen bei einer Temperatur von 250 °C bis 280 °C für etwa 2 h.
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Durch diese thermische Behandlung kann die Zugfestigkeit ebenfalls auf einen Wert eingestellt werden, der mindesten 2 % und höchstens 15 % niedriger als die maximal erreichbare Zugfestigkeit des Stahls ist.
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Der Mechanismus, welcher die Neigung der untersuchten Bauteile zu Spannungsrisskorrosionen signifikant verringert, besteht sehr wahrscheinlich darin, dass durch die auf die hochfesten Stähle angepassten thermischen Behandlungen rückumgewandelter Austenit in der Stahl-Matrix erzeugt wird. Dieser rückumgewandelte Austenit liegt zumindest teilweise zwischen den Martensitnadeln vor. Austenit weist im Vergleich zu Martensit eine größere Löslichkeit für Wasserstoff auf. Ferner hat Wasserstoff in Austenit eine geringere Diffusionsgeschwindigkeit als in Martensit. In Austenit kommt es in vorteilhafter Weise zu keiner beziehungsweise nur zu einer sehr geringen Versprödung durch den Wasserstoff, so dass die Gefahr unerwünschter Spannungsrisskorrosionen verringert werden kann. Der durch die definierte thermische Behandlung des Bauteils rückumgewandelte Austenit wirkt als Diffusionsbarriere, welche das Eindringen und die Ausbreitung von Wasserstoff innerhalb der Stahl-Matrix behindert. Der rückumgewandelte Austenit wirkt somit gewissermaßen als Wasserstofffalle. Bei korrosionsbeständigen, druckfesten, martensitischen Stählen wirkt sich auf vergleichbare Weise Restaustenit aus, der beim Härten des Stahls im Gefüge zurückbleibt.
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Das hier vorgestellte Verfahren eignet sich insbesondere zur Herstellung von Fahrwerksbauteilen eines Kraftfahrzeugs, die mechanisch vorgespannt sind und dabei dauerhaft einer Zugbeanspruchung unterliegen, da bei diesen Fahrwerksbauteilen Spannungsrisskorrosionen besonders kritisch sind. Zu diesen Fahrwerksbauteilen zählen unter anderem Lagerzapfen, Verbindungselemente sowie Tripodensterne.
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ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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Zitierte Patentliteratur
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- DE 102005054847 B3 [0004]
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Zitierte Nicht-Patentliteratur
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- DIN EN 10027-1:2005-10 [0002]
- DIN EN 10027-2:2015-07 [0002]
- DIN EN 10027-1:2005-10 [0010]
- DIN EN 10027-1:2005-10 [0013]
- DIN EN 10027-1:2005-10 [0017]
