Die Erfindung betrifft einen Stahlwerkstoff für ein auf Torsion beanspruchtes Bauteil und ein Verfahren zur Herstellung eines auf Torsion beanspruchten Bauteils aus die sem Stahlwerkstoff sowie ein Bauteil hieraus. Derartige auf Torsion beanspruchte Bauteile bestehen aus üblicherweise nahtlosen beziehungsweise geschweißten Roh ren, die zusätzlich kaltgezogen sein können.

Derartige auf Torsion beanspruchte Bauteile, wie zum Beispiel Antriebswellen, Kar danwellen, Federstäbe beziehungsweise Torsionsfedern werden hauptsächlich in der Automobil- und Nutzfahrzeugindustrie verwendet, aber auch im Maschinenbau bieten sich Einsatzmöglichkeiten. Bei der Übertragung von Drehmoment werden diese Bau teile auf Torsion beansprucht.

Der heiß umkämpfte Markt zwingt die Automobilhersteller ständig nach Lösungen zur Senkung ihres Flottenverbrauches unter Beibehaltung und Verbesserung eines höchstmöglichen Komforts und Insassenschutzes zu suchen. Dabei spielt einerseits die Gewichtsersparnis aller Fahrzeugkomponenten eine entscheidende Rolle, ande rerseits aber auch ein möglichst günstiges Verhalten der einzelnen Bauteile bei hoher statischer, dynamischer und zyklischer Beanspruchung im Betrieb wie auch im Crash fall.

Im Falle von Antriebswellen ist ein aktueller Megatrend in der Automobilbranche die Elektrifizierung des PKW-Antriebsstrangs. Die Reduzierung der lokalen Emission ist einer der großen Triebfedern für den Technologiewandel. Entsprechend der Charak teristik eines Elektromotors verändert sich die Anforderung an die Antriebsstrangbauteile. Der Einsatz von Elektromotoren erlaubt die direkte, kontinuier liche sowie kurzfristige Bereitstellung von hohen Drehmomenten. Die bei Elektromotoren eingesetzte Rekuperationstechnik verändert zusätzlich die Lastkollek tive sowie Lastzyklen zu höheren Werten. Die daraus resultierenden Betriebsbelastungen, zum Beispiel durch Torsionswechselbeanspruchungen, erhöhen die Anforderungen an die Ermüdungseigenschaften des Antriebsstranges, zum Bei spiel von Kardanwellenrohren. Hier, aber auch bei konventionell mit Verbrennungsmotoren sowie mit Kombination von Verbrenner- und Elektromotoren (Hybrid-Antriebe) angetriebenen Kraftfahrzeu gen, wird daher versucht, trotz der hohen Anforderungen an die Ermüdungseigenschaften des Antriebsstranges, das Gewicht weiter zu reduzieren und dadurch die Schadstoffemissionen im Betrieb zu reduzieren. Zusätzlich sinkt dadurch der Materialverbrauch bei der Fertigung und die Fahrdynamik bei Kraftfahr zeugen wird weiter verbessert.

Dieser Notwendigkeit versuchen die Vormateriallieferanten dadurch Rechnung zu tra gen, dass durch die Bereitstellung hoch- und höchstfester Stähle die Wanddicken reduziert werden können bei gleichzeitig verbessertem Bauteilverhalten bei der Ferti gung und im Betrieb. Unter hoch- und höchstfesten Stählen werden in diesem Zusammenhang Stähle mit Festigkeiten von mindestens 800 MPa oder mindestens 1000 MPa Zugfestigkeit verstanden.

In der Patentschrift DE 69307393 T2 wird ein Schmiedestück und ein Verfahren zu seiner Herstellung offenbart. Das Schmiedestück, das insbesondere eine Antriebs welle sein kann, ist aus einem Material gemacht, dass folgende Elemente enthält: C: 0,2 - 0,6; Si: 1,25 - 2,0; Mn: 0,5 - 1,5; V: 0,04 - 0,2; S: 0 - 0,2; Cr: 0 - 0,5; AI: 0 - 0,1; N: 0 - 0,04; Nb: 0 - 0,1; Ti: 0 - 0,05; Rest Eisen. Die Mikrostruktur dieser Stahllegie rung wird als vorwiegend ferritisch-perlitisch beschrieben und ein hoher Si-Gehalt als vorteilhaft für eine verbesserte Dauerfestigkeit.

Aus der Offenlegungsschrift DE 102015 111 150 A1 ist eine Stahllegierung für Fahrwerks- und Antriebsbauteile bekannt, bestehend in Gewichts-% aus: C: 0,12 - 0,22, Mn: 1,5 - 2,5, Si: 0,45 - 0,85, Cr: < 1,5, V > 0,04, B: 0,0010 - 0,0040, Ti: 0,02 - 0,1 und optional Mo < 0,6 %, Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen. Mit dieser Stahllegierung sollen durch etwaige Anlassvorgänge in Wärmeeinflusszonen beim Umformen oder Schweißen verursachte negative Beeinflussungen der Bauteileigenschaften durch einen erhöhten Kohlenstoffgehalt vermieden werden. In diesen Wärmeeinflusszonen des Fahrwerks- oder Antriebsbauteils soll sich eine angelassene Gefügestruktur aus angelassenem Bainit und/oder angelassenem Martensit ausbilden. Durch diese Gefügestruktur sollen die erfindungsgemäßen mechanischen Kennwerte, nämlich die Dehngrenze und Zugfestigkeit, erfüllt werden können, während das wärmeunbeeinflusste Fahrzeugbauteil weiterhin eine ausreichende Härte aufweist. Diese Gefügestruktur soll erfindungsgemäß durch die thermische Behandlung, durch die die Wärmeeinflusszone entsteht, gebildet werden. Das Gefüge des nicht von der Erwärmung beeinflussten Werkstoffs ist nicht bekannt.

Die Patentschrift DE 697 18784 T2 offenbart einen Stahl mit guter Verarbeitbarkeit sowie ein damit hergestelltes Stahlerzeugnis, das unter anderem eine Kurbelwelle sein kann. Das Stahlerzeugnis hat eine chemische Zusammensetzung in Gewichts-% aus: C: 0,05 - 0,6; S: 0,002 - 0,2; Ti: 0,04 - 1 ,0; N: < 0,008; Nd: 0 - 0,1 ; Se: 0 - 0,5; Te: 0 - 0,05; Ca: 0 - 0,01; Pb: 0 - 0,5; Bi: 0 - 0,4; Si: 0 - 1,61; Mn: 0 - 3,5; P: < 0,07; AI: 0 - 0,05; Cu: 0 - 1,10; Ni: 0 - 2,0; Cr: 0 - 3,0; Mo: 0 - 0,54; V: 0 - 0,31; Nb: 0 - 0,1: B: 0 - 0,02; Rest Eisen und unvermeidbare Unreinheiten. Die Mikrostuktur des Stahlerzeugnisses wird mit mindestens 90 % Ferrit und Perlit oder mit mindestens 90 % Bainit oder mit mindestens 90 % Ferrit und Bainit angegeben. Außerdem soll eine bevorzugte Ausführungsform auch eine Mikrostruktur aufweisen, bei der nicht weniger als 50 % durch Martensit gebildet wird. Ein besonderes Augenmerk wird auf die Menge an Ti und das Verhältnis von Ti und S gelegt sowie die Größe der Titancarbo sulfide im Gefüge, dessen Durchmesser nicht größer als 10 mhi sein soll, um eine besonders gute Verarbeitbarkeit zu gewährleisten. Eine Bedingung von Nb + V + Ti wird nicht aufgestellt oder untersucht.

Die Patentschrift DE 102006016099 B4 offenbart ein Verfahren zur Herstellung ei ner Getriebehohlwelle, die aus axial aufeinander folgenden Wellenabschnitten zusammengesetzt wird. Mindestens einer dieser Wellenabschnitte ist aus einem Stahl mit folgenden Legierungsbestandteilen in Gewichts-% hergestellt: C: 0,1 - 0,3; Si: < 0,8; Mn: 1,3 - 2,5; Cr: 0,8 - 1,8; Mo: < 0,3; Nb: < 0,06; Ti: < 0,06; B: < 0,004; Rest Ei sen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen. Diese Stahllegierung soll den Vorteil haben, dass sie lufthärtend ist. Lufthärtende Stähle zeigen bereits bei langsa men Abkühlgeschwindigkeiten ein Gefüge mit hohen Gehalten von Martensit oder Bainit, wodurch beim Schweißen der Nachteil ausgeräumt wird, dass es im Bereich einer Wärmeeinflusszone der Schweißnaht zu einem Härteabfall kommt. Insgesamt sollen vorteilhaft Wellenabschnitte aus Stählen unterschiedlicher Eigenschaften, ins besondere unterschiedlicher Festigkeiten hergestellt werden. Aus der Offenlegungsschrift DE 102007 033950 A1 sind Werkstücke bekannt, die aus einer Stahllegierung bestehen, die in Massenanteilen enthält C: 0,11 - 0,18; Si:

0,1 - 0,3; Mn: 1,6 - 2, 2; P: < 0,0015; S: < 0,010; Cr: 1,25 - 2,0; N: < 0,020; Nb: 0,02 - 0,06; B: 0,001 - 0,004; Ti: 0,001 - 0,050 und Rest Eisen sowie erschmelzungsbe dingte Verunreinigungen. Ein C-Gehalt von 0,11 bis 0,18 % soll höhere Festigkeiten ermöglichen und gleichzeitig Nachteile einer peritektischen Erstarrung vermeiden, wie sie beispielsweise bei C-Gehalten von 0,09 bis 0,12 % auftreten. Außerdem wird die Härtbarkeit durch die Zugabe von Mn und Cr in Zusammenwirkung mit Ti und Nb kos tengünstig eingestellt und auf die kostenintensiven Legierungselemente Mo und V soll verzichtet werden können.

Mit bekannten Legierungszusammensetzungen können bislang keine den hohen Anforderungen an die Torsionswechselfestigkeit entsprechenden Eigenschaften für auf Torsion beanspruchte Bauteile erzielt werden. Gefordert werden beispielsweise 200.000 Lastwechsel (LW) bei Torsionsmomenten von ± 1200 bis ± 1800 Nm. Auch eine Gewichtsreduzierung bei gleichem oder verbessertem Bauteilverhalten ist hiermit nicht erreichbar.

Aufgabe der Erfindung ist es daher, einen Stahlwerkstoff für ein auf Torsion bean spruchtes Bauteil anzugeben, welcher kostengünstig ist und mit dem die geforderten Eigenschaften an die Torsionswechselfestigkeit des auf Torsion beanspruchten Bau teils sicher erreicht werden. Weiterhin soll ein geeignetes, kostengünstiges Verfahren zur Herstellung eines auf Torsion beanspruchten Bauteils aus diesem Stahlwerkstoff angegeben werden. Des Weiteren soll ein entsprechendes, gewichtsreduziertes Bau teil angegeben werden. Insbesondere sollen Festigkeiten von mehr als 800 MPa bei Streckgrenzen von über 700 MPa und Torsionswechselfestigkeiten für mindestens 200.000 LW bei Torsionsmomenten von ± 1200 bis ± 1800 Nm erreicht werden.

Nach der Lehre der Erfindung wird diese Aufgabe durch einen Stahlwerkstoff für ein auf Torsion beanspruchtes Bauteil, insbesondere eine Antriebswelle, gelöst, bei dem der Stahlwerkstoff eine überwiegend bainitische Gefügestruktur mit einer Mindestzug festigkeit von 800 MPa aufweist und das Gefüge aus mehr als 50 % Bainit, bevorzugt mindestens 70 % besteht, aufweisend folgende Legierungszusammensetzung in Ge- wichts-%:C: 0,02 bis 0,3, Si: bis 0,7, Mn: 1,0 bis 3,0, P: max. 0,02, S: max. 0,01, N: max. 0,01, AI: bis 0,1, Cu: bis 0,2, Cr: bis 1,0, Ni: bis 0,3, Mo: bis 0,5, Ti: bis 0,2, V: bis 0,2, Nb: bis 0,1, B: bis 0,01, wobei 0,02 < Nb + V + Ti < 0,25 erfüllt ist, Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen.

Im Rahmen von umfangreichen Untersuchungen wurde erkannt, dass ein Stahlwerk stoff mit überwiegend bainitischem Gefüge hervorragende Eigenschaften bei einer Torsionswechselbeanspruchung von Bauteilen aufweist, die auf Torsion beansprucht werden. Es wurde weiterhin erkannt, dass bei dem erfindungsgemäßen Stahlwerkstoff quasi, also annähernd isotrope mechanische Eigenschaften erreicht werden, die ins besondere bei den vorliegenden Beanspruchungen zu einer deutlichen Steigerung der Ermüdungsfestigkeit führen. Erfindungsgemäß sind daher mehr als 50 Volumen- % Bainit im Stahlwerkstoff vorhanden.

Vorteilhaft zur Erreichung der geforderten mechanischen Eigenschaften ist es, wenn das Gefüge mindestens 70 Volumen-%, besonders vorteilhaft mindestens 90 Volu- men-% Bainit aufweist und die Anteile an Restaustenit und Martensit und Ferrit < 30 Volumen-%, bevorzugt < 10 Volumen-%, sind.

Gegenüber bekannten Legierungszusammensetzungen können mit dem erfindungs gemäßen Stahlwerkstoff mit einem Gefüge mit mehr als 50 Volumen-% Bainit die geforderten mechanischen Eigenschaften für die Ermüdungsfestigkeit sicher erreicht werden. Insbesondere sind Torsionswechselfestigkeiten von 200.000 LW bei Torsi onsmomenten von ± 1200 bis ± 1800 Nm erreichbar, bei Festigkeiten von mindestens 800 MPa und Streckgrenzen von über 700 MPa. Gleichzeitig ist eine Gewichtsredu zierung von über 10 % erreichbar.

Die Verwendung eines erfindungsgemäßen bainitischen Stahlwerkstoffs mit der ange gebenen Legierungszusammensetzung ist wegen der quasiisotropen mechanischen Eigenschaften für mechanisch beanspruchte Rohre allgemein, jedoch besonders für auf Torsion beanspruchte Bauteile, insbesondere für Antriebswellen, von großem Vor teil, da schon das Stahlband als Ausgangswerkstoff für ein geschweißtes Rohr als Bauteil eine hohe Zugfestigkeit und Dehnung unabhängig von der Prüfrichtung auf weist, die auch nach der Herstellung des Bauteils, insbesondere der Antriebswelle, aus diesem Stahlwerkstoff erhalten bleiben oder sogar höher sind. Der für das erfindungsgemäße Verfahren eingesetzte bainitische Stahl erhält sein Ge füge erfindungsgemäß über eine entsprechende Temperaturführung schon beim Herstellungsprozess des Vorrohres (Luppe). Bei Warmband als Ausgangswerkstoff kann die Gefügeeinstellung beispielsweise über thermomechanisches Walzen, bei Kaltband beispielsweise durch den Glühprozess nach dem Kaltwalzen oder bei der Feuerverzinkung erfolgen. Beim nahtlos hergestellten Vorrohr kann die Gefügeeinstel lung über die Temperaturführung beim Warmwalzen des Rohres eingestellt werden.

Der besondere Vorteil der Verwendung dieses Legierungskonzeptes und der bainiti- schen Gefügestruktur besteht weiterhin in einer sehr feinen und homogenen Gefügestruktur mit mehr als 50 Volumen-% Bainit und nur geringen Anteilen an Ferrit, Restaustenit und Martensit, wodurch quasi also annähernd isotrope Materialeigen schaften erreicht werden, was sich sehr positiv auf die Ermüdungsfestigkeit bei wechselnder Torsionsbeanspruchung auswirkt.

Besonders gleichmäßige und homogene Werkstoffeigenschaften können erreicht wer den, wenn der Stahlwerkstoff für das auf Torsion beanspruchte Bauteil, insbesondere die Antriebswelle, die zuvor beschriebene erfindungsgemäße Legierungszusammen setzung in Gewichts-% aufweist, die in Bezug auf mindestens eines oder mehrerer der Legierungselemente wie folgt optimiert wird: C: 0,02 bis 0,11 und/oder Si: 0,01 bis 0,5 und/oder Mn: 1,4 bis 2,2 und/oder AI: 0,015 bis 0, 1 und/oder Cr bis 0,3 und/oder Ni: bis 0,2 und/oder Mo: 0,05 bis 0,5 und/oder B: max. 0,004 und/oder wobei 0,05 <

Nb + V + Ti < 0,2 ist.

In einer weiter verbesserten Ausgestaltung der Erfindung weist der Stahlwerkstoff die zuvor beschriebene und bereits optimierte erfindungsgemäße Legierungszusammen setzung in Gewichts-% auf, die in Bezug auf mindestens eines oder mehrerer der Legierungselemente wie folgt zusätzlich optimiert wird: C: 0,05 bis 0,11 und/oder Si: 0,1 bis 0,5 und/oder Mn: 1,5 bis 2,0 und/oder N: 0,003 bis 0,01 und/oder AI: 0,03 bis 0,1 und/oder Ni: bis 0,15 und/oder Mo: 0,1 bis 0,3 und/oder Ti: 0,04 bis 0,2.

Die Zugabe von Stickstoff von mindestens 0,003 bis 0,01 Gew.-% sorgt in Kombina tion mit Kohlenstoff und einem Mindestgehalt an Titan von 0,1 bis 0,2 Gew.-% durch die Bildung von Titancarbonitriden vorteilhaft für ein feinkörniges Gefüge mit hohen Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften. Durch die Zugabe von Molybdän in Gehal ten von 0,1 bis 0,3 Gew.-% werden zudem die sich bildenden Ausscheidungen vorteilhaft sehr klein gehalten.

Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines auf Torsion beanspruchten Bauteils, insbesondere einer Antriebswelle sieht vor, dass dieses aus einem nahtlo sen oder geschweißten Vorrohr hergestellt wird, bestehend aus dem erfindungsgemäßen Stahlwerkstoff, wobei das Vorrohr einen im Vergleich zur gefor derten Endabmessung des Bauteils vergrößerten Durchmesser und größere Wanddicke aufweist, und folgende Schritte durchläuft:

- Glühen des Vorrohres in einem Ofen in einem Temperaturbereich von 650 bis 850 °C mit einer Ofenverweildauer von 5 bis 30 min mit anschließender Abkühlung auf Raumtemperatur,

- Ziehen des Vorrohres mit mindestens einem Ziehvorgang auf die geforderte Endab messung des Bauteils, bei dem prozentual die Wanddicke des Vorrohres stärker reduziert wird als der Außendurchmesser des Vorrohres,

- optionales Adjustieren, insbesondere Biegerichten und Trennen, auf die geforderte Länge des Bauteils.

Die Untersuchungen haben gezeigt, dass bei den angegebenen Glühtemperaturen und Haltezeiten die besten Ergebnisse hinsichtlich der erzielbaren Festigkeit des Bauteils erreicht werden können, da eine ausgeprägte Streckgrenze des Stahls durch diese Glühbehandlung vorteilhaft verhindert wird.

Als vorteilhaft hat sich herausgestellt, wenn die Erwärmung des Vorrohres auf eine Temperatur im Bereich von 700 bis 800 °C und besonders vorteilhaft im Bereich von 720 bis 780 °C erfolgt.

Als ein weiterer wesentlicher Aspekt zum Erreichen der geforderten Eigenschaften hat sich herausgestellt, dass beim Ziehprozess die prozentuale Abnahme der Wanddicke des Vorrohres höher eingestellt wird als die prozentuale Abnahme des Durchmessers des Vorrohres. Als günstig hat es sich für eine hohe Torsionswechselfestigkeit des Bauteils herausgestellt, wenn das Verhältnis größer als 2:1, besonders vorteilhaft grö ßer als 5:1 eingestellt wird. Die durch die Kaltverfestigung des Materials im Ziehprozess hergestellte richtungsabhängige Rohreigenschaft wird entsprechend der Torsionsbeanspruchung optimal eingestellt.

Erfindungsgemäß kann das Vorrohr als nahtlos hergestelltes oder geschweißtes Rohr vorliegen. Als geschweißtes Rohr kann es aus einem Warm- oder Kaltband mittels üblicher Schweißverfahren wie zum Beispiel Hochfrequenz-Induktionsschweißen (HFI) oder Laserstrahlschweißen hergestellt sein.

Legierungselemente werden dem Stahl in der Regel zugegeben, um gezielt bestimmte Eigenschaften zu beeinflussen. Dabei kann ein Legierungselement in verschiedenen Stählen unterschiedliche Eigenschaften beeinflussen. Die Wirkung und Wechselwirkung hängt im Allgemeinen stark von der Menge, der Anwesenheit weiterer Legierungselemente und dem Lösungszustand im Werkstoff ab. Die Zusammenhänge sind vielseitig und komplex. Im Folgenden soll auf die Wirkung der Legierungselemente näher eingegangen werden.

Kohlenstoff (C) gilt als das wichtigste Legierungselement im Stahl. Durch eine Einstellung eines Kohlenstoffgehalts auf maximal 2,0 Gewichtsprozent wird das Eisen erst zum Stahl. Trotz dieser Tatsache wird während der Stahlherstellung der Kohlenstoffanteil drastisch abgesenkt. Kohlenstoff wird aufgrund seines kleinen Atomradius interstitiell im Eisengitter gelöst. Die Löslichkeit ist dabei im a-Eisen maximal 0,02 Gewichtsprozent und im ß-Eisen maximal 2,06 Gewichtsprozent. Kohlenstoff steigert in gelöster Form die Härtbarkeit von Stahl erheblich. Durch die hervorgerufenen Gitterverspannungen im gelösten Zustand werden Diffusionsvorgänge behindert und somit Umwandlungsvorgänge verzögert. Zudem begünstigt Kohlenstoff die Bildung von Austenit, erweitert also das Austenitgebiet zu niedrigeren Temperaturen. Mit steigendem zwangsgelösten Kohlenstoffgehalt steigen die Gitterverzerrungen und damit die Festigkeitswerte des Martensits. Kohlenstoff ist zudem erforderlich, um Carbide zu bilden. Ein nahezu in jedem Stahl vorkommender Vertreter ist der Zementit (Fe3C). Es können sich jedoch auch wesentlich härtere Sondercarbide mit anderen Metallen wie zum Beispiel Chrom, Titan, Niob, Vanadium bilden. Dabei ist nicht nur die Art sondern auch die Verteilung und Größe der Ausscheidungen von entscheidender Bedeutung für die resultierende Festigkeitssteigerung. Um einerseits eine ausreichende Festigkeit und andererseits eine gute Schweißbarkeit sicherzustellen, werden deshalb der minimale C-Gehalt auf 0,02 Gewichtsprozent und der maximale C-Gehalt auf 0,3 Gewichtsprozent festgelegt. Bevorzugt wird der minimale C-Gehalt auf 0,02 Gewichtsprozent, besonders bevorzugt auf 0,05 Gewichtsprozent und der maximale C-Gehalt auf 0,11 Gewichtsprozent festgelegt.

Silizium (Si) bindet beim Vergießen Sauerstoff und vermindert somit Seigerungen sowie Verunreinigungen im Stahl. Zudem erhöht Silizium durch Mischkristallverfestigung die Festigkeit und das Streckgrenzenverhältnis des Ferrits bei nur geringfügig absinkender Bruchdehnung. Ein weiterer wichtiger Effekt ist, dass Silizium die Bildung von Ferrit zu kürzeren Zeiten verschiebt und somit die Entstehung von ausreichend Ferrit vor der Abschreckung ermöglicht. Durch die Ferritbildung wird der Austenit mit Kohlenstoff angereichert und stabilisiert. Zusätzlich stabilisiert Silizium im unteren Temperaturbereich speziell im Bereich der Bainitbildung durch Verhinderung von Carbidbildung den Austenit (keine Verarmung an Kohlenstoff). Zudem kann sich bei hohen Siliziumgehalten während des Warmwalzens stark haftender Zunder bilden, der die Weiterverarbeitung beeinträchtigen kann. Aus den vorgenannten Gründen wird der maximale Silizium-Gehalt auf 0,7 Gewichtsprozent festgelegt. Bevorzugt wird der minimale Si-Gehalt auf 0,01 Gewichtsprozent, besonders bevorzugt 0,1 Gewichtsprozent und der maximale Si-Gehalt auf 0,5 Gewichtsprozent festgelegt.

Mangan (Mn) wird fast allen Stählen zur Entschwefelung zugegeben, um den schädlichen Schwefel in Mangansulfide zu überführen. Zudem erhöht Mangan durch Mischkristallverfestigung die Festigkeit des Ferrits und verschiebt die a-/ß- Umwandlung zu niedrigeren Temperaturen. Ein Hauptgrund für das Zulegieren von Mangan in Mehrphasenstählen ist die deutliche Verbesserung der Einhärtbarkeit. Aufgrund der Diffusionsbehinderung wird die Perlit- und Bainitumwandlung zu längeren Zeiten verschoben und die Martensitstarttemperatur gesenkt. Der Mangan- Gehalt wird deshalb auf 1,00 bis 3,00 Gewichtsprozent festgelegt. Die Eckwerte sind hierbei mitumfasst. Bevorzugt wird der minimale Mn-Gehalt auf 1,4 Gewichtsprozent, besonders bevorzugt auf 1,5 Gewichtsprozent und der maximale Mn-Gehalt auf 2,2 Gewichtsprozent, besonders bevorzugt auf 2,0 Gewichtsprozent festgelegt.

Phosphor (P) ist ein Spurenelement aus dem Eisenerz und wird im Eisengitter als Substitutionsatom gelöst. Phosphor steigert durch Mischkristallverfestigung die Härte und verbessert die Härtbarkeit. Es wird allerdings in der Regel versucht, den Phosphorgehalt soweit wie möglich abzusenken, da er unter anderem durch seine geringe Diffusionsgeschwindigkeit stark seigerungsanfällig ist und im hohen Maße die Zähigkeit vermindert. Durch die Anlagerung von Phosphor an den Korngrenzen treten in der Regel Korngrenzenbrüche auf. Zudem setzt Phosphor die Übergangstemperatur von zähem zu sprödem Verhalten bis zu 300 °C herauf. Während des Warmwalzens können oberflächennahe Phosphoroxide an den Korngrenzen zu Bruchaufreißungen führen. In einigen Stählen wird er allerdings aufgrund der niedrigen Kosten und der hohen Festigkeitssteigerung in geringen Mengen (< 0,1 %) als Mikrolegierungselement eingesetzt. So wird auch in Mehrphasenstählen Phosphor teilweise als Festigkeitsträger eingesetzt. Aus vorgenannten Gründen ist der Phosphorgehalt auf 0,02 Gewichtsprozent begrenzt.

Schwefel (S) ist wie Phosphor als Spurenelement im Eisenerz gebunden. Er ist im Stahl im Allgemeinen unerwünscht, da er zu starker Seigerung neigt und stark versprödend wirkt. Es wird deshalb versucht, möglichst geringe Mengen an Schwefel in der Schmelze zu erreichen (z. B. durch eine Tiefvakuumbehandlung). Des Weiteren wird der vorhandene Schwefel durch Zugabe von Mangan in die relativ ungefährliche Verbindung Mangansulfid (MnS) überführt. Die Mangansulfide werden während des Walzprozesses oft zeilenartig ausgewalzt und fungieren als Keimstellen für die Umwandlung. Dies führt vor allem bei diffusionsgesteuerter Umwandlung zu einem zeilig ausgeprägten Gefüge und kann bei stark ausgeprägter Zeiligkeit zu verschlechterten mechanischen Eigenschaften führen (z. B. ausgeprägte Martensitzeilen statt verteilte Martensitinseln, kein isotropes Werkstoffverhalten, verminderte Bruchdehnung). Aus vorgenannten Gründen ist der Schwefelgehalt auf 0,01 Gewichtsprozent begrenzt.

Aluminium (AI) wird in der Regel dem Stahl zulegiert, um den im Eisen gelösten Sauerstoff und Stickstoff zu binden. Sauerstoff und Stickstoff werden so in Aluminiumoxide und Aluminiumnitride überführt. Diese Ausscheidungen können über eine Erhöhung der Keimstellen eine Kornfeinung bewirken und so die Zähigkeitseigenschatten sowie Festigkeitswerte steigern. Aluminiumnitrid wird nicht ausgeschieden, wenn Titan in ausreichenden Mengen vorhanden ist. Titannitride haben eine geringere Bildungsenthalpie und werden deshalb bei höheren Temperaturen gebildet. In gelöstem Zustand verschiebt Aluminium wie das Silizium die Ferritbildung zu kürzeren Zeiten und ermöglicht so die Bildung von ausreichend Ferrit im Mehrphasenstahl Es unterdrückt zudem die Carbidbildung und führt so zu einer Stabilisierung des Austenits. Der Al-Gehalt wird deshalb auf bis zu 0, 1 Gewichtsprozent, vorteilhaft auf 0,015 bis maximal 0,10 Gewichtsprozent, besonders bevorzugt auf 0,03 bis 0,10 Gewichtsprozent begrenzt.

Die Zugabe von Molybdän (Mo) erfolgt ähnlich wie bei Chrom zur Verbesserung der Härtbarkeit. Die Perlit- und Bainitumwandlungwird zu längeren Zeiten geschoben und die Martensitstarttemperatur gesenkt. Molybdän erhöht zudem die Anlassbeständigkeit erheblich, so dass im Zinkbad keine Festigkeitsverluste zu erwarten sind und bewirkt durch Mischkristallverfestigung eine Festigkeitssteigerung des Ferrits. Der Mo-Gehalt wird in Abhängigkeit von der Abmessung, der Anlagenkonfiguration und der Gefügeeinstellung optional zulegiert, wobei dann die Mindestzugabe 0,050 Gewichtsprozent sein sollte, um eine Wirkung zu erzielen. Aus Kostengründen wird der Mo-Gehalt auf max. 0,50 Gewichtsprozent festgelegt, bevorzugt auf 0,05 bis 0,5 Gewichtsprozent, besonders bevorzugt auf 0,1 bis 0,3 Gewichtsprozent. Falls eine optionale Zugabe von Chrom erfolgt, wird aus Kostengründen der maximale Gehalt auf 1,0 Gewichtsprozent begrenzt, bevorzugt auf 0,3 Gewichtsprozent.

Titan (Ti) bildet schon bei hohen Temperaturen sehr stabile Nitride (TiN) und Sulfide (T1S2). Diese lösen sich in Abhängigkeit des Stickstoffgehaltes zum Teil erst in der Schmelze auf. Wenn die so entstandenen Ausscheidungen nicht mit der Schlacke entfernt werden, bilden sie im Werkstoff durch die hohe Entstehungstemperatur recht grobe Partikel aus und sind in der Regel nicht förderlich für die mechanischen Eigenschaften. Ein positiver Effekt auf die Zähigkeit entsteht durch die Abbindung des freien Stickstoffes und Sauerstoffs. So schützt Titan andere Mikrolegierungselemente wie Niob vor der Abbindung durch Stickstoff. Diese können ihre Wrkung dann optimal entfalten. Nitride, die durch das Absinken des Sauerstoff- und Stickstoffgehalts erst bei tieferen Temperaturen entstehen, können zudem eine effektive Behinderung des Austenitkornwachstums bewirken. Nicht abgebundenes Titan formt bei Temperaturen ab 1150 °C Titancarbide und kann so eine Kornverfeinerung (Hemmung des Austenitkornwachstums, Kornverfeinerung durch verzögerte Rekristallisation und/oder Erhöhung der Keimzahl bei a/ß-Umwandlung) sowie eine Ausscheidungshärtung bewirken. Titan wird daher optional nach der Bedingung 0,02 < Nb + V + Ti < 0,25 Gewichtsprozent zulegiert. Bevorzugt wird Titan nach der Bedingung 0,05 Gewichtsprozent < Nb + V + Ti < 0,20 Gewichtsprozent zulegiert. Wenn Titan als Legierungselement gewählt wird, beträgt der Ti-Gehalt maximal 0,2 Gewichtsprozent, bevorzugt 0,04 bis 0,2 Gewichtsprozent unter Beachtung der vorgenannten Summenbedingung.

Die Carbid- und auch die Nitridbildung von Vanadium (V) setzt erst ab Temperaturen um 1000 °C beziehungsweise noch nach der a/ß-Umwandlung ein, also wesentlich später als bei Titan und Niob. Vanadium hat somit durch die geringe Anzahl der im Austenit vorhandenen Ausscheidungen kaum eine kornverfeinernde Wirkung. Auch das Austenitkornwachstum wird durch die erst späte Ausscheidung der Vanadiumcarbide nicht gehemmt. Somit beruht die festigkeitssteigernde Wirkung fast allein auf der Ausscheidungshärtung. Ein Vorteil des Vanadiums ist die hohe Löslichkeit im Austenit und der durch die tiefe Ausscheidungstemperatur verursachte große Volumenanteil an feinen Ausscheidungen. Vanadium wird daher optional nach der Bedingung 0,02 < Nb + V + Ti < 0,25 Gewichtsprozent zulegiert. Bevorzugt wird Vanadium nach der Bedingung 0,05 Gewichtsprozent < Nb + V + Ti < 0,20 Gewichtsprozent zulegiert. Wenn Vanadium als Legierungselement gewählt wird, beträgt der V-Gehalt maximal 0,2 Gewichtsprozent unter Beachtung der vorgenannten Summenbedingung.

Niob (Nb) bewirkt eine starke Kornfeinung, da es am effektivsten von allen Mikrolegierungselementen eine Verzögerung der Rekristallisation bewirkt und zudem das Austenitkornwachstum hemmt. Die festigkeitssteigernde Wirkung ist qualitativ aber durch den erhöhten Kornfeinungseffekt und die größere Menge an festigkeitssteigernden Teilchen (Abbindung des Titans zu TiN bei hohen Temperaturen) höher als die von Titan einzuschätzen. Niobcarbide bilden sich ab etwa 1200 °C. In Verbindung mit Titan, das wie bereits beschrieben den Stickstoff abbindet, kann Niob durch Carbidbildung im unteren Temperaturbereich (kleinere Carbidgrößen) seine festigkeitssteigernde Wirkung erhöhen. Ein weiterer Effekt des Niobs ist die Verzögerung der a/ß-Umwandlung und das Herabsenken der Martensitstarttemperatur im gelösten Zustand. Zum einen geschieht dies durch den Solute-Drag-Effekt und zum anderen durch die Kornfeinung. Diese bewirkt eine Festigkeitssteigerung des Gefüges und somit auch einen höheren Widerstand gegen die Ausdehnung bei der Martensitbildung. Begrenzt ist der Einsatz von Niob durch die recht geringe Löslichkeitsgrenze. Diese begrenzt zwar die Menge an Ausscheidungen bewirkt aber vor allem eine frühe Ausscheidungsbildung mit recht groben Partikeln.

Die Ausscheidungshärtung kann somit vor allem bei Stählen mit geringem C-Gehalt (größere Übersättigung möglich) und bei Warmumformprozessen (verformungsinduzierte Ausscheidung) effektiv wirksam werden. Niob wird daher optional nach der Bedingung 0,02 < Nb + V + Ti < 0,25 Gewichtsprozent zulegiert. Bevorzugt wird Niob nach der Bedingung 0,05 Gewichtsprozent < Nb + V + Ti < 0,20 Gewichtsprozent zulegiert. Wenn Niob als Legierungselement gewählt wird, beträgt der Nb-Gehalt maximal 0,1 Gewichtsprozent unter Beachtung der vorgenannten Summenbedingung.

Bor (B) bildet mit Stickstoff wie auch mit Kohlenstoff Nitride beziehungsweise Carbide; in der Regel wird dies jedoch nicht angestrebt. Zum einen bildet sich durch die geringe Löslichkeit nur eine kleine Menge an Ausscheidungen und zum anderen werden diese zumeist an den Korngrenzen ausgeschieden. Bor führt im gelösten Zustand in sehr geringen Mengen zu einer deutlichen Verbesserung der Einhärtbarkeit. Der Wirkmechanismus von Bor ist nicht abschließend geklärt. Hypothetisch kann davon ausgegangen werden, dass sich Bor-Atome bevorzugt an den Austenit-Korngrenzen anlagern und dort die Ferrit-Bildung beim Abkühlen aus dem Austenit-Gebiet massiv verzögern. Dadurch wird die Bainit-Bildung gefördert. Die Wirksamkeit von Bor wird mit steigender Korngröße und steigendem Kohlenstoffgehalt (> 0,8 Gewichtsprozent) herabgesetzt. Eine Menge über 60 ppm verursacht zudem eine sinkende Härtbarkeit, da Borcarbide auf den Korngrenzen als Keime fungieren. Bor hat eine sehr hohe Affinität zu Sauerstoff, was zu einem Herabsetzen des Borgehaltes in Bereichen nahe der Oberfläche (bis zu 0,5 mm) führen kann. In diesem Zusammenhang wird von einer Glühung bei über 1000 °C abgeraten. Dies ist zudem zu empfehlen, da Bor bei Glühtemperaturen über 1000 °C zu einer starken Grobkornbildung führen kann. Aus vorgenannten Gründen wird der B-Gehalt auf einen Wert von bis zu 0,01 %, bevorzugt von maximal 0,004 Gewichtsprozent begrenzt.

Vergleichsuntersuchungen zu den mechanischen Eigenschaften wurden an Stählen mit den in der folgenden und aus Platzgründen geteilten Tabelle 1 angegebenen Legierungszusammensetzungen in Gewichts-% durchgeführt. Eine erste erfindungsgemäße Legierungszusammensetzung, die KSG 1000 genannt wird, ist mit einer herkömmlichen Vergleichslegierung KSG 800 angeführt. Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen sind als selbstverständlich vorhanden nicht gesondert aufgeführt.

Für die Untersuchungen zum Einfluss der verschiedenen möglichen Endbearbeitungszustände des Bauteils, insbesondere der Antriebswelle, wurde Warmband mit der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung gemäß Tabelle 1 als Vormaterial für die Rohre untersucht. Aus diesem Vormaterial wurden Vorrohre

(Luppen) mit der Abmessung (Außendurchmesser x Wanddicke in mm) 60 x 2 in den Zuständen „CR1“ und „A“ nach DIN 10305 Teil 2 und Teil 3 gefertigt. Neben dem so hergestellten Vorrohr wurden die Luppen erfindungsgemäß geglüht und anschließend mit unterschiedlichen Durchmesser- und Wanddickenabnahmen kaltgezogen. Zusätz- lieh wurde der Einfluss des Biegerichtprozesses bei der Adjustage untersucht.

Die Ergebnisse für die mechanischen Eigenschaften zeigt die nachfolgende Tabelle 2. Alle Werte entsprechen den Vorgaben für die zu erzielenden mechanischen Eigen schaften.

In Figur 1 sind die Ergebnisse der Zugversuche an den Proben gemäß Tabelle 2 dar gestellt. Besonders hohe Festigkeiten sind erwartungsgemäß bei kaltgezogenen Rohren erreichbar, wobei der adjustierende Biegerichtprozess keinen signifikanten Einfluss ausübt.

Die Ergebnisse für die Torsionsversuche sind in Figur 2 dargestellt. Es werden insbe sondere an kaltgezogenen Rohren 57 mm x 1,5 mm hervorragende Ergebnisse für die Ermüdungsfestigkeit erreicht. Bei diesen Rohren ist die prozentuale Abnahme der Wanddicke des Vorrohres mit 25 % höher, als die prozentuale Abnahme des Durch messers des Vorrohres (5 %). Bei dem Rohr 50 mm x 1,7 mm beträgt demgegenüber die prozentuale Abnahme der Wanddicke des Vorrohres ca. 12 % und die prozentuale Abnahme des Durchmessers des Vorrohres ca. 17 %. Eine Gegenüberstellung der Ergebnisse für kaltgezogene Bauteile, insbesondere An triebswellen, hergestellt aus einer Standardgüte KSG 800 und dem erfindungsgemäßen Stahl KSG 1000 zeigt die folgende Tabelle 3.

KSG800 KSG 1000

Die geforderten 200.000 Lastwechsel bei einem Drehmoment von 1.400 Nm werden mit einem Rohr mit einem Außendurchmesser von 60 mm und einer Wanddicke von 1 ,6 mm in Standardgüte und mit einem Rohr 57 mm x 1,5 mm aus dem erfindungsge mäßen bainitischen Stahl erreicht. Die sich daraus ergebenden Vorteile für den Einsatz des erfindungsgemäßen Stahls insbesondere im Hinblick auf die Gewichtsre duzierung pro Meter Rohrlänge und das Massenträgheitsmoment pro Meter Rohrlänge sind signifikant.

Neben den reinen mechanisch-technologischen Eigenschaften machen sich bei ermü dend beanspruchten Bauteilen, im Besonderen auf Torsion beanspruchten Bauteilen wie beispielsweise Antriebswellen, Kerben lebensdauerreduzierend bemerkbar. Hier bei ist zwischen äußeren (Kratzern, Riefen auf der Oberfläche) und inneren Kerben (Fehlstellen, Einschlüsse, Phasengrenzen zwischen gleichen und unterschiedlichen Phasen) zu unterscheiden; auch der im Bauteil vorliegende Eigenspannungszustand nimmt ergänzend mit den äußeren Betriebslasten des Bauteiles Einfluss auf die zu er reichenden Lastspiele des Bauteiles.

Die äußeren Kerben können durch den Fertigungsprozess des Bauteils reduziert werden. Die Dichte und Größe der inneren Kerben werden durch den Herstellungsprozesses des Stahlwerkstoffs beeinflusst. Die Reduzierung von Dichte und Größe von Fehlstellen und Einschlüssen zur Qualitätssteigerung von Stahlwerkstoffen wird kontinuierlich im Stahlwerk verfolgt. Die Dichte und Art der Phasengrenzen sind hingegen abhängig von dem eingestellten Gefüge. Hier erweist sich das bainitische Gefüge gegenüber klassischen mehrphasigen Gefügen als vorteilhaft. Der Grund ist, dass Gefügebestandteile des Bainits im Allgemeinen vergleichsweise klein und die Härteunterschiede zwischen den Bestandteilen vergleichsweise gering sind. Daraus resultiert, dass bei gegebener Dichte von Phasengrenzen die Spannungskonzentration an den Phasenübergängen gegenüber einem klassischen mehrphasigen Gefüge (z.B. Dualphasengefüge mit Ferrit und Martensit) geringer ist. Eine geringere Spannungskonzentration ist mit einer geringeren Kerbwirkung gleichzusetzen. Im Idealfall bildet sich ein vollständig bainitisches Gefüge aus, das auch bei der weiteren Rohrherstellung erhalten bleibt. Rein bainitische Gefüge enthalten weniger Eigenspannungen als Werkstoffe mit martensitischen Gefügen; sie erlauben die Erzielung einer sehr hohen Festigkeit, kombiniert mit hoher Dehnung und Zähigkeit. Eine hohe Zähigkeit verhindert wiederum ein schnelles Risswachstum bei wiederkehrenden Lasten. Neben der chemischen Zusammensetzung des Stahls ist deshalb ein hoher eingestellter Bainitanteil von großer Bedeutung zur Erzielung der vorab beschriebenen Eigenschaften der Bauteile, wie beispielsweise der Antriebswelle.