EP4022100A1 - Steel material for a torsionally stressed component, method for producing a torsionally stressed component from said steel material, and component made thereof - Google Patents

Abstract

The invention relates to a steel material for a torsionally stressed component, in particular a driveshaft, wherein the steel material has a minimum tensile strength of 800 MPs, and the microstructure consists of more than 50 vol.% of bainite, having an alloy with the following composition in wt.%: C: 0.02 to 0.3; Si: up to 0.7; Mn: 1.0 to 3.0; P: max. 0.02; S: max. 0.01; N: max. 0.01; Al: up to 0.1; Cu: up to 0.2; Cr: up to 3.0; Ni: up to 0.3; Mo: up to 0.5; Ti: up to 0.2; V: up to 0.2; Nb: up to 0.1; B: up to 0.01; where 0.02 ≤ Nb + V + Ti ≤ 0.25, residual iron, and smelting impurities. The steel material is inexpensive and has a good torsional fatigue strength when used for a torsionally stressed component. The invention also relates to a method for producing a component made of the steel material and to a component made thereof.

Description

Stahlwerkstoff für ein auf Torsion beanspruchtes Bauteil, Verfahren zur Herstellung eines auf Torsion beanspruchten Bauteils aus diesem Stahlwerkstoff und Bauteil hie raus Steel material for a component subject to torsion, method for manufacturing a component subject to torsion from this steel material and component here

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. The invention relates to a steel material for a component subject to torsion and a method for producing a component subject to torsion from the sem steel material and a component therefrom. Such torsion-stressed components consist of usually seamless or welded pipes that can also be cold-drawn.

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. Such components subject to torsion, such as drive shafts, Kar danwellen, spring bars or torsion springs are mainly used in the automotive and commercial vehicle industries, but there are also possible uses in mechanical engineering. When transmitting torque, these components are subject to torsion.

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. The hotly contested market forces automobile manufacturers to constantly look for solutions to reduce their fleet consumption while maintaining and improving the highest possible level of comfort and occupant protection. On the one hand, the weight savings of all vehicle components play a decisive role, on the other hand, the best possible behavior of the individual components under high static, dynamic and cyclical loads during operation as well as in the event of a crash.

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. In the case of drive shafts, a current megatrend in the automotive industry is the electrification of the car drivetrain. The reduction of local emissions is one of the major drivers of technological change. The demands on the drive train components change according to the characteristics of an electric motor. The use of electric motors enables the direct, continuous and short-term provision of high torques. The recuperation technology used in electric motors also changes the load spectrum and load cycles to higher values. The resulting operational loads, for example due to alternating torsional stresses, increase the demands on the fatigue properties of the drive train, for example on cardan shafts. Here, but also with conventionally powered vehicles with internal combustion engines as well as with a combination of combustion and electric motors (hybrid drives), attempts are made to further reduce the weight and thereby the pollutant emissions during operation, despite the high demands on the fatigue properties of the drive train to reduce. In addition, this reduces the material consumption in production and the driving dynamics of motor vehicles are further improved.

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. The raw material suppliers try to take this need into account by providing high-strength and ultra-high-strength steels, which can reduce wall thicknesses while at the same time improving component behavior during production and operation. In this context, high-strength and ultra-high-strength steels are understood to mean steels with strengths of at least 800 MPa or at least 1000 MPa tensile strength.

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. The patent DE 69307393 T2 discloses a forging and a method for its production. The forging, which can in particular be a drive shaft, is made of a material that contains the following elements: 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; Remainder iron. The microstructure of this steel alloy is described as predominantly ferritic-pearlitic and a high Si content as advantageous for improved fatigue strength.

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. A steel alloy for chassis and drive components is known from the laid-open specification DE 102015 111 150 A1, consisting in% by weight of: 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 and optionally Mo <0.6%, remainder iron and melt-related Impurities. This steel alloy is intended to avoid negative influences on the component properties caused by any tempering processes in heat-affected zones during forming or welding due to an increased carbon content. A tempered microstructure of tempered bainite and / or tempered martensite should form in these heat-affected zones of the chassis or drive component. The mechanical characteristic values according to the invention, namely the yield strength and tensile strength, should be able to be met by this microstructure, while the heat-uninfluenced Vehicle component continues to have sufficient hardness. According to the invention, this microstructure is to be formed by the thermal treatment through which the heat-affected zone is created. The structure of the material not affected by the heating is not known.

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. The patent specification DE 697 18784 T2 discloses a steel with good processability and a steel product made with it, which can be a crankshaft, among other things. The steel product has a chemical composition in% by weight of: 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; Remainder iron and unavoidable impurities. The microstructure of the steel product is specified with at least 90% ferrite and pearlite or with at least 90% bainite or with at least 90% ferrite and bainite. In addition, a preferred embodiment should also have a microstructure in which not less than 50% is formed by martensite. Particular attention is paid to the amount of Ti and the ratio of Ti and S as well as the size of the titanium carbon sulfide in the structure, the diameter of which should not be greater than 10 mhi in order to ensure particularly good processability. A condition of Nb + V + Ti is not established or investigated.

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:The patent DE 102006016099 B4 discloses a method for the production of a hollow transmission shaft, which is composed of axially successive shaft sections. At least one of these shaft sections is made of a steel with the following alloy components in percent by weight: 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; The remainder is iron and impurities from the melting process. This steel alloy is said to have the advantage that it is air-hardening. Even at slow cooling speeds, air-hardening steels show a structure with high contents of martensite or bainite, which eliminates the disadvantage during welding that there is a drop in hardness in the area of a heat-affected zone of the weld seam. Overall, shaft sections should advantageously be produced from steels with different properties, in particular with different strengths. From the laid-open specification DE 102007 033950 A1, workpieces are known which consist of a steel alloy which, in proportions by mass, contains 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. 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 and the remainder iron and impurities caused by the melting process. A C content of 0.11 to 0.18% should enable higher strengths and at the same time avoid disadvantages of peritectic solidification, such as occur, for example, with C contents of 0.09 to 0.12%. In addition, the hardenability is adjusted cost-effectively by adding Mn and Cr in conjunction with Ti and Nb and the cost-intensive alloying elements Mo and V should be dispensed with.

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. With known alloy compositions it has so far not been possible to achieve properties corresponding to the high requirements for torsional fatigue strength for components subject to torsion. For example, 200,000 load changes (LW) are required with torsional moments of ± 1200 to ± 1800 Nm. A weight reduction with the same or improved component behavior cannot be achieved in this way either.

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. The object of the invention is therefore to provide a steel material for a torsion-stressed component which is inexpensive and with which the required properties of the torsional fatigue strength of the torsion-stressed construction can be achieved in part. Furthermore, a suitable, cost-effective method for producing a torsion-stressed component from this steel material is to be specified. Furthermore, a corresponding, weight-reduced component should be specified. In particular, strengths of more than 800 MPa at yield strengths of over 700 MPa and torsional fatigue strengths for at least 200,000 LW at torsional moments of ± 1200 to ± 1800 Nm should be achieved.

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. According to the teaching of the invention, this object is achieved by a steel material for a component subject to torsion, in particular a drive shaft, in which the steel material has a predominantly bainitic microstructure with a minimum tensile strength of 800 MPa and the microstructure consists of more than 50% bainite, preferably at least 70%, having the following alloy composition in% by weight: C: 0.02 to 0.3, Si: up to 0.7, Mn: 1.0 to 3.0, P: max. 0.02 , S: max. 0.01, N: max. 0.01, AI: up to 0.1, Cu: up to 0.2, Cr: up to 1.0, Ni: up to 0.3, Mo: up to 0, 5, Ti: up to 0.2, V: up to 0.2, Nb: up to 0.1, B: up to 0.01, where 0.02 <Nb + V + Ti <0.25 is fulfilled, the remainder being iron and impurities caused by the melting process.

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. In the course of extensive investigations, it was recognized that a steel material with a predominantly bainitic structure has excellent properties when components are subjected to alternating torsional stresses which are subjected to torsion. It was also recognized that in the steel material according to the invention, quasi, that is to say approximately isotropic mechanical properties are achieved which, in particular, lead to a significant increase in fatigue strength under the stresses present. According to the invention, therefore, more than 50% by volume of bainite is present in the steel material.

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. It is advantageous to achieve the required mechanical properties if the structure has at least 70% by volume, particularly advantageously at least 90% by volume, and the proportions of residual austenite and martensite and ferrite are <30% by volume, preferably <10% by volume. %, are.

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. Compared to known alloy compositions, the steel material according to the invention with a structure with more than 50% by volume of bainite can reliably achieve the mechanical properties required for fatigue strength. In particular, torsional alternating strengths of 200,000 LW can be achieved with torsional moments of ± 1200 to ± 1800 Nm, with strengths of at least 800 MPa and yield strengths of over 700 MPa. At the same time, a weight reduction of over 10% can be achieved.

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. The use of a bainitic steel material according to the invention with the alloy composition given is of great advantage because of the quasi-isotropic mechanical properties for mechanically stressed pipes in general, but especially for components subject to torsion, especially for drive shafts, since the steel strip is the starting material for a welded pipe as a component has a high tensile strength and elongation regardless of the test direction, which are retained or even higher even after the component, in particular the drive shaft, has been manufactured from this steel material. The bainitic steel used for the method according to the invention receives its structure according to the invention via a corresponding temperature control during the manufacturing process of the front pipe (hollow). In the case of hot strip as the starting material, the structure can be adjusted, for example, by means of thermomechanical rolling, in the case of cold strip, for example, by the annealing process after cold rolling or during hot-dip galvanizing. In the case of the seamlessly manufactured pre-pipe, the structure can be adjusted via the temperature control when the pipe is hot-rolled.

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. The particular advantage of using this alloy concept and the bainitic microstructure is a very fine and homogeneous microstructure with more than 50% by volume of bainite and only small proportions of ferrite, retained austenite and martensite, which means that almost isotropic material properties are achieved which has a very positive effect on the fatigue strength with changing torsional loads.

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 <Particularly uniform and homogeneous material properties can be achieved if the steel material for the component subject to torsion, in particular the drive shaft, has the above-described alloy composition according to the invention in% by weight, which is optimized as follows in relation to at least one or more of the alloy elements : C: 0.02 to 0.11 and / or Si: 0.01 to 0.5 and / or Mn: 1.4 to 2.2 and / or Al: 0.015 to 0.1 and / or Cr to 0 , 3 and / or Ni: up to 0.2 and / or Mo: 0.05 to 0.5 and / or B: max. 0.004 and / or where 0.05 <

Nb + V + Ti < 0,2 ist. Nb + V + Ti <0.2.

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. In a further improved embodiment of the invention, the steel material has the previously described and already optimized alloy composition according to the invention in% by weight, which is additionally optimized in relation to at least one or more of the alloy elements as follows: C: 0.05 to 0.11 and / or Si: 0.1 to 0.5 and / or Mn: 1.5 to 2.0 and / or N: 0.003 to 0.01 and / or Al: 0.03 to 0.1 and / or Ni : up to 0.15 and / or Mo: 0.1 to 0.3 and / or Ti: 0.04 to 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. The addition of nitrogen of at least 0.003 to 0.01 wt .-% ensures in combination with carbon and a minimum titanium content of 0.1 to 0.2 wt .-% by the formation of titanium carbonitrides advantageously for a fine-grained structure with high Strength and toughness properties. By adding molybdenum in contents of 0.1 to 0.3% by weight, the precipitates that form are advantageously kept very small.

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: The method according to the invention for producing a component subject to torsion stress, in particular a drive shaft, provides that this is produced from a seamless or welded front tube, consisting of the steel material according to the invention, the front tube having an enlarged diameter and compared to the required end dimension of the component has greater wall thickness and goes through the following steps:

- 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, - Annealing of the pre-pipe in a furnace in a temperature range from 650 to 850 ° C with a furnace dwell time of 5 to 30 minutes with subsequent cooling to room temperature,

- 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, - Pulling the front pipe with at least one drawing process to the required final dimension of the component, in which the wall thickness of the front pipe is reduced more in percentage than the outer diameter of the front pipe,

- optionales Adjustieren, insbesondere Biegerichten und Trennen, auf die geforderte Länge des Bauteils. - Optional adjustment, in particular bending straightening and cutting, to the required length of the component.

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. The investigations have shown that at the specified annealing temperatures and holding times, the best results with regard to the strength of the component can be achieved, since a pronounced yield point of the steel is advantageously prevented by this annealing treatment.

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. It has been found to be advantageous if the pre-pipe is heated to a temperature in the range from 700 to 800.degree. C. and particularly advantageously in the range from 720 to 780.degree.

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. Another essential aspect for achieving the required properties has been found to be that during the drawing process the percentage decrease in the wall thickness of the front pipe is set higher than the percentage decrease in the diameter of the front pipe. It has proven to be favorable for a high torsional strength of the component if the ratio is set to be greater than 2: 1, particularly advantageously greater than 5: 1. The strain hardening of the material in the The direction-dependent pipe property produced by the drawing process is optimally adjusted according to the torsional stress.

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. According to the invention, the front pipe can be present as a seamlessly manufactured or welded pipe. As a welded tube, it can be made from hot or cold strip using conventional welding processes such as high-frequency induction welding (HFI) or laser beam welding.

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. Alloying elements are usually added to the steel in order to specifically influence certain properties. An alloy element can influence different properties in different steels. The effect and interaction generally depends heavily on the amount, the presence of other alloying elements and the state of solution in the material. The relationships are varied and complex. In the following, the effect of the alloying elements will be discussed in more detail.

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. Carbon (C) is considered to be the most important alloying element in steel. By setting the carbon content to a maximum of 2.0 percent by weight, the iron becomes steel. Despite this fact, the carbon content is drastically reduced during steel production. Due to its small atomic radius, carbon is dissolved interstitially in the iron lattice. The solubility in α-iron is a maximum of 0.02 percent by weight and in ß-iron a maximum of 2.06 percent by weight. In dissolved form, carbon significantly increases the hardenability of steel. The resulting lattice tension in the released state hampers diffusion processes and thus delays transformation processes. In addition, carbon favors the formation of austenite, i.e. expands the austenite area to lower temperatures. With an increasing carbon content, the lattice distortions and thus the strength values of the martensite increase. Carbon is also required to form carbides. A representative that occurs in almost every steel is cementite (Fe3C). However, much harder special carbides can also form with other metals such as chromium, titanium, niobium, vanadium. Not only the type but also the distribution and size of the precipitates are of decisive importance for the resulting increase in strength. In order to ensure sufficient strength on the one hand and good weldability on the other hand, the minimum C content is therefore increased 0.02 percent by weight and the maximum C content set at 0.3 percent by weight. The minimum C content is preferably set at 0.02 percent by weight, particularly preferably at 0.05 percent by weight, and the maximum C content at 0.11 percent by weight.

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. Silicon (Si) binds oxygen during casting and thus reduces segregation and impurities in the steel. In addition, through solid solution strengthening, silicon increases the strength and the yield strength ratio of the ferrite with only a slight decrease in elongation at break. Another important effect is that silicon shifts the formation of ferrite to shorter times, thus allowing sufficient ferrite to form before the quenching. The formation of ferrite enriches the austenite with carbon and stabilizes it. In addition, silicon stabilizes austenite in the lower temperature range, especially in the area of bainite formation, by preventing carbide formation (no depletion of carbon). In addition, with high silicon contents, strongly adhering scale can form during hot rolling, which can impair further processing. For the reasons mentioned above, the maximum silicon content is set at 0.7 percent by weight. The minimum Si content is preferably set at 0.01 percent by weight, particularly preferably 0.1 percent by weight, and the maximum Si content at 0.5 percent by weight.

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. Manganese (Mn) is added to almost all steels for desulphurisation in order to convert the harmful sulfur into manganese sulphides. Manganese also increases the strength of the ferrite through solid solution strengthening and shifts the a- / ß-conversion to lower temperatures. A main reason for adding manganese to multiphase steels is the significant improvement in hardenability. Due to the diffusion hindrance, the pearlite and bainite transformation is postponed for longer times and the martensite start temperature is lowered. The manganese content is therefore set at 1.00 to 3.00 percent by weight. The benchmarks are included here. The minimum Mn content is preferably set at 1.4 percent by weight, particularly preferably at 1.5 percent by weight, and the maximum Mn content at 2.2 percent by weight, particularly preferably at 2.0 percent by weight.

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. Phosphorus (P) is a trace element from iron ore and is dissolved in the iron lattice as a substitution atom. Phosphorus increases the hardness through solid solution strengthening and improves hardenability. As a rule, however, attempts are made to lower the phosphorus content as much as possible, since it is, among other things, highly susceptible to segregation due to its low diffusion rate and to a great extent reduces the toughness. As a result of the accumulation of phosphorus at the grain boundaries, grain boundary fractures usually occur. In addition, phosphorus increases the transition temperature from tough to brittle behavior up to 300 ° C. During hot rolling, phosphorus oxides close to the surface can lead to cracks at the grain boundaries. In some steels, however, it is used in small quantities (<0.1%) as a micro-alloy element due to its low cost and high strength increase. For example, phosphorus is sometimes used as a reinforcement in multi-phase steels. For the reasons mentioned above, the phosphorus content is limited to 0.02 percent by weight.

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. Like phosphorus, sulfur (S) is bound as a trace element in iron ore. It is generally undesirable in steel because it tends to segregate strongly and has a strong embrittling effect. An attempt is therefore made to achieve the lowest possible amounts of sulfur in the melt (e.g. by means of a deep vacuum treatment). Furthermore, the sulfur present is converted into the relatively harmless compound manganese sulfide (MnS) by adding manganese. The manganese sulfides are often rolled out in lines during the rolling process and act as nucleation sites for the transformation. In the case of diffusion-controlled transformation in particular, this leads to a distinct structure and, if the structure is very distinct, it can lead to impaired mechanical properties (e.g. pronounced martensite ropes instead of distributed martensite islands, no isotropic material behavior, reduced elongation at break). For the reasons mentioned above, the sulfur content is limited to 0.01 percent by weight.

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. Aluminum (AI) is usually added to steel in order to bind the oxygen and nitrogen dissolved in the iron. Oxygen and nitrogen are converted into aluminum oxides and aluminum nitrides. These precipitates can cause grain refinement by increasing the nucleation sites and thus increase the toughness properties and strength values. Aluminum nitride is not precipitated when titanium is present in sufficient quantities. Titanium nitrides have a lower enthalpy of formation and are therefore formed at higher temperatures. In a dissolved state, aluminum moves like silicon the formation of ferrite at shorter times and thus enables the formation of sufficient ferrite in the multiphase steel. It also suppresses the formation of carbides and thus leads to a stabilization of the austenite. The Al content is therefore limited to up to 0.1 percent by weight, advantageously to 0.015 to a maximum of 0.10 percent by weight, particularly preferably to 0.03 to 0.10 percent by weight.

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. Molybdenum (Mo) is added in a similar way to chromium to improve hardenability. The pearlite and bainite transformation is pushed for longer times and the martensite start temperature is lowered. Molybdenum also increases the tempering resistance considerably, so that no loss of strength is to be expected in the zinc bath and, through solid solution strengthening, increases the strength of the ferrite. The Mo content is optionally added depending on the dimensions, the system configuration and the structure setting, the minimum addition should then be 0.050 percent by weight in order to achieve an effect. For cost reasons, the Mo content is set to a maximum of 0.50 percent by weight, preferably 0.05 to 0.5 percent by weight, particularly preferably 0.1 to 0.3 percent by weight. If chromium is optionally added, the maximum content is limited to 1.0 percent by weight, preferably to 0.3 percent by weight, for reasons of cost.

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. Titanium (Ti) forms very stable nitrides (TiN) and sulfides (T1S2) even at high temperatures. Depending on the nitrogen content, some of these only dissolve in the melt. If the precipitates created in this way are not removed with the slag, they form very coarse particles in the material due to the high formation temperature and are generally not beneficial for the mechanical properties. The binding of free nitrogen and oxygen has a positive effect on toughness. Titanium protects other micro-alloy elements such as niobium from being set by nitrogen. These can then develop their effects optimally. Nitrides, which are only formed at lower temperatures due to the drop in the oxygen and nitrogen content, can also effectively hinder austenite grain growth. Titanium that has not set forms titanium carbides at temperatures above 1150 ° C and can thus cause grain refinement (inhibition of austenite grain growth, grain refinement through delayed recrystallization and / or increase in the number of nuclei during a / ß conversion) and precipitation hardening. Titanium is therefore optionally according to the condition 0.02 <Nb + V + Ti <0.25 Weight percent added. Titanium is preferably added in accordance with the condition 0.05 percent by weight <Nb + V + Ti <0.20 percent by weight. If titanium is selected as the alloying element, the Ti content is a maximum of 0.2 percent by weight, preferably 0.04 to 0.2 percent by weight, taking into account the aforementioned cumulative condition.

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. The carbide and nitride formation of vanadium (V) does not start until temperatures around 1000 ° C or after the a / ß conversion, i.e. much later than with titanium and niobium. Vanadium has hardly any grain-refining effect due to the small number of precipitates present in the austenite. Austenite grain growth is also not inhibited by the late precipitation of the vanadium carbides. Thus, the strength-increasing effect is almost entirely due to the precipitation hardening. One advantage of vanadium is its high solubility in austenite and the large volume fraction of fine precipitates caused by the low precipitation temperature. Vanadium is therefore optionally added according to the condition 0.02 <Nb + V + Ti <0.25 percent by weight. Vanadium is preferably added according to the condition 0.05 percent by weight <Nb + V + Ti <0.20 percent by weight. If vanadium is selected as the alloying element, the V content is a maximum of 0.2 percent by weight, taking into account the aforementioned cumulative condition.

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.Niobium (Nb) causes a high level of grain refinement, as it is the most effective of all micro-alloying elements in that it delays recrystallization and also inhibits the growth of austenite grains. The strength-increasing effect is qualitatively higher than that of titanium due to the increased grain refinement effect and the larger amount of strength-increasing particles (binding of titanium to TiN at high temperatures). Niobium carbides are formed from around 1200 ° C. In connection with titanium, which, as already described, binds the nitrogen, niobium can increase its strength-increasing effect through carbide formation in the lower temperature range (smaller carbide sizes). Another effect of niobium is the retardation of the α / ß-conversion and the lowering of the martensite start temperature in the dissolved state. On the one hand, this happens through the solute drag effect and, on the other hand, through the grain refinement. This causes an increase in the strength of the structure and thus also a higher resistance to expansion during martensite formation. The use of niobium is limited by the very low solubility limit. Although this limits the amount of excretions, above all it causes an early excretion with very coarse particles.

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. Precipitation hardening can thus be particularly effective in steels with a low carbon content (greater supersaturation possible) and in hot forming processes (deformation-induced precipitation). Niobium is therefore optionally added according to the condition 0.02 <Nb + V + Ti <0.25 percent by weight. Niobium is preferably added according to the condition 0.05 percent by weight <Nb + V + Ti <0.20 percent by weight. If niobium is selected as the alloying element, the Nb content is a maximum of 0.1 percent by weight, taking into account the aforementioned cumulative condition.

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. Boron (B) forms nitrides or carbides with nitrogen as well as with carbon; as a rule, however, this is not the aim. On the one hand, due to the low solubility, only a small amount of precipitates is formed and, on the other hand, these are mostly precipitated at the grain boundaries. In the dissolved state, boron in very small amounts leads to a significant improvement in hardenability. The mechanism of action of boron has not been conclusively clarified. It can be hypothetically assumed that boron atoms preferentially accumulate at the austenite grain boundaries and there massively delay the formation of ferrite when cooling out of the austenite area. This promotes the formation of bainite. The effectiveness of boron is reduced with increasing grain size and increasing carbon content (> 0.8 percent by weight). An amount above 60 ppm also causes a decrease in hardenability, since boron carbides act as nuclei on the grain boundaries. Boron has a very high affinity for oxygen, which can lead to a reduction in the boron content in areas near the surface (up to 0.5 mm). In this context, annealing above 1000 ° C is not recommended. This is also recommended because boron can lead to a strong formation of coarse grains at annealing temperatures above 1000 ° C. For the reasons mentioned above, the B content is limited to a value of up to 0.01%, preferably a maximum of 0.004 percent by weight.

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. Comparative tests on the mechanical properties were carried out on steels with the alloy compositions in% by weight given in Table 1 below, which is divided for reasons of space. A first alloy composition according to the invention, which is called KSG 1000, is with a conventional comparison alloy KSG 800 listed. The remainder of iron and impurities caused by the melting are not listed separately as naturally present.

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 VorrohreFor the investigations into the influence of the various possible finishing states of the component, in particular the drive shaft, hot strip with the alloy composition according to the invention according to Table 1 was investigated as the starting material for the tubes. This raw material was made into pre-pipes

(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. (Rounds) with the dimensions (outer diameter x wall thickness in mm) 60 x 2 in the states “CR1” and “A” according to DIN 10305 Part 2 and Part 3. In addition to the pre-tube produced in this way, the blanks were annealed according to the invention and then cold-drawn with different decreases in diameter and wall thickness. In addition, the influence of the bending process on the finishing line was examined.

Die Ergebnisse für die mechanischen Eigenschaften zeigt die nachfolgende Tabelle 2. Alle Werte entsprechen den Vorgaben für die zu erzielenden mechanischen Eigen schaften. The results for the mechanical properties are shown in Table 2 below. All values correspond to the specifications for the mechanical properties to be achieved.

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. In Figure 1, the results of the tensile tests on the samples according to Table 2 are shown. As expected, particularly high strengths can be achieved with cold-drawn tubes, whereby the adjusting bending process has no significant influence.

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. The results for the torsion tests are shown in FIG. Excellent results for fatigue resistance are achieved in particular on cold-drawn tubes 57 mm x 1.5 mm. With these pipes, the percentage decrease in the wall thickness of the front pipe is 25% higher than the percentage decrease in the diameter of the front pipe (5%). In the case of the 50 mm x 1.7 mm pipe, on the other hand, the percentage decrease in the wall thickness of the front pipe is approx. 12% and the percentage decrease in the diameter of the front pipe is approx. 17%. A comparison of the results for cold-drawn components, in particular drive shafts, made from a standard KSG 800 grade and the KSG 1000 steel according to the invention is shown in Table 3 below.

KSG800 KSG 1000 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. The required 200,000 load changes at a torque of 1,400 Nm are achieved with a tube with an outside diameter of 60 mm and a wall thickness of 1.6 mm in standard quality and achieved with a tube 57 mm x 1.5 mm made of the bainitic steel according to the invention. The resulting advantages for the use of the steel according to the invention, in particular with regard to the weight reduction per meter of pipe length and the mass moment of inertia per meter of pipe length, are significant.

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. In addition to the pure mechanical-technological properties, notches reduce the service life of components subject to fatigue, in particular components subject to torsion such as drive shafts, for example. A distinction must be made here between external (scratches, grooves on the surface) and internal notches (defects, inclusions, phase boundaries between the same and different phases); The residual stress state in the component also has an influence on the load cycles to be achieved by the component, in addition to the external operating loads of the component.

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. The outer notches can be reduced by the manufacturing process of the component. The density and size of the inner notches are influenced by the manufacturing process of the steel material. The reduction of the density and size of imperfections and inclusions to increase the quality of steel materials is continuously pursued in the steelworks. The density and type of phase boundaries, on the other hand, depend on the set structure. Here, the bainitic structure proves to be advantageous compared to classic multiphase structures. The reason is that the structural components of bainite are generally comparatively small and the differences in hardness between the components are comparatively small. As a result, with a given density of phase boundaries, the stress concentration at the phase transitions is lower than in a classic multi-phase structure (e.g. dual-phase structure with ferrite and martensite). A lower stress concentration is to be equated with a lower notch effect. In the ideal case, a completely bainitic structure is formed, which is also retained during the further pipe production. Purely bainitic structures contain less internal stresses than materials with martensitic structures; they allow very high strength to be achieved, combined with high elongation and toughness. A high level of toughness, in turn, prevents rapid crack growth with repeated loads. In addition to the chemical composition of the steel, a higher one is therefore set Bainite content of great importance to achieve the properties of the components described above, such as the drive shaft.

Claims

Patentansprüche Claims

1. Stahlwerkstoff für ein auf Torsion beanspruchtes Bauteil, insbesondere eine Antriebswelle, bei dem der Stahlwerkstoff eine Mindestzugfestigkeit von 800 MPa aufweist und das Gefüge aus mehr als 50 Volumen-% Bainit besteht, aufweisend eine Legierung mit folgender Zusammensetzung in Gewichts-%: 1. Steel material for a component subjected to torsion, in particular a drive shaft, in which the steel material has a minimum tensile strength of 800 MPa and the structure consists of more than 50% by volume of bainite, having an alloy with the following composition in% by weight:

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, C: 0.02 to 0.3 Si: up to 0.7 Mn: 1.0 to 3.0 P: max. 0.02 S: max. 0.01 N: max. 0.01 AI: up to 0, 1 Cu: up to 0.2 Cr: up to 1.0 Ni: up to 0.3 Mo: up to 0.5 Ti: up to 0.2 V: up to 0.2 Nb: up to 0.1 B: up to 0.01 where 0.02 <Nb + V + Ti <0.25 is fulfilled,

Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen. 2. Stahlwerkstoff nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das Gefüge aus mindestens 70 Volumen-%, bevorzugt mindestens 90 Volumen-%, Bainit besteht und die Anteile an Restaustenit und Martensit und Ferrit < 30 Volumen-%, bevorzugt < 10 Volulumen-%, sind. 3. Stahlwerkstoff nach Anspruch 1 und 2, dadurch gekennzeichnet, dass in Bezug auf eines oder mehrerer der folgenden Elemente die Zusammensetzung in Gewichts-% ist: The remainder is iron and impurities from the melting process. 2. Steel material according to claim 1, characterized in that the structure consists of at least 70% by volume, preferably at least 90% by volume, bainite and the proportions of residual austenite and martensite and ferrite <30% by volume, preferably <10% by volume , are. 3. Steel material according to claim 1 and 2, characterized in that with respect to one or more of the following elements, the composition is in% by weight:

C: 0,02 bis 0,11 und/oder Si: 0,01 bis 0,5 und/oder Mn: 1 ,4 bis 2,C: 0.02 to 0.11 and / or Si: 0.01 to 0.5 and / or Mn: 1, 4 to 2,

2 und/oder AI: 0,015 bis 0,1 und/oder Cr: bis 0,2 and / or AI: 0.015 to 0.1 and / or Cr: to 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. 3 and / or Ni: up to 0.2 and / or Mo: 0.05 to 0.5 and / or B: max. 0.004 and / or where 0.05 <Nb + V + Ti <0.2.

4. Stahlwerkstoff nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, dass in Bezug auf folgende Elemente die Zusammensetzung in Gewichts-% wie folgt ist: 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. 4. Steel material according to claim 3, characterized in that, with respect to the following elements, the composition in% by weight is as follows: C: 0.05 to 0.11 and / or Si: 0.1 to 0.5 and / or Mn: 1.5 to 2.0 and / or N: 0.003 to 0.01 and / or Al: 0.03 to 0.1 and / or Ni: to 0.15 and / or Mo: 0.1 to 0 , 3 and / or Ti: 0.04 to 0.2.

5. Verfahren zur Herstellung eines auf Torsion beanspruchten Bauteils, insbesondere einer Antriebswelle, hergestellt aus einem nahtlosen oder geschweißten Vorrohr, be stehend aus einem Stahlwerkstoff nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass das Vorrohr einen im Vergleich zur geforderten Endab messung des Bauteils vergrößerten Durchmesser und größere Wanddicke aufweist, durchlaufend folgende Schritte: - Glühen des Vorrohres in einem Ofen in einem Temperaturbereich von 650 bis5. A method for producing a component subject to torsion, in particular a drive shaft, made from a seamless or welded front tube, be made of a steel material according to at least one of claims 1 to 4, characterized in that the front tube has a measurement compared to the required Endab of the component has enlarged diameter and greater wall thickness, the following continuous steps: - Annealing of the pre-tube in a furnace in a temperature range from 650 to

850 °C mit einer Ofenverweildauer von 5 bis 30 min mit anschließender Abkühlung auf Raumtemperatur, 850 ° C with an oven dwell time of 5 to 30 minutes with subsequent cooling to room temperature,

- Ziehen des Vorrohres mit mindestens einem Ziehvorgang auf die geforderte Endab messung der Antriebswelle, bei dem prozentual die Wanddicke des Vorrohres stärker reduziert wird als der Außendurchmesser des Vorrohres, - Pulling the front pipe with at least one drawing process to the required final dimension of the drive shaft, in which the wall thickness of the front pipe is reduced more in percentage than the outer diameter of the front pipe,

- optionales Adjustieren, insbesondere Biegerichten und Trennen, auf die geforderte Länge des Bauteils. - Optional adjustment, in particular bending straightening and cutting, to the required length of the component.

6. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, dass das Glühen des Vor- rohres auf eine Temperatur im Bereich von 700 bis 800 °C erfolgt. 6. The method according to claim 5, characterized in that the annealing of the pre-pipe takes place to a temperature in the range from 700 to 800 ° C.

7. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass das Glühen des Vor rohres auf eine Temperatur im Bereich von 720 bis 780 °C erfolgt. 7. The method according to claim 6, characterized in that the annealing of the pre-tube to a temperature in the range of 720 to 780 ° C takes place.

8. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 5 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass beim Ziehvorgang das prozentuale Verhältnis der Abnahme der Dicke des Vor rohres zur Reduktion des Außendurchmessers des Vorrohres größer ist als 2:1, vorteilhaft größer als 5: 1. 8. The method according to at least one of claims 5 to 7, characterized in that during the drawing process the percentage ratio of the decrease in the thickness of the front pipe to the reduction of the outer diameter of the front pipe is greater than 2: 1, advantageously greater than 5: 1.

9. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 5 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass das nahtlos hergestellte Vorrohr warmgewalzt und das geschweißte Rohr aus Warm- oder Kaltband hergestellt wird. 9. The method according to at least one of claims 5 to 8, characterized in that the seamlessly produced front pipe is hot-rolled and the welded pipe is made from hot or cold strip.

10. Auf Torsion beanspruchtes Bauteil, insbesondere auf Torsion beanspruchte und rohrförmige Antriebswelle, hergestellt aus einem Stahlwerkstoff nach mindestens ei nem der Ansprüche 1 bis 4. 10. A component subject to torsion, in particular a tubular drive shaft subject to torsion, made from a steel material according to at least one of claims 1 to 4.

11. Verwendung eines Stahlwerkstoffs nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 4 zur Herstellung eines Rohres, insbesondere eines auf Torsion beanspruchten Bau- teils, besonders bevorzugt einer Antriebswelle. 11. Use of a steel material according to at least one of claims 1 to 4 for the production of a pipe, in particular a component subject to torsion, particularly preferably a drive shaft.