Die Erfindung betrifft einen Stahl, welcher insbesondere korrosionsbeständige Eigenschaften aufweist und eine Ausscheidungshärtung zum Erzielen hoher Härten ermöglicht.

Des Weiteren betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlbauteils, das Verfahren umfassend ein Erschmelzen einer Stahlschmelze aus dem erfindungsgemäßen Stahl.

Schließlich betrifft die Erfindung auch ein Bauteil, das aus einem erfindungsgemäß beschaffenen Stahl hergestellt ist sowie vorteilhafte Verwendungen des Stahls.

Stahlwerkstoffe sind häufig entweder durch eine hohe Korrosionsbeständigkeit oder durch eine hohe Härte bzw. Verschleißbeständigkeit gekennzeichnet. Entsprechend dem jeweiligen Anwendungsgebiet werden Stahlwerkstoffe anhand dieser Aufteilung ausgewählt, abhängig davon, welche der Eigenschaften bei den Anwendungen im Vordergrund steht.

Für einige Anwendungsgebiete ergibt sich jedoch das Erfordernis, sowohl korrosions- als auch verschleißbeständige Werkstoffe bereitzustellen. Beispiele für solche Gebiete sind Spezialanwendungen in der Luft-, Schiffs- und Raumfahrt sowie in der chemischen Industrie, wobei Verschleiß unterliegende Oberflächen gleichzeitig korrosiven Medien ausgesetzt werden.

Im Stand der Technik ist die Verwendung von martensitischen Stählen mit vergleichsweise geringen Kohlenstofgehalten zur Erzielung eines Kompromisses aus Korrosions- und Verschleißbeständigkeit bekannt.

Typische Exemplare dieser Stähle sind unter den Werkstoffnummern 1.4542 und 1.4545 in der Stahl-Eisen-Liste genormt. Das Gefüge entsprechender Stähle kann über eine Wärmebehandlung und ggf. über ein Abschrecken in ein überwiegend martensitisches Gefüge umgewandelt werden. Aufgrund des geringen Kohlenstoffgehalts dieser Stähle wird dabei zwar zunächst keine hohe Härte erzielt, die Stähle sind jedoch über eine anschließende Ausscheidungswärmebehandlung unter Bildung intermetallischer Phasen aushirtbar. Hierdurch ist die Korrosionsbeständigkeit dieser Werkstoffe nach der Ausscheidungswärmebehandlung vergleichbar mit der Korrosionsbeständigkeit von konventionellen rostfreien austenitischen Werkstoffen, wobei jedoch insgesamt eine höhere Härte und Festigkeit erzielt werden kann.

Prinzipiell ist jedoch eine weitere Steigerung der Härte und Festigkeit vonStahlwerkstoffen wünschenswert, wobei jedoch die Korrosionsbeständigkeit nicht beeinträchtigt werden sollte.

Neben dem voranstehend erläuterten Stand der Technik ist aus der WO 2017/198530 A1 ein Stahlwerkstoff, der insbesondere für Pumpen und desgleichen geeignet sein soll, bekannt, der aus, in Masse-%, C: < 0,050 %, Si: < 0,70 %, Mn: < 1,00 %, P: < 0,030 %, S: < 0,010 %, Cr: 14 - 15,50 %, Mo: 0,30-0,60 %, Ni; 4,50 - 5,50 %, V: < 0,20 %, W: < 0,20 %, Cu: 2,50 - 4,00 %, Co: < 0,30 %, Ti: < 0,05 %, AI: < 0,05 %, Nb: < 0,05 %, Ta: < 0,05 %, N: < 0,05 % besteht. Die Legierung des Stahlwerkstoffs ist hier so ausgelegt, dass eine Nb-Stabilisierung und die Entstehung von Hartphasen vermieden wird, die aus Sicht des Standes der Technik die Zähigkeit vermindern würden. Des Weiteren ist aus der WO 00/53821 A1 eine ausscheidungshirtbare, martensitische, rostfreie Stahllegierung bekannt, die aus, in Masse-%,

≤ 0,030 % C, ≤ 1,00 % Mn, ≤ 1,00 % Si, ≤ 0,030 % P, 0,005 - 0,015 % S, 14,00 -15,50 % Cr, 3,50 - 5,50 % Ni, ≤ 1,00 % Mo, 2,50 - 4,50 %Cu, einem Nb- und Ta-Gehalt, die bei einem Nb-Gehalt von höchstens 0,3 % und einem Ta-Gehalt von höchstens 0,05 % in Summe die Anforderung (5 × C) - 0,30 % erfüllen, ≤ 0,05 AI, ≤ 0,010 % B, ≤ 0,030 N und als Rest aus Fe und üblichen Verunreinigungen besteht. Die Legierung soll gegenüber bekannten hochfesten ausscheidungshärtbaren 15Cr-5Ni- Edelstahllegierungen überlegene Bearbeitungseigenschaften bieten und gleichzeitig die in AMS 5659 für kritische Anwendungen spezifizierten Anforderungen an Festigkeit, Duktilität und Härte erfüllen. Beispielhaft umfasst die Stahllegierung dabei ein Stahl, der aus, in Masse-%, 0,022 C %, 0,23 % Si, 0,44 % Mn, 15,29 % Cr, 4,73 % Ni, 3,79 % Cu, 0,25 % Mo, 0,45 % Nb, 0,028 % P, 0,003 % S, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen besteht.

Aus der EP 3385403 A1 ist darüber hinaus ein hochfestes nahtloses Edelstahlrohr bekannt, das auch bei großen Wanddicken eine hohe Festigkeit, eine ausgezeichnete Tieftemperaturzähigkeit und eine ausgezeichnete Korrosionsbeständigkeit besitzen soll. Hierzu besteht das Edelstahlrohr aus, in Masse-%, C: 0,05 % oder weniger, Si: 1,0 % oder weniger, Mn: 0,1 bis 0,5 %, P: 0,05 % oder weniger, S: weniger als 0,005 %, Cr: mehr als 15,0 % bis 19,0 % oder weniger, Mo: mehr als 2,0 % bis 3,0 % oder weniger, Cu: 0,3 bis 3,5 %, Ni: 3,0 % oder mehr und weniger als 5,0 %, W: 0,1 bis 3,0 %, Nb: 0,07 bis 0,5 %, V: 0,01 bis 0,5 %, AI: 0,001 bis 0,1 %,

N: 0,010 bis 0,100 %, O: 0,01 % oder weniger, und Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen als Rest. Dabei sollen die Gehalte an Nb, Ta, C, N und Cu die Bedingung 5,1 × Nb + 0,5 × Ta - 10 - 2,2 / C + 1,2 N + Cu ≥ 1,0 erfüllen. Das Stahlrohr hat eine Mikrostruktur, die aus 45% oder mehr einer getemperten Martensitphase, 20 bis 40 % einer Ferritphase und mehr als 10 % und 25 % oder weniger einer Restaustenitphase, ausgedrückt als Volumenverhältnis, gebildet wird.

Gemäß der EP 2 145970 A1 soll ein ausscheidungshärtender, martensitischer, rostfreier Stahlgussstahl mit guter Gießbarkeit und hoher Festigkeit sowie ausgezeichneter Zerspanbarkeit im angelassenen Zustand, der für Maschinen- und Konstruktionsteile geeignet ist, aus, in Masse-%,

0,08 - 0,18 % C, ≤ 1,5 % Si, ≤ 2,0 % Mn, 0,005 - 0,4 % S, 13,5 - 16,5 % Cr, 3,0 - 5,5 % Ni, 0,5 - 2,8 % Cu, 1,0 - 2,0 % Nb und ≤ 0.12 % N, wobei die Mengen an C, N und Nb die Bedingung -0,2 ≤ 9 (C% + 0,86 N%) - Nb% ≤

1,0 erfüllen, und als Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen bestehen, wobei die Struktur des gegossenen rostfreien Stahls Cu- Ausscheidungen mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von 0,1 - 0,4 μm aufweist, die in einer auf angelassenem Martensit basierenden Matrix dispergiert sind.

In der WO 97/40204 A1 ist eine Refinerscheibe zur Behandlung von Papierzellstofffasern bekannt, die aus einer rostfreien Stahllegierung hergestellt ist, die aus, in Masse-%, 0,2 - 0,4 % C, 0,5 - 1,5 % Mn, 0,5 - 1,5 % Si, ≤ 0,05 % S, 0, 05 % P, 14 - 18 % Cr, 2 - 5 % Ni, 2 - 5 % Cu, ≤ 1 %

Mo, 1 ,5 - 2,5 % Nb und als Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht. Niob bildet während des Schmelzprozesses bei hohen Temperaturen Karbide. Beim Abkühlen werden diese Karbide gleichmäßig im Gefüge verteilt.

Aus der EP 3 117934 A1 ist ein Edelstahlpulver bekannt, das durch Verpressen zu einem Bauteil oder Halbzeug verarbeitet wird. Die Partikel des Edelstahlpulvers bestehen aus einem Stahl, der, in Masse-%, aus C: ≤ 0.05 %, Si: ≤ 1,0 %, Mn: ≤ 1,8 %, Ni: 3,0 bis 8,5 %, Cr: 12,0 bis 20,0 %, Mo: 0,1 bis 2,5 %, Mo: 0,1 bis 2,5 %, Cu: 1,0 bis 5,0 % und/oder Ti + AI: 1,0 bis 5,0 %, Nb + Ta ≥ 5 C oder Nb ≥ 5 C, N ≤ 350 ppm; Rest Fe und Verunreinigungen besteht. Ein aus dem Stahlpulver hergestellter gesinterter Kompaktkörper soll einen Martensitgehalt von 90% oder mehr aufweisen.

Aus der EP 2 832 881 A1 ist ein Stahl für Ölbohranwendungen bekannt, der eine ausgezeichnete Hochtemperaturkorrosionsbeständigkeit aufweist und stabil eine Festigkeit von nicht weniger als 758 MPa erreichen soll. Der Stahl besteht aus, in Masse-%, C: ≤ 0,05 %, Si: ≤ 1 ,0 %, Mn: 0,01 - 1 ,0%, P: ≤

0,05 %, S: < 0,002 %, Cr: 16 - 18 %, Mo: 1,8 - 3 %, Cu: 1 ,0 - 3,5 %, Ni: 3,0 - 5,5 %, Co: 0,01 - 1 ,0 %, AI: 0,001 - 0,1 %, O: ≤ 0,05 % und N: ≤ 0,05 %, _. optional Nb ≤ 0,3 % wobei der Rest aus Fe und Verunreinigungen besteht. Dabei erfüllen die Gehalte an Cr, Ni, Mo und Cu die Bedingung Cr + 4 Ni + 3 Mo + 2 Cu ≥ 44 und Cr + 3 Ni + 4 Mo + 2 Cu / 3 ≤ 46.

Die JP 2015 147975 A offenbart ebenfalls eine Variante eines ausscheidungshärtenden rostfreien Stahls. Dieser enthält, in Masse-%, 0,02

≤ C < 0,070 %, 0,05 ≤ Si < 0,50 %, 0,1 ≤ Mn ≤ 1.0 %, 0.003 ≤ P ≤ 0.050 %,

S < 0.02 %, 2.0 < Cu ≤ 4.0 %, 2.0 < Ni < 4.0 %, 13.0 ≤ Cr < 17.0 %, 0.03 ≤ Mo < 1.00 %, 0.10 ≤ Nb ≤ 0.40 %, 0. 001 ≤ AI ≤ 0.030 %, 1.0 < Co < 3.0 %,

O ≤ 0.020 %, und 0.025 < N ≤ 0.070 %, wobei der Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht und die Gehalte an C und N die Bedingung 0,060 ≤ C+N ≤ 0,100 %, die Gehalte an Cu und Ni die Bedingung Cu/Ni ≤ 1 ,20 erfüllen.

Gemäß der EP 0 649 915 A1 besteht ein hochfester martensitischer rostfreier Stahl, in Masse-%, aus 0,06 % oder weniger C, 12 bis 16 % Cr,

≤ 1 % Si, ≤ 2 % Mn, 0,5 bis 8 % Ni, 0,1 bis 2,5 % Mo, 0,3 bis 4 % Cu,

≤ 0,05 % N, optional 0,01 - 0,1 % Nb und als Rest aus Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen. Dabei weist der Stahl gemäß den in dieser Veröffentlichung enthaltenen Beispiele Al-Gehalte von jeweils weniger als 0,03 Masse-% auf und besitzt ein Flächenverhältnis der Delta-Ferrit- Phase von höchstens 10 % sowie feine Kupferausscheidungen, die in einer Matrix dispergiert sind.

Aus der EP 2 341 161 A1 ist ein hochfestes Rohr aus rostfreiem Stahl bekannt, der, in Masse-%, aus C: ≤ 0,05 %, Si: ≤ 1 ,0 %, P: ≤ 0,05 %, S:

< 0,002 %, Cr: >16 - 18 %, Mo: >2 - 3 %, Cu: 1 - 3,5 %, Ni: 3 - < 5 %, AI: 0,001 - 0,1 % und O: ≤ 0,01 %, Mn: ≤ 1 % N: ≤ 0,05 % optional Nb: ≤ 0,3 % und als Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, wobei die Gehalte an Mn und N die Bedingung Mn × (N - 0,0045) ≤ 0,001 erfüllen und wobei das Gefüge des Rohrs hauptsächlich aus einer martensitischen Phase sowie 10 bis 40 Vol.-% des Gefüges aus ferritischer Phase und bis zu 10 Vol.-% des Gefüges aus Restaustenit besteht.

In der CN 107 385 144 A ist ein Verfahren zur Erzeugung eines Edelstahls beschrieben, der zur Gattung der unter der Bezeichnung 17-4PH bekannten Stähle gehört. Typische Vertreter dieser Gattung sind die Stähle, die in der StahlEisen Liste die Werkstoffnummern 1.4548 und 1.4542 erhalten haben.

Aus der EP 2 918697 A1 ist ein Stahl, für nahtlose Rohre für Ölbohranwendungen bekannt, der, in Masse-%, C: 0,05 % oder weniger, Si:

≤ 0,5 %, Mn: 0,15 - 1 ,0 %, P: ≤ 0,030 %, S: ≤ 0,005 %, Cr: 15,5 - 17,5%, Ni: 3,0 - 6,0%, Mo: 1,5 - 5,0%, Cu: ≤ 4,0 %, W: 0,1 - 2,5 % und N: ≤ 0,15 % so enthält, dass die Bedingung 5,9 x (7,82 + 27C - 0,91Si + 0,21 Mn - 0,9Cr + Ni - 1 ,1Mo + 0,2Cu + 11 N) ≥ 13,0 erfüllt ist. Optional zusätzlich können in dem Stahl unter anderem Gehalte an 0,02 - 0,5 % Nb und/oder 0,02 - 0,16 % Ti sowie bis zu 0,1 % AI vorhanden sein.

Aus der US 2012/031530 A1 ist ein rostfreier Stahl bekannt, der aus C: ≤ 0,05%, Si: ≤ 0,5%, Mn: 0,01 - 0,5%, P: ≤ 0,04%, S: ≤ 0,01%, Cr:

>16,0 - 18,0%, Ni: > 4,0 und ≤ 5,6 %, Mo: 1 ,6 - 4,0 %, Cu: 1 ,5 - 3,0 %, AI: 0,001 - 0,10 % und N: ≤ 0,050 %, optional ≤ 0,25 % Nb, Rest Fe und Verunreinigungen besteht. Die Gehalte an Cr, Cu, Ni und Mo erfüllen dabei die Bedingungen Cr + Cu + Ni + Mo≥25.5 sowie -8 ≤ 30(C+N) + 0,5Mn +

Ni + Cu/2 + 8,2-1,1(Cr+Mo) ≤ -4. Gleichzeitig enthält das Gefüge des Stahls eine martensitische Phase und eine ferritische Phase mit einem Volumenverhältnis von 10 bis 40 %, während das Verteilungsverhältnis der ferritischen Phase höher als 85 % ist.

Die EP 1 992709 A1 offenbart ein Metallpulver zur Verwendung in einem additiven Herstellungsverfahren zur Erzeugung dreidimensionalerGegenstände, wobei das Pulver mittels eines Lasers oder Elektronenstrahls oder einer anderen Wärmequelle verfestigt wird. Die Partikel des Pulvers enthalten dabei, in Masse-%, ≤ 0,07 % C, 14,00 - 15,50 % Cr, 3,5 - 5,0 %

Ni und 3,0 - 4,5 % Cu, Rest Fe, und weisen eine mittlere Teilchengröße d50 von 20 μm bis 100 μm auf. Gemäß einer bevorzugten Ausgestaltung besteht der dieser Maßgabe genügende Stahl aus 0,02 (max. 0,04) % C, 0,01 (max. 0,02) % P, 0,4 (max. 0,6 %) Si, 4,2 ± 0,2 % Ni, 3,6 ± 0,2 % Cu, 0,1 (max. 0,2) % Mn, 0,01 % S, 14,3 ± 0,2 % Cr, 0 - 0,2 % Mo, 0,3 ± 0,02 % Nb, 0,04 (max. 0,08 %) N, Rest Fe.

Schließlich ist aus der DE 10 2016202 885 A1 ein hohe S-Gehalte aufweisendes Stahlpulver für ein additives Fertigungsverfahren bekannt, dessen Partikel aus, in Masse-%, C: < 0.10 %, Si: 2.0 - 9.0 %, Mn: 0.05 - 6.0 %, Cu: 0.5 - 4.0 %, Ni: 1.0 - 24.0 %, Cr: 6.0 - 28.0 %, Mo: 0.2 - 4.0 %,

Nb: 0.03 - 2.0 % und als Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht.

Vor dem Hintergrund des voranstehend aufgezählten Standes der Technik hat sich die Aufgabe ergeben, einen Stahl zu nennen, welcher sich durch hohe Härte und Festigkeit bei einer guten Korrosionsbeständigkeit auszeichnet. Des Weiteren sollteein auf einem solchen Stahl basierendes Verfahren genannt werden, dass die zuverlässige Herstellung von Bauteilen mit hoher Härte, Verschleißbeständigkeit und Korrosionsbeständigkeit erlaubt.

Schließlich sollte auch noch ein Stahlbauteil sowie vorteilhafte Verwendungen des Stahls angegeben werden.

In Bezug auf den Stahl schlägt die Erfindung eine Zusammensetzung gemäß Anspruch 1 vor.

Ein die voranstehend genannte Aufgabe erfindungsgemäß lösendes Verfahren ist in Anspruch 8 angegeben.

Schließlich wird die oben in Bezug auf das Bauteil genannte Aufgabe erfindungsgemäß dadurch gelöst, dass ein Stahlbauteil aus einem erfindungsgemäß beschaffenen Stahl und insbesondere durch Anwendung des erfindungsgemäßen Verfahrens hergestellt ist. Vorteilhafte Verwendungen des Stahls sind in Anspruch 14 genannt.

Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben und werden nachfolgend im Einzelnen erläutert.

Die Erfindung schlägt demnach einen Stahl vor, der aus, in Masse-%,

C: ≤ 0,02 %,

Si: ≤ 1,0 %

Mn: ≤ 2,0 %,

Cr: 14,0 - 18,0 %,

Ni: 3,0 - 6,0 %,

Cu: 2,0 - 4,0 %, optional Co: ≤ 6,0 %, Nb: 1 ,0 - 5,0 %, optional W: 0,45 - 5,0 %, wobei die Summe der Gehalte an Nb und W mindestens 1 ,0 % und höchstens 5 % beträgt, optional Mo: 0,25 - 6,0 %, optional AI: 0,25 - 6,0 %, optional Ti: 0,25 - 6,0 %, wobei die Summe der Gehalte an AI und Ti im Fall ihrer Anwesenheit 0,25 - 6,0 % beträgt,

P: ≤ 0,035 %,

S: ≤ 0,035 %,

Rest Eisen und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen besteht.

Die Legierungsvorschrift, die die Erfindung für den erfindungsgemäßen Stahl vorgesehen hat, ist so abgestimmt, dass die Möglichkeit einer effektiven Ausscheidungshärtung eröffnet wird. Der erfindungsgemäße Stahl ist dabei so zusammengesetzt, dass in Fällen, in denen besonders hohe Härten und Festigkeiten von denen aus dem erfindungsgemäß Stahl gefertigten Bauteilen gefordert werden, diese Härten und Festigkeiten durch eine Wärmebehandlung eingestellt werden können, der das Stahlbauteil nach seiner Herstellung unterzogen wird.

Gleichzeitig werden allerdings die Bildung von Karbiden und Nitriden und damit verbundene nachteilige Auswirkungen auf die Zähigkeit und Korrosionsbeständigkeit des Werkstoffs unterbunden. Der erfindungsgemäße Stahl ist hierbei im technischen Sinne insbesondere frei von C und/oder frei von N, in dem Sinne, dass C und/oder N lediglich als unvermeidbare Verunreinigungen im Stahl vorhanden sind und nicht hinzulegiert werden.

Durch die Abstimmung der Legierungskomponenten zur Ausscheidungshärtung und insbesondere mit dem spezifischen Cr-Gehalt wird zudem eine gute Korrosionsbeständigkeit auch im wärmebehandelten Zustand bereitgestellt, insbesondere da ein Abbinden des Cr-Gehalts im Wesentlichen vermieden wird.

Ein erfindungsgemäßes Verfahren zur Herstellung eines Stahlbauteils umfasst folglich folgende Arbeitsschritte: a) Bereitstellen eines Stahlwerkstoffs bestehend aus, in Masse-%,

C: ≤ 0,02 %

Si: ≤ 1,0 %

Mn: ≤ 2,0 %,

Cr: 14,0 - 18,0 %,

Ni: 3,0 - 6,0 %,

Cu: 2,0 - 4,0 %, optional Co: ≤ 6,0 %,

Nb: 1 ,0 - 5,0 %, optional W:0,45 - 5,0 %, wobei die Summe der Gehalte an Nb und W mindestens 1 ,0 % und höchstens 5 % beträgt, optional Mo: 0,25 - 6,0 %, optional AI: 0,25 - 6,0 %, optional Ti: 0,25 - 6,0 %, wobei die Summe der Gehalte an AI und Ti im Fall ihrer Anwesenheit 0,25 - 6,0 % beträgt,

P: ≤ 0,035 %,

S: ≤ 0,035 %,

Rest Eisen und herstellungsbedingt unvermeidbare Verunreinigungen; b) Urformen des im Arbeitsschritt a) bereitgestellten Stahlwerkstoffs zu einem Stahlbauteil; c) optionales Lösungsglühen des im Arbeitsschritt b) erzeugten Stahlbauteils; und d) Wärmebehandeln des Stahlbauteils zur Bildung von festigkeitssteigernden Ausscheidungen im Gefüge des Stahlbauteils.

Wenn im vorliegenden Text Angaben zu Legierungsgehalten von Stählen und Stahlwerkstoffen gemacht werden, beziehen sich diese jeweils auf die Masse (Angaben in Masse-%), sofern nicht anders ausdrücklich angegeben. *

Den einzelnen Legierungselementen des erfindungsgemäßen Stahls kommen dabei folgende Bedeutungen zu:

Kohlenstoffe" wird im erfindungsgemäßen Stahl insbesondere nicht gezielt zugegeben, kann aber als Verunreinigung in Gehalten von bis zu 0,02 Masse-% vorhanden sein. Kohlenstoff wird in der Regel über andere Legierungselemente unvermeidbar in den metallurgischen Prozess als Verunreinigung eingebracht. Dabei ist der C-Gehalt erfindungsgemäß auf höchstens 0,02 Masse-% beschränkt, um eine Bildung von Cr-haltigen Karbiden als Ausscheidungen und eine hiermit verbundene Reduzierung der Korrosionsbeständigkeit zu verhindern.

Silizium "Si" kann im erfindungsgemäßen Stahl bei der Aufschmelzung von Ausgangsmaterialien zur Desoxidation dienen und kann hierzu in den im Stand der Technik üblichen Gehalten vorgesehen sein. Zudem kann durch die Anwesenheit von Silizium eine Senkung der Schmelztemperatur und eine Reduzierung der Viskosität der Schmelze erreicht werden. Hieraus erfolgt eine vereinfachte Herstellung von Bauteilen aus dem Stahl. Eine zu diesem Zweck gezielte Zugabe auf einen Gehalt von mindestens 0,3 Masse-% Si kann daher vorteilhaft sein. Mit steigendem Si-Gehalt wird jedoch Ferrit im Gefüge stabilisiert, weshalb der Si- Gehalt auf höchstens 1,0 Masse-%, insbesondere weniger als 1,0 Masse-% oder höchstens 0,8 Masse-%, beschränkt ist. Mangan "Mn" ist im erfindungsgemäßen Stahl mit einem Gehalt von maximal 2,0 Masse-%, insbesondere weniger als 2,0 Masse-%, vorgesehen. So werden durch die Anwesenheit ausreichender Gehalte an Mn ähnlich wie durch die Anwesenheit von Si der Schmelzpunkt des Stahls herabgesetzt und die Viskosität der Metallschmelze gesenkt, so dass auch die gezielte Zugabe von Mn zur Vereinfachung der Herstellung von Bauteilen aus dem Stahl beitragen kann. Zudem bindet Mn Schwefel durch Bildung von MnS ab. Gleichzeitig trägt der gelöste Anteil an Mn zur Stabilisierung von Austenit bei, wodurch der Anteil an δ- Ferrit am Gefüge reduziert werden kann. Um diese vorteilhaften Effekte der Anwesenheit von Mn nutzen zu können, kann ein Mn-Gehalt von mindestens 0,1 Masse-%, insbesondere mindestens 0,3 Masse-% oder mindestens 0,5 Masse-%, vorgesehen werden. Der Mn-Gehalt ist jedoch auf maximal 2,0 Masse-% begrenzt, um eine unerwünschte Stabilisierung von Restaustenit zu verhindern. Negative Einflüsse der Anwesenheit von Mn lassen sich weiter dadurch verringern, dass der Mn-Gehalt auf weniger als 2,0 Masse-%, insbesondere höchstens 1,0 Masse-% oder höchstens 0,8 Masse-%, beschränkt wird.

Chrom "Cr" wird im erfindungsgemäßen Stahl benötigt, um eine Korrosionsbeständigkeit für aus dem Stahl hergestellte Bauteile bereitzustellen. Hierbei ist ein Cr-Gehalt von mindestens 14,0 Masse-% vorgesehen, um eine für die jeweilige Anwendung geforderte hohe Korrosionsbeständigkeit zu erzielen. Damit diese Wirkung sicher erreicht wird, kann der Cr-Gehalt auf mindestens 14,5 Masse-%, insbesondere mindestens 15,0 Masse-%, angehoben werden. Zu hohe Gehalte an Cr stabilisieren jedoch auch das ferritische Gefüge und erhöhen damit den Anteil an verbleibendem δ-Ferrit in der Stahlmatrix, so dass Cr-Gehalte oberhalb von 18,0 Masse-% zu vermeiden sind. Um eine sehr hohe Korrosionsbeständigkeit bei einem gleichzeitig möglichst geringen Anteil an δ- Ferrit im Gefüge zu erhalten, kann in einer Ausgestaltung der Erfindung der Cr- Gehalt 14,50 - 18,0 Masse-%, insbesondere 15,00 - 17,50 Masse-%, betragen. Nickel "Ni" ist im erfindungsgemäßen Stahl unter anderem vorhanden, um die für die jeweils geforderte Festigkeit notwendige Aushärtbarkeit des Stahls zu gewährleisten. Weiter kann Ni die Korrosionsbeständigkeit erhöhen und eine Steigerung der Zähigkeit herbeiführen. Die Verbesserung der Aushärtbarkeit durch den Beitrag von Ni ist sowohl auf die Stabilisierung des Austenits bei einem Lösungsglühen zurückzuführen, wodurch eine diffusionslose Gitterumklappung beim Abschrecken ermöglicht wird, als auch auf die Ausbildung intermetallischer Phasen während einer Ausscheidungshärtung wie beispielsweise intermetallische Phasen vom Typ Ni ₃ Ti und Ni ₃ AI. Nickel stabilisiert dabei effektiv die austenitische Phase und reduziert somit die Anteile an δ-Ferrit im Gefüge eines aus dem Stahl hergestellten Bauteils. Erfindungsgemäß ist daher ein Mindestgehalt an Ni von 3,0 Masse-% vorgesehen, wobei sich Ni-Gehalte von mindestens 3,5 Masse-%, insbesondere mehr als 3,5 Masse-%, als besonders günstig erwiesen haben. Die positiven Einflüsse von Ni lassen sich bis zu einem Gehalt von 6,0 Masse-% Ni vorteilhaft nutzen, wobei sich Gehalte von bis zu 5,5 Masse-%, insbesondere weniger als 5,5 Masse-% oder bis zu 5,0 Masse-%, in der Praxis als besonders vorteilhaft erweisen. Bei Gehalten von weniger als 5,0 Masse-% Ni kann der Ferritgehalt im Gefüge weiter reduziert werden, ohne dass dadurch die Aushärtbarkeit des Stahls wesentlich vermindert wird.

Kupfer "Cu" ist im erfindungsgemäßen Stahl in Gehalten von mindestens 2,0 Masse-% als Pflichtelement vorhanden, um die Ausscheidungshärtung zu unterstützen. Kupfer kann eine Beschleunigung der Ausscheidungshärtung bewirken, insbesondere da Kupfer als Nukleus für die Ausscheidung von intermetallischen Phasen dienen kann. Weiter können Kupferphasen wie ε-Cu ausgeschieden werden, welche selbst zur Härtesteigerung beitragen. Indem ein Mindestgehalt an Cu von 2,5 Masse-% vorgesehen wird, kann der Effekt von Cu auf die Ausscheidungshärtung verstärkt werden. Gleichzeitig würden jedoch zu hohe Cu-Anteile die austenitische Phase stabilisieren und könnten den Verbleib von Restaustenit verursachen. Um dies zu vermeiden, ist der Cu-Gehalt auf maximal 4,0 Masse-% beschränkt. Nachteilige Effekte der Anwesenheit von Cu lassen sich dabei dadurch besonders sicher vermeiden, dass der Cu-Gehalt höchstens 3,5 Masse-% beträgt.

Kobalt "Co" ist als optionales zusätzliches Element vorgesehen, um einerseits eine Austenitstabilisierung und eine damit verbundene Reduzierung des Gehalts an δ-Ferrit zu erhalten. Andererseits hat sich herausgestellt, dass Co auch indirekt zu der Ausscheidungshärtung beitragen kann, indem die Löslichkeit anderer Legierungselemente und insbesondere von Mo herabgesetzt werden kann, womit eine Bildung intermetallischer Phasen gefördert wird. Zur Unterstützung der Ausscheidungshärtung sind insbesondere mindestens 1 ,5 Masse-% Co im erfindungsgemäßen Stahl vorgesehen, wobei dieser Mindestgehalt insbesondere mit einem Hinzulegieren von Mo kombiniert wird. Überschreitet der Co-Gehalt 6 Masse-%, wird keine weitere wirtschaftlich sinnvolle Steigerung der positiven Einflüsse von Co erzielt. Insbesondere wird der Co-Gehalt hierzu auf weniger als 5,0 Masse-% beschränkt.

Im erfindungsgemäßen Stahl sind zudem Elemente aus der Gruppe "Nb, W, Mo,

AI, Ti" vorgesehen, wobei Nb von diesen Elementen als Pflichtbestandteil vorhanden ist. Die Elemente der Gruppe "Nb, W, Mo, AI, Ti“ tragen zur Ausscheidungshärtung bei. In Ausgestaltungen des erfindungsgemäßen Stahls ist lediglich Nb von den Elementen aus der Gruppe "Nb, W, Mo, AI, Ti" vorgesehen, d.h. nur Nb ist hinzulegiert, während die anderen Elemente der Gruppe allenfalls als unvermeidbare Verunreinigungen vorliegen. Neben Nb kann insbesondere Mo als zusätzliches Element vorgesehen sein, wobei Mo insbesondere auch in Kombination mit Co zugegeben sein kann. In weiteren Ausgestaltungen können jeweils zwei oder mehr Elemente der Gruppe "Nb, W, Mo, AI, Ti" in Kombination in der Legierung eines erfindungsgemäßen Stahls vorhanden sein. Beispiele hierfür sind Kombinationen von gezielten Zugaben von "Nb, W" sowie Kombinationen von gezielten Zugaben von "AI, Ti". Ebenso können aber auch Kombinationen von gezielten Zugaben von Mo mit mindestens einem Element der Gruppe "Nb, W" und/oder von Mo mit mindestens einem Element der Gruppe "AI, Ti" vorgesehen sein. Gleichfalls vorteilhaft kann es sein, wenn Mo mit Nb und W gleichzeitig oder Ti mit Nb und W vorhanden ist. Dabei gelten für die Gehalte der einzelnen Elemente der Gruppe "Nb, W, Mo, AI, Ti", sofern das jeweilige Element vorhanden ist, folgende Maßgaben:

Molybdän "Mo" kann im erfindungsgemäßen Stahl optional in Gehalten von bis zu 6,0 Masse-% vorhanden sein, um durch Ausscheidung von Mo-haltigen intermetallischen Phasen wie Fe ₂ Mo zur Ausscheidungshärtung beizutragen. Weiter kann durch den Mo-Gehalt die Bildung anderer intermetallischer Phasen begünstigt werden. Dabei kann ein Mindestgehalt von 0,25 Masse-% vorgesehen, um die Ausscheidung von intermetallischen Phasen zu begünstigen. Besonders sicher lassen sich die positiven Einflüsse auf die Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahls dadurch nutzen, dass der Mo-Gehalt auf mindestens 1,0 Masse-% Mit einem Mindestgehalt an Mo von mehr als 2,0 Masse-% kann eine weitere Verbesserung der Ausscheidungshärtung bewirkt werden. Steigende Mo- Gehalte können jedoch eine Stabilisierung des Ferrits im Gefüge bewirken, so dass die Obergrenze des Mo-Gehalts von 6,0 Masse-% einzuhalten ist. Ein optimaler Nutzen des Mo lässt sich bei Mo-Gehalten von höchstens 5,0 Masse-%, insbesondere höchstens 4,0 Masse-% oder höchstens 3,5 Masse-%, erzielen, wobei sich Mo-Gehalte von bis zu 3,0 Masse-% als besonders wirkungsvoll erwiesen haben.

Niob "Nb" ist dem erfindungsgemäßen Stahl zugegeben, um durch Abbinden von unvermeidbaren Kohlenstoffverunreinigungen das Stahlgefüge zu stabilisieren. Durch die Bildung von Niobkarbiden wird eine Ausscheidung von Chromkarbiden vermieden, welche sehr nachteilig für die Korrosionsbeständigkeit von aus dem Stahl hergestellten Bauteilen wären. Der Nb-Gehalt kann hierbei an dem Gehalt der Kohlenstoffverunreinigungen orientiert werden. So kann beispielsweise ein dem Fünffachen des C-Gehalts entsprechender Nb-Gehalt vorgesehen sein, um eine sichere Abbindung von C zu gewährleisten. Mit der Erfindung wurde darüber hinaus festgestellt, dass Nb sich auch sehr effektiv an der Ausscheidungshärtung beteiligt, so dass ein deutlich höherer Nb- Gehalt zur Verbesserung der erzielbaren Härte eingestellt werden kann, in einer Ausgestaltung ist Nb in Gehalten von mindestens 1 ,0 Masse-% vorgesehen, um die Ausscheidungshärtung zu verbessern. Masse-% Bei Nb-Gehalten von mehr als5,0 Masse-% tritt keine weitere Steigerung der positiven Einflüsse der Anwesenheit von Nb ein. Vielmehr können höhere Nb-Gehalte auch die Bildung von δ-Ferrit fördern. Um nachteilige Effekte von Nb im erfindungsgemäßen Stahl sicher zu vermeiden, kann der Nb-Gehalt auf maximal 3,0 Masse-% beschränkt sein.

Wolfram "W" kann im erfindungsgemäßen Stahl eine ähnliche Funktion wie Nb haben und ab Gehalten von 0,45 Masse-%, insbesondere von mindestens 1 ,0 Masse-%, zu einer deutlichen Verbesserung der Ausscheidungshärtung führen. Der W-Gehalt ist hierbei auf maximal 5,0 Masse-% und insbesondere maximal 3,0 Masse-% beschränkt, da höhere Gehalte zu keiner weiteren Härtesteigerung führen würden und gleichzeitig der Gehalt an δ-Ferrit zunehmen könnte.

Aufgrund der ähnlichen Wirkung sind die Gehalte an den Elementen Nb und W miteinander austauschbar. Besonders effektiv lassen sich die Wirkungen der Elemente Nb und W im erfindungsgemäßen Stahl daher dann nutzen, wenn Nb und W gleichzeitig in jeweils wirksamen Gehalten Masse-%vorhanden sind. Die Summe der Gehalte an Nb und dem optional vorhandenen W beträgt demnach 1 ,0 - 5,0 Masse-%, wobei sie im Fall der Anwesenheit von W 1,45 - 5,0 Masse-% beträgt. Gleichzeitig kann der Gesamtgehalt an Nb und W insbesondere auf höchstens 3,0 Masse-% beschränkt sein, um die Wirkung von Nb und dem optional zugegebenen W besonders effektiv zu nutzen.

Aluminium "AI" kann im erfindungsgemäßen Stahl in Gehalten von

0,25 - 6,0 Masse-% vorhanden sein. Ein Mindestgehalt von 0,25 Masse-% AI trägt dabei zur Ausscheidungshärtung durch die Bildung von intermetallischen Phasen insbesondere in Verbindung mit Nickel bei. Dabei können zur besonders effektiven Härtesteigerung mindestens 1,0 Masse-% Al vorgesehen sein. Zu hohe Gehalte an AI sind jedoch aufgrund der ferritstablisierenden Wirkung von AI zu vermeiden. Daher ist der Al-Gehalt auf maximal 6,0 Masse-% beschränkt. Indem der Al-Gehalt auf maximal 3,0 Masse-%, insbesondere maximal 2,0 Masse-%, beschränkt wird, lassen sich nachteilige Wirkungen der Anwesenheit von AI im erfindungsgemäßen Stahl besonders sicher unterbinden.

Titan "Ti" hat im erfindungsgemäßen Stahl eine ähnliche Wirkung _. wie Aluminium und kann zur Unterstützung der Ausscheidungshärtung durch Ausbildung intermetallischer Phasen eingesetzt werden. Hierzu kann ebenfalls ein Mindestgehalt von 0,25 Masse-% Ti, Insbesondere von 1,0 Masse-% Ti, vorgesehen sein. Zur Vermeidung einer übermäßigen Stabilisierung von Ferrit ist der Ti-Gehalt jedoch auf maximal 6,0 Masse-% beschränkt. Nachteilige Effekte der Anwesenheit von Ti im erfindungsgemäßen Stahl lassen sich dabei durch eine Reduzierung des Ti-Gehalts auf maximal 3,0 Masse-%, insbesondere maximal 2,0 Masse-%, besonders sicher vermeiden.

Wie erläutert, können Al oder Ti jeweils alleine im erfindungsgemäßen Stahl vorhanden sein. Aufgrund ihrer ähnlichen Wirkung sind Ti und AI jedoch gegeneinander austauschbar oder ergänzen einander, so dass auch eine Kombination von Gehalten an Al und Ti vorgesehen sein kann. Zwar hat es sich als grundsätzlich möglich herausgestellt, dass Al und Ti jeweils in Gehalten von0,45 - 6,0 Masse-% vorhanden sind. Jedoch erweist es sich als besonders wirtschaftlich, wenn die Summe der Gehalte an AI und Ti 0,45 - 6,0 Masse-% beträgt, wobei in diesem Fall beide Elemente jeweils in wirksamen Gehalten von beispielsweise jeweils mindestens 0,05 Masse-%, insbesondere mindestens 0,1 Masse-% oder mindestens 0,2 Masse-%, vorliegen und wobei die Summe der Gehalte an Nb und W 0,45 - 5,0 Masse-%, insbesondere 0,45 - 3,0 Masse-% oder 1,0 - 3,0 Masse-%, beträgt. Schwefel "S" und Phosphor "P" sind an sich unerwünschte Bestandteile im erfindungsgemäßen Stahl, können aber herstellungsbedingt als unvermeidbare Verunreinigungen in den Stahl gelangen, Ihre Gehalte sind in jedem Fall so zu begrenzen, dass sie keinen Einfluss auf die Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahls haben. Hierzu sieht die Erfindung eine Begrenzung des S-Gehalts und des P-Gehalts auf jeweils höchstens 0,035 Masse-% vor.

Der nicht von den voranstehend erläuterten Legierungselementen abgedeckte Rest der Zusammensetzung eines erfindungsgemäßen Stahls wird von Eisen und den herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen eingenommen, zu denen auch die Gehalte an S und P zählen, ln jedem Fall sind die Gehalte an den Verunreinigungen jeweils in einem so niedrigen Bereich zu halten, dass sie im Hinblick auf die angestrebten Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahls und der daraus hergestellten Bauteile keinen Einfluss haben.

Die Herstellung eines _, erfindungsgemäßen Bauteils aus dem erfindungsgemäßen Stahl erfolgt durch ein Urformverfahren, wobei hierzu nach dem Verständnis der Erfindung Gussverfahren, Verfahren der Pulvermetallurgie, additive Fertigungsverfahren, wie 3D-Drucktechniken, oder jedes andere Verfahren gehören, bei dem ein schmelzflüssiges oder pulverförmiges Stahlmaterial in eine das jeweilige Bauteil abbildende feste Form gebracht wird.

Hierzu kann ein nach Maßgabe der Erfindung zusammengesetzter und bereitgestellter Stahl (Arbeitsschritt a) des erfindungsgemäßen Verfahrens) im Arbeitsschritt b) des erfindungsgemäßen Verfahrens beispielsweise als Stahlschmelze zu einem Stahlbauteil vergossen oder als Stahlpulver oder Draht mit Verfahren der Pulvermetallurgie oder der additiven Fertigung zu dem jeweiligen Stahlbauteil geformt werden

Die Herstellung eines erfindungsgemäß zusammengesetzten Stahlpulvers kann in konventioneller Weise beispielsweise durch Gasverdüsen oder jedes andere geeignete Verfahren erfolgen, wobei eine erfindungsgemäß zusammengesetzte Stahlschmelze beispielsweise durch Gas- oder Wasserverdüsen oder eine Kombination aus diesen beiden Verdüsungsverfahren zu einem Stahlpulver zerstäubt wird. Erforderlichenfalls werden aus den so erhaltenen Pulverpartikeln für die erfindungsgemäße Weiterverarbeitung durch Sieben diejenigen selektiert, die eine geeignete Korngröße besitzen.

Eine pulvermetallurgische Erzeugung des Stahlbauteils kann dann beispielsweise durch Sintern und/oder heißisostatisches Pressen (HIP) des Stahlpulvers erfolgen.

Ebenso ist eine Erzeugung des Bauteils über eine additive Fertigung möglich. Unter "additiver Fertigung" sind Herstellverfahren zu verstehen, bei denen ein Werkstoff zur Erzeugung eines Bauteils hinzugefügt wird. Dabei erfolgt dieses Hinzufügen in der Regel schichtweise. "Additive Herstellverfahren", die in der Fachsprache oft auch als "generative Verfahren" oder auch allgemein als "3D- Drucken" bezeichnet werden, stehen damit im Gegensatz zu den klassischen subtraktiven Fertigungsverfahren, wie den spanenden Verfahren (z.B. Fräsen, Bohren und Drehen), bei denen Material abgetragen wird, um dem jeweils herzustellenden Bauteil seine Form zu verleihen.

Das additive Fertigungsprinzip ermöglicht es, geometrisch komplexe Strukturen herzustellen, die mit konventionellen Fertigungsverfahren, wie den schon genannten spanabhebenden Verfahren, Urformverfahren oder Umformverfahren nicht oder nur aufwendig realisiert werden können (s. VDI Statusreport "Additive Fertigungsverfahren", September 2014, herausgegeben vom Verein Deutscher Ingenieure e.V., Fachbereich Produktionstechnik und Fertigungsverfahren, www. vdi.de/statusadditiv).

Nähere Definitionen der Verfahren, die unter dem Oberbegriff "Additive Verfahren" zusammengefasst sind, finden sich beispielsweise in den.VDI- Richtlinien 3404 und 3405. Dabei kann die additive Fertigung unter Einsatz von Laserstrahlung und ein selektives Laserschmelzen und/oder Lasersintern durchgeführt werden. Ebenfalls kann das Stahlpulver unter Einwirkung von Elektronen in einem Elektronenstrahlschmelzen bzw, -sintern selektiv gefügt werden. Weitere mögliche additive Fertigungsmethoden umfassen einen 3D-Druck, wobei ein Bindemittel über einen Druckkopf auf das Pulver appliziert wird, sowie das Laserauftragsschweißen .

Eine Formgebung des Stahlbauteils kann ebenso insbesondere durch geeignete Umformverfahren (z.B, Walzen und Schmieden) und/oder materialabtragende Verfahren wie beispielsweise spanende Verfahren (z.B. Fräsen, Bohren und Drehen) vorgenommen werden. Eine Formgebung wird insbesondere zumindest teilweise vor dem Wärmebehandeln vorgenommen.

Optional kann das Stahlbauteil ein Lösungsglühen durchlaufen(Arbeitsschritt c) des Verfahrens), bei dem das Bauteil beispielsweise auf eine Lösungsglühtemperatur von 900 - 1200 °C, insbesondere 1000 - 1100 °C oder von 1020 - 1080 °C, gebracht wird. Das Bauteil kann insbesondere über eine Lösungsglühdauer von 1 - 5 h bei diesen Temperaturen gehalten werden, wobei der Stahlwerkstoff typischerweise mit Aufwärmraten von 1 - 20 K/min auf die Jeweilige Lösungsglühtemperatur erwärmt wird. Nach dem Lösungsglühen wird das Stahlbauteil mit hierzu bekannten Abschreckmitteln, wie Wasser, Öl, Polymeren, Emulsion oder inertes Gas, abgeschreckt, wobei Abkühlraten von 1 - 200 K/min, insbesondere von mindestens 5 K/min oder mindestens 20 K/min, zur Anwendung kommen können. So haben sich für das Abschrecken Abkühlraten von 30 - 200 K/min als besonders vorteilhaft herausgestellt. Neben einer Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit durch das Lösungsglühen kann das Gefüge des Stahls im Bauteil mit einer Überführung in die austenitische Phase und einer diffusionslosen Gitterumklappung beim Abschrecken eingestellt werden. Durch eine Tiefkühlung in flüssigem Stickstoff kann der im Gefüge des lösungsgelühten Stahlbauteils noch vorhandene, unerwünschte Restaustenitanteil zusätzlich reduziert werden. Durch das weitere Wärmebehandeln des Stahlbauteils {Arbeitsschritt d) des Verfahrens) werden festigkeitssteigernde Ausscheidungen im Gefüge des Stahlbauteils gebildet, so dass eine Aushärtungswärmebehandlung vorgenommen und eine Härtesteigerung des Stahlbauteils erzielt wird. Dies ist insbesondere, wie voranstehend erläutert, durch die Abstimmung der Legierungsbestandteile des erfindungsgemäßen Stahls möglich.

Das Wärmebehandeln (Arbeitsschritt d) des Verfahrens) wird insbesondere als Warmauslagerung durchgeführt, bei der beispielsweise das Stahlbauteil über eine Dauer von 0,5 - 80 Stunden, insbesondere von 2 - 10 h, bei einer Temperatur von 400 - 700 °C, insbesondere 450 - 550 °C, gehalten wird. Aufwärm raten und/oder Abkühlraten von 1 -20 K/min, insbesondere von 5 - 15 K/min können beispielsweise im Zusammenhang mit der Auslagerung verwendet werden.

Durch die Wärmebehandlung (Arbeitsschritt d) des erfindungsgemäßen Verfahrens) kann eine Steigerung ΔHRC der Härte um mindestens 5 HRC, insbesondere mindestens 10 HRC oder mindestens 13 HRC, erreicht werden, wobei in der Praxis sogar Steigerungen um mindestens 16 HRC erzielt werden. D.h. durch die erfindungsgemäß durchgeführte Wärmebehandlung lässt sich ein Bauteil erhalten, dessen Härte nach der Wärmebehandlung um den Betrag ΔHRC höher ist als vor der Wärmebehandlung. Mit ΔHRC ist also die Differenz der Härte des Stahlbauteils nach der Wärmebehandlung und der Härte des Stahlbauteils vor der Wärmebehandlung, jeweils angegeben in "HRC", bezeichnet (Härte HRC bestimmt gemäß aktuell gültiger DIN EN ISO 6508). Die Wärmebehandlung umfasst dabei typischerweise ein Lösungsglühen mit anschließendem Auslagern.

Beispielsweise wird das Wärmebehandeln bei erhöhten Temperaturen solange vorgenommen, bis die angegebene Härtesteigerung erreicht wird. Die entsprechenden Härtesteigerungen können hierbei deutlich über denen liegen, die bei aus den Standardwerkstoffen mit der Werkstoffnummer 1.4542 zu erzielenden Härtesteigerungen liegen, was insbesondere auf die erfindungsgemäße Zusammensetzung des Stahls zurückzuführen ist. Gleichzeitig weisen aus dem erfindungsgemäßen Stahl hergestellte Bauteile aufgrund der Abstimmung der Legierungsbestandteile eine gute Korrosionsbeständigkeit auf.

Wie voranstehend erläutert, kann durch die Einstellung der Legierung des erfindungsgemäßen Stahls das Gefüge des erfindungsgemäß erzeugten Bauteils bestimmt werden. Das Gefüge ist hierbei überwiegend martensitisch. Insbesondere gelingt es, den Anteil von δ-Ferrit im Gefüge des erfindungsgemäßen Stahls auf bis zu 20 Vol.-%, insbesondere bis zu 10 Vol.-% oder bis zu 5 Vol.-%, zu begrenzen, wobei sich eine Grenze von weniger als 20 Vol.-%, insbesondere weniger als 15 Vol.-% oder weniger als 10 Vol-%, als besonders praxisgerecht herausgestellt haben.

Der Gefügeanteil an (Rest-)Austenit im erzeugten Stahlbauteil wird vorzugsweise auf weniger als 20 Vol.-% reduziert, um ein möglichst vollständiges martensitisches Gefüge zu erhalten.

Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.

Es sind neun Schmelzen S1 - S4 erschmolzen worden, deren Zusammensetzung in Tabelle 1 angegeben ist. Hierbei entspricht die Zusammensetzung der Schmelze S1 der Nominalzusammensetzung des Standardwerkstoffs 1.4542 (17-4 PH) und dient als Vergleichsbeispiel.

Aus den Schmelzen S1 - S4 wurden gießtechnisch Proben erzeugt. Alle Proben wurden zunächst mit einer Aufheizrate von 10 K/min auf eine Temperatur von 1050 °C gebracht und auf dieser Temperatur für 2 h im Vakuum lösungsgeglüht. Zum Abschluss des Lösungsglühens wurden die Proben mit Stickstoffgas unter einem Druck von 3,5 bar abgeschreckt, wobei die Abkühlraten in einem Bereich von 30 - 50 K/min lagen.

Im Anschluss an das Lösungsglühen wurden die Proben mit einer Aufheizrate von 10 K/min auf 480 °C gebracht und für 5 h bei dieser Temperatur zur Bildung von festigkeitssteigernden Ausscheidungen im Gefüge des Stahls ausgelagert. Nach der Haltezeit wurden die Proben mit einer Abkühlrate von 10 K/min abgekühlt.

Nach dem Lösungsglühen (bzw. vor dem Auslagern) und nach dem Auslagern wurden jeweils die Härte in HRC nach der aktuell gültigen Norm DIN EN ISO 6508-1 bestimmt. Der Mittelwert aus jeweils fünf Einzelmessungen ist ebenfalls in der Tab. 1 wiedergegeben.

Wie den Ergebnissen der Härtemessungen zu entnehmen ist, erlauben die Proben aus dem erfindungsgemäßen Stahl entsprechend der Schmelzen S2 bis S4 eine sehr große Härtesteigerung durch eine Wärmebehandlung insbesondere aufgrund der Zusammensetzung der Legierung mit den spezifischen Gehalten der Elemente aus der Gruppe "Nb, W, Mo, AI, Ti".

Die erfindungsgemäßen Proben zeigen hierbei deutliche Härtesteigerungen insbesondere aufgrund des zusätzlichen Gehalts an Mo, welcher zur Bildung von intermetallischen Phasen beiträgt.

Die Proben S2, S3 und S4 zeigen zudem, dass eine gezielte Erhöhung des Nb-Gehalts zur Härtesteigerung beiträgt. So ist bei jeder der Proben S2, S3 und S4 eine Härtesteigerung von ΔHRC ≥ 16 HRC eingetreten. Eine Endhärte von mindestens 40 HRC wird für alle erfindungsgemäßen Proben erreicht. Die Proben aus dem erfindungsgemäßen Stahl S2, S3 und S4 weisen zudem eine hohe Korrosionsbeständigkeit auf und sind daher vorteilhaft zur Verwendung in der Medizintechnik oder in der Luft- und Raumfahrt.

Dabei ist der erfindungsgemäße Stahl insbesondere auch für eine pulvermetallurgische Verarbeitung geeignet, insbesondere mittels additiver Fertigung.

Legierungsangaben in Masse-%, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen; Angaben zur Härte und zur Härtesteigerung in HRC

Tabelle 1