DE102019111236A1

DE102019111236A1 - Stahlmaterial und Verfahren zu dessen Herstellung

Info

Publication number: DE102019111236A1
Application number: DE102019111236.2A
Authority: DE
Inventors: Christin Aumayr; Harald Leitner
Original assignee: Voestalpine Boehler Edelstahl GmbH and Co KG
Current assignee: Voestalpine Boehler Edelstahl GmbH and Co KG
Priority date: 2019-04-30
Filing date: 2019-04-30
Publication date: 2020-11-05
Also published as: EP3963113A1; CA3138382A1; WO2020221812A1; US20220184707A1

Abstract

Die Erfindung betrifft ein Stahlmaterial in Pulverform zum Verdrucken in additiven Herstellungsverfahren wie selektivem Laserschmelzen (SLM) oder selektivem Lasersintern (SLS) oder zur Verwendung in heißisostatischen Pressverfahren, wobei der Werkstoff die folgende Zusammensetzung aufweist:

Rest Eisen und unvermeidliche erschmelzungsbedingte Verunreinigungen, wobei das Pulver eine Partikelgrößenverteilung von 15 - 63 µm besitzt sowie ein Verfahren zu seiner Herstellung und ein Verfahren zur Erzeugung eines Bauteils hieraus.

Description

Die Erfindung betrifft ein Stahlmaterial für die additive Fertigung, seine Herstellung und ein Verfahren zum Herstellen von Gegenständen aus dem Stahlmaterial.
Additive Herstellverfahren sind mittlerweile bekannt und weit verbreitet. Es ist insbesondere bekannt, Werkstücke im sogenannten Pulverbettverfahren herzustellen. Beim Pulverbettverfahren wird auf einer Trägerplatte ein Pulver aufgebracht und das Pulver an den Stellen, an denen ein Bauteil bzw. eine Wandung oder dergleichen eines Bauteils entstehen soll, verschmolzen. Hierzu wird entsprechend Energie eingeleitet, beispielsweise über Laserstrahlen. Derartige Pulverbettverfahren funktionieren für eine Reihe von aufschmelzbaren Werkstoffen, das reicht von niedrig aufschmelzenden Werkstoffen, wie Kunststoffen, insbesondere Thermoplasten, bis hin zu Stahlmaterialien. Bei Stahlmaterialien werden insbesondere die Verfahren des selektiven Laserschmelzens und des selektiven Lasersinterns verwendet, Ist innerhalb einer Lage des Pulvers die gewünschte Verschmelzung erfolgt, wird eine weitere Pulverlage aufgelegt und die Trägerplatte abgesenkt. Sodann wird die nächste Pulverlage verschmolzen, einerseits miteinander und andererseits mit der darunter liegenden Pulverlage. Hierdurch wird im additiven Fertigungsverfahren ein Bauteil Schicht um Schicht aufeinanderfolgend gebaut.
Bei der klassischen Stahlherstellung wird ein Stahlmaterial beispielsweise in einem Konverter oder Elektrolichtbogen-Ofen erschmolzen, anschließend pfannenmetallurgisch behandelt, anschließend vergossen und beispielsweise anschließend geschmiedet, gewalzt oder in sonstiger Weise weiterverarbeitet.
Bei den klassischen Stahlherstellverfahren und insbesondere bei Edelstählen oder Stählen für besondere Anwendungen werden die Eigenschaften des Stahlmaterials über zumindest eine oder mehrere Wärmebehandlungsstufen eingestellt. Zu diesen Wärmebehandlungen gehört beispielsweise das Härten und Anlassen.
Da bei der Verarbeitung von Stahlpulvern diese herkömmlichen Herstellrouten verlassen werden, muss in anderer Weise sichergestellt werden, dass entsprechende Eigenschaften der Stahlmaterialien erzielt werden.
Ferner ist zu beachten, dass viele Stahlmaterialien leider bei additiven Fertigungsverfahren Besonderheiten zeigen, die die Beherrschbarkeit des additiven Fertigungsverfahrens ausschließen oder sehr stark erschweren. Hierzu kommt insbesondere auch, dass die Ausrüstung der Fertiger und insbesondere die Ausrüstung von Unternehmen, die Prototypen aus derartigen Stahlmaterialien erzeugen sollen, nicht der Ausrüstung von in großem Stil stahlverarbeitender Unternehmen entspricht.
Aufgabe der Erfindung ist es, ein Stahlmaterial für das additive Fertigen zur Verfügung zu stellen, welches bei gutmütigen Verarbeitungseigenschaften hervorragende Ergebnisse liefert, die auch die semiprofessionelle Erzeugung von Bauteilen hoher Qualität ermöglicht.
Die Aufgabe wird mit einem Stahlmaterial mit den Merkmalen des Anspruchs 1 gelöst.
Vorteilhafte Weiterbildungen sind in den Unteransprüchen gekennzeichnet.
Es ist eine weitere Aufgabe, ein Verfahren zur Herstellung des Stahlmaterials zu schaffen.
Die Aufgabe wird mit den Merkmalen des Anspruch 8 gelöst.
Vorteilhafte Weiterbildungen sind in den hiervon abhängigen Unteransprüchen gekennzeichnet.
Es ist eine weitere Aufgabe, ein Verfahren zur Herstellung eines Bauteils anzugeben.
Die Aufgabe wird mit einem Verfahren mit den Merkmalen des Anspruch 13 gelöst. Vorteilhafte Weiterbildungen sind in den hiervon abhängigen Ansprüchen gekennzeichnet.
Wenn nachfolgend von Prozent die Rede ist, insbesondere im Zusammenhang mit der Legierung bzw. chemischen Zusammensetzung eines Stahlmaterials sind nachfolgend immer Gew.-% (wt-%) gemeint. Sind nur die Legierungselemente aufgeführt, besteht der Rest auf 100 Gew.% immer aus Eisen und unvermeidlichen Verunreinigungen.
Der erfindungsgemäße Werkstoff besitzt eine ausgewählte chemische Zusammensetzung, die ihn für die additive Fertigung besonders prädestiniert.
Insbesondere besitzt der erfindungsgemäße Werkstoff einen niedrigen Kohlenstofflegierungsgehalt, so dass er in guter Weise additiv fertigbar ist. Der Werkstoff ist dabei so gutmütig im Fertigungsverhalten, dass er seriennah gefertigte Bauteile zulässt, die Gebrauchseigenschaften besitzen, die sie für den Einsatz ertüchtigen. Ferner ist dieses Material auf unterschiedliche Festigkeit vorvergütbar oder über thermochemische Verfahren, wie zum Beispiel PVD-Beschichten, Plasmanitrieren usw. randschicht- bzw. einsatzhärtbar.

Der erfindungsgemäße Werkstoff weist dabei eine Zusammensetzung wie folgt auf:

	C	Si	Mn	P	S	Cr	Mo	Ni	V+(Nb)
wt%	0,17-0,23	0,10-0,80	0,15-0,45	Max. 0,03	<0,035	0,8-2,0	0,15-0,80	0,1-2,0	0,1-0,2
Bevorzugt wt%	0,17-0,21	0,15-0,30	0,15-0,45	Max. 0,03	<0,035	0,8-1,1	0,15-0,25	1-1,5	0,1-0,2

Dieser erfindungsgemäße Werkstoff unterscheidet sich von einer Reihe bereits bekannter Werkstoffe, die jedoch nicht für additive Fertigungen eingesetzt wurden oder in der additiven Fertigung große Unterschiede aufweisen.

	C	Si	Mn	P	S	Cr	Mo	Ni	V+(Nb)
Erfindung	0,17-0,21	0,15-0,30	0,15-0,45	Max. 0,03	<0,035	0,8-1,1	0,15-0,25	1-1,5	0,1-0,2
17NiCr Mo6-4	0,14-0,20	<0,40	0,60-0,90	<0,025	<0,035	0,8-1,1	0,12-0,25	1,2-1,5	-

Der Hauptunterschied zwischen den gezeigten Werkstoffen liegt unter anderem im Vanadiumgehalt. Bei der Erfindung wurde Vanadium hinzulegiert um die Perlitbildung zu höheren Zeiten zu verschieben. Hiermit wird gegenüber dem bekannten Werkstoff verhindert, dass das Perlitgebiet erreicht wird. Um sicherzustellen zu können, dass man im gebauten Zustand ein bainitisches Gefüge erhält, ist die Zugabe von Vanadium wie sich herausgestellt hat, unbedingt notwendig. Geht es zudem um dickwandige Bauteile, kann die Zugabe von Vanadium auf bis zu 2% erhöht werden, um sicher im Bainitgebiet zu bleiben.

Der Mangangehalt beträgt bei der Erfindung maximal 0,045%, um die Bildung von Mangansulfid zu verhindern. Mangansulfid beeinflusst die mechanischen Eigenschaften negativ, wobei der erhöhte Mangangehalt gegenüber der Erfindung beim oben skizzierten 17NiCrMo6-4 typisch für klassische einsatzhärtende Stähle ist. Ein solcher klassischer Einsatz-härtender-Stahl ist jedoch für additive Fertigungsverfahren nur höchstbedingt geeignet.

	C	Si	Mn	P	S	Cr	Mo	Ni	V+(Nb)
Erfindung	0,17-0,21	0,15-0,30	0,15-0,45	Max. 0,03	<0,035	0,8-1,1	0,15-0,25	1-1,5	0,1-0,2
28NiCr Mo8-5	0,24-0,34	<0,40	0,15-0,40	<0,035	<0,035	1-1,5	0,35-0,55	1,8-2,1	0,05-0,15

Bezogen auf den 28NiCrMo8-5 liegt ein Hauptunterschied der beiden Werkstoffe im Kohlenstoffgehalt, wobei der Kohlenstoffgehalt bei diesem klassischen Vergütungsstahl nach dem Stand der Technik relativ hoch liegt, so dass man nach dem Drucken ein rein martensitisches Gefüge erhalten würde. Ein rein martensitisches Gefüge ist jedoch für die additive Fertigung nicht optimal und insbesondere für den Prototypenbau nicht optimal, da ein solches Material ohne Wärmebehandlung nur sehr schlecht geeignet ist, da aufgrund der rein martensitischen Lage das Material sehr spröde ist.

	C	Si	Mn	P	S	Cr	Mo	Ni	V+(Nb)
Erfindung	0,17-0,21	0,15-0,30	0,15-0,45	Max. 0,03	<0,035	0,8-1,1	0,15-0,25	1-1,5	0,1-0,2
JP20110 94169	0,10-0,30	0-2,50	0,10-0,20	0-0,03	0-0,1	0,3-2,0	0,05-1,5	0-1,0	0-0,2

Aus der JP-2011-094169 ist ein Stahlmaterial bekannt, welches sehr weite Bereiche angibt, wobei zusätzlich zur oben angegebenen Tabelle 0,1% Aluminium, 0,055 - 0,09% Niob und 0,008% Titan enthalten sind. Diese Titan- Niob-Ausscheidungen hemmen das Kornwachstum beim Einsatzhärten. Beim Gießprozess entstehen Ausscheidungen im Temperaturbereich zwischen 700 und 1000°C, wobei dies auch abhängig von der Abkühlrate ist, wobei die Abkühlgeschwindigkeit zwischen 15°C pro Minute und 5°C pro Minute liegt. Der Effekt kann beim AM- Prozess nicht genutzt werden, da die Abschreckgeschwindigkeit zu hoch ist, dass diese Ausscheidungen keine Zeit haben um sich zu bilden.
Nachfolgend wird auf die Wirkung der einzelnen Legierungselemente und ihrer Aufgabe bei der Erfindung eingegangen.
Ein niedriger Kohlenstoffgehalt ist ausschlaggebend für eine gute Schweißbarkeit, welche im Zuge der additiven Fertigung von großer Bedeutung ist, denn letztlich werden die Pulverpartikel miteinander verschweißt. Der Kohlenstoff dient in erster Linie zur Bildung von Kohlenstoffmartensit. Durch rasches Abkühlen aus dem Austenitgebiet bildet sich Martensit, wobei der Kohlenstoff im Mischkristall zwangsgelöst bleibt und somit das Gitter verzerrt, so dass dies zu einer Volumenzunahme und auch zum Härteanstieg im Stahl führt. Zudem senkt Kohlenstoff die Schmelztemperatur, was insbesondere bei der Verdüsung des Stahles zur Erzeugung des Pulvers sehr wichtig ist. Schon kleinste Änderungen im Kohlenstoffgehalt haben einen sehr großen Einfluss auf die mechanischen Eigenschaften eines Stahlmaterials.
Bei der Erfindung sollte der Kohlenstoffgehalt über 0,17% liegen, damit sich ein Kohlenstoffmartensit bilden kann und die gewünschte Härte erreicht wird. Der Kohlenstoffgehalt sollte aber nicht über 0,23% liegen, da die gute Verdruckbarkeit nicht mehr gewährleistet ist und man im gebauten Zustand ein rein martensitisches Gefüge erhalten würde.
Silizium
Silizium ist ein Mischkristallhärter und kein Karbid bildendes Element. Silizium beeinflusst aber die Karbidausscheidungskinetik im Stahl. Silizium sorgt für eine Verzögerung der Karbidbildung, des Weiteren dient Silizium als Desoxidationsmittel und ist daher herstellungsbedingt in geringen Konzentrationen in nahezu allen Stählen vorhanden. Silizium erhöht die Zunderbeständigkeit, die Streckgrenze und die Zugfestigkeit. Bei der Einsatzhärtung ist Silizium ein Element, das den Abfall der Härte bei der Anlassbehandlung nach dem Aufkohlungsprozess unterdrückt und die Härte der Oberflächenschicht des aufgekohlten Teils sicherstellt.
Mangan
Durch die Zugabe von Mangan kommt es zu einer Absenkung der kritischen Abkühlgeschwindigkeit. Dies führt zu einer Erhöhung der Einhärtetiefe. Mangan ist wie Silizium ein starkes Desoxidationsmittel und bezüglich der Härtbarkeit und Durchhärtung eines der günstigsten und wirkungsvollsten Legierungselemente. Allerdings führen höhere Konzentrationen zur Verminderung der Wärmeleitfähigkeit und in Wechselwirkung mit Schwefel oder Sauerstoff zur Bildung von unerwünschten, nichtmetallischen Einschlüssen (MnS-MnO). Mangan erweitert und stabilisiert den Austenitbereich und unterdrückt somit den Beginn der bainitischen Umwandlung und wirkt insofern als sogenannter Umwandlungsverzögerer. Mit zunehmendem Mangangehalt wird die Bainitstarttemperatur (Bs) zu niedrigeren Temperaturen verschoben. Auch die Martensitbildung wird dadurch zu tieferen Temperaturen verschoben, was bereits bei Wasserabschreckung eine große Menge an Restaustenit hervorruft. Restaustenit ist jedoch unerwünscht. Insbesondere wird Schwefel zu Mangansulfid abgebunden, so dass die Bildung von niedrigschmelzenden Eisensulfidphasen verhindert wird.
Bei der Erfindung beträgt der Mangangehalt maximal 0,45%, um die Bildung von Mangansulfid zu verhindern, da diese die mechanischen Eigenschaften negativ beeinflussen.
Die erfindungsgemäße gezielte Legierungsanpassung durch Absenken des Mangangehaltes sowie niedrige Schwefelanteile in Kombination mit den raschen Erstarrungsbedingungen des 3D-Druckprozesses in der additiven Fertigung führt nachweislich bei der Erfindung im Zustand wie gedruckt, aber auch im nachfolgend wärmebehandelten Zustand zu keiner Bildung von Mangansulfiden, so dass die mechanischen Eigenschaften hinsichtlich Festigkeit, Zähigkeit und Duktilität besonders gut sind.
Chrom
Durch das Zulegieren von Chrom wird die Einhärtbarkeit verbessert. Das Zulegieren von Chrom sorgt für eine Absenkung der kritischen Abkühlgeschwindigkeit. Dadurch verbessert sich die Durchhärtbarkeit bzw. die Vergütbarkeit des Stahls ganz wesentlich. Durch Chrom wird einerseits die Bainitumwandlung verzögert, das bedeutet, dass der Umwandlungsbereich im ZTU-Diagramm nach rechts verschoben wird, und andererseits die Martensitstarttemperatur (Ms) stark abgesenkt. Dies kann zur Bildung von Restaustenit führen. Bei Einsatzstählen besteht eine Überkohlungsgefahr im Randbereich aufgrund verringerter Kohlenstoffdiffusion und damit verbundenen erhöhten Restaustenitgehalten.
Molybdän
Molybdän wird zulegiert, um die Einhärtbarkeit zu verbessern. Durch Zugabe von Molybdän wird die Aktivierungsenergie für die Kohlenstoffdiffusion im Austenit erhöht und somit der Diffusionskoeffizient für Kohlenstoff bzw. die Kohlenstoffdiffusion erniedrigt. Dies führt zu niedrigeren Bainitstarttemperaturen (Bs) und zur verringerten Bainitbildung. Die Zugabe von Molybdän führt zur Verfeinerung der Mikrostruktur, d.h., unabhängig von der Abkühlrate ist ein feines Gefüge vorherrschend.
Nickel
Durch Nickel wird die Einhärtbarkeit gesteigert. Grund dafür ist das Absenken der kritischen Abschreckgeschwindigkeit. Darüber hinaus sorgt Nickel für eine Verbesserung der Zähigkeitseigenschaften, sowie eine Verschiebung der Übergangstemperatur der Kerbschlagarbeit zu niedrigeren Werten. Nickel ist ein Austenit stabilisierendes Element und daher neigt eine Legierung mit einem zu hohen Nickelanteil ebenfalls zur Bildung von Restaustenit.
Vanadium
Vanadium ist ein Ferritstabilisator und senkt ebenfalls die Bainitstart(Bs)-Temperatur. Bei langsamer Abkühlung wird dadurch die Perlitbildung unterdrückt und es wird eine Bainit- oder Martensitbildung ermöglicht. Vanadium wirkt als starker Karbidbildner. Verbesserungen der Zähigkeitseigenschaften durch fein verteilte Karbide werden schon bei 0,1% Vanadiumanteil erzielt.
Bei der Erfindung wird zur Sicherstellung eines bainitischen Gefüges schon im gedruckten Zustand die Zugabe von Vanadium unbedingt notwendig. Geht es um dickwandige Bauteile, kann die Zugabe von Vanadium auf bis zu 2% erhöht werden, um ein bainitisches Gefüge sicherzustellen.
Schwefel
Schwefel bildet im Eisen das Eisensulfid FeS. Oberhalb von 1200°C verursachen FeS-Ausscheidungen an den Korngrenzen bei einer Warmumformung einen Heißbruch. Durch die voran genannte Zugabe von Mangan bildet Schwefel sogenannte Mangansulfide, welche sich positiv auf die spanabhebende Bearbeitung auswirken.
Bei der Erfindung sollte der Schwefelgehalt geringer als 0,035% sein, da es sonst zur Bildung einer schwefelreichen Fase an den Grenzflächen der Schweißraupen kommt. Diese Fase führt im Anschluss zu einer Materialtrennung.
Erfindungsgemäß muss der Schwefelgehalt zumindest aber unter dem Grenzwert von 0,05% liegen, da es sonst beim Druckprozess zu Rissen nahe der Schweißraupen kommt. Der Schwefel ist im Material nicht homogen verteilt, da sich eine schwefelreiche Fase vor der Erstarrungsfront bildet, welche gegenüber dem Grundmaterial einen niedrigeren Schmelzpunkt hat und damit verzögernd erstarrt. Da diese Phase eine Materialtrennung (vergleichbar wie ein nichtmetallischer Einschluss) darstellt, kommt es im Bereich der Schweißraupengrenzflächen vermehrt zur Rissbildung. Dies konnte erfindungsgemäß durch Mikrosondenmessung nachgewiesen werden, indem die Schwefelkonzentration im Rissbereich um das Dreifache höher ist als im Grundmaterial. Die Legierung mit einem Schwefelgehalt von 0,003% zeigt keine Risse nach dem Druckprozess.
Die Erfindung wird anhand einer Zeichnung beispielhaft erläutert. Es zeigen dabei:

1: den Einfluss des Schwefelgehalt auf die Gefügeausbildung und die Rissbildung;
2: den Einfluss des Mangan- und Schwefelgehalts auf das Gefüge,
3: die Korngrößenverteilung;
4: eine Tabelle, zeigend ein beispielhaftes Pulver;
5a und b: elektronenmikroskopische Aufnahmen des erzeugten Pulvers;
6: das zur Verfügung stehende Prozessfenster für die Verarbeitung des erfindungsgemäßen Stahlpulvers;
7: den Vergleich des Gefüges (Stahl 2) mit Plattformheizung und ohne Plattformheizung (erfindungsgemäß);
8: ein Diagramm, zeigend die möglichen Baurichtungen:
9: einen Vergleich der Erfindung (Stahl 1) mit einen Standard Einsatzhärter (16MnCr5) und einer weiteren Versuchslegierung (Stahl 2);
10: einen Vergleich der mechanischen Eigenschaften zwischen Stahl 1 und Stahl 2 wie gedruckt liegend;
11: den Vergleich der Materialien nach 10 im Zustand wie gedruckt stehend;
12: der Vergleich nach 10 mit Anlassen bei 200°C;
13: den Vergleich nach 11 mit Anlassen bei 200°C;
14: der Vergleich der mechanischen Eigenschaften (Stahl 1, Stahl 2 und dem Vergleichmaterial 16MnCr5) nach Härten bei 850°C und Anlassen bei 200°C im liegenden Zustand;
15: den Vergleich nach 14 in stehendem Zustand;
16: der Vergleich nach 14, jedoch bei einer Härtung bei 950°C;
17: der Vergleich nach 15, jedoch bei einer Härtung bei 950°C;
18: der Vergleich des erfindungsgemäßen Materials mit dem Stahl 2 bezüglich der Kerbschlagzähigkeit und der Rockwellhärte wie gedruckt liegend;
19: der Vergleich nach 18 im Zustand wie gedruckt stehend;
20, 21: der Vergleich nach den 18, 19 mit einer zusätzlichen Anlassbehandlung bei 200°C;
22, 23: der Vergleich der mechanischen Eigenschaften des erfindungsgemäßen Materials mit dem Stahl 2 und dem 16MnCr5 bei einer Härtung bei 850°C und einer Anlassbehandlung bei 200°C einmal im liegenden und einmal im stehenden Zustand;
24, 25: der Vergleich nach den 22, 23, jedoch bei einer Härtung von 950°C;
26: der Vergleich der Gefüge zwischen einem Vergleichsmaterial und dem erfindungsgemäßen Material.

Eine Zusammensetzung der erfindungsgemäßen Stahlzusammensetzung ist wie folgt:

	C	Si	Mn	P	S	Cr	Mo	Ni	V+(Nb)
wt%	0,17-0,23	0,10-0,80	0,15-0,45	Max. 0,03	<0,035	0,8-2,0	0,15-0,80	0,1-2,0	0,1-0,2
bevorzugt	0,17-0,21	0,15-0,30	0,15-0,45	Max. 0,03	<0,035	0,8-1,1	0,15-0,25	1-1,5	0,1-0,2

Eine Eigenschaft dieser Zusammensetzung ist, dass der Schwefelgehalt unter 0,035 Gew.-% liegt, da es sonst im Druckprozess zu Rissen nahe der Schweißraupen kommt.
In 1 erkennt man ganz links das Gefüge bei 0,051% Schwefel (Stahl 2) und als extremes Gegenbeispiel daneben bei 0,003% Schwefel (Stahl 1). Die beiden rechten Figuren zeigen einerseits in Messung 1 die Risse bei einem Schwefelgehalt von 0,051 Gew.-% im gedruckten Zustand sowie in der Darstellung rechts daneben im gedruckten und wärmebehandelten Zustand. Das linke Bild zeigt eine höhere Porosität sowie auch vereinzelt Risse. Wird diese Legierung (Stahl 2) mit einer Plattformheizung verdruckt, vermehren sich die Risse drastisch (7).
Jedoch ist bei der Erfindung nicht nur der Schwefelanteil sehr gering, sondern auch der Mangangehalt angepasst, so dass durch die Anpassung des Mangangehalts und des niedrigen Schwefelanteils in Kombination mit den raschen Erstarrungsbedingungen des 3D-Druckprozesses des bei der erfindungsgemäßen Zusammensetzung sowohl im gedruckten als auch im gedruckten und wärmebehandelten Zustand zu keiner Bildung von Mangansulfiden kommt, welche die mechanischen Eigenschaften hinsichtlich Festigkeit, Zähigkeit und Duktilität verschlechtern. In 2 erkennt man links das Gefüge der erfindungsgemäßen Zusammensetzung, während rechts als Vergleichsbeispiel ein 16MnCr5 dargestellt ist, bei dem die Mangansulfide sichtbar sind.
Nachfolgend wird die Herstellung des Materials erläutert.
Die erfindungsgemäße Stahlzusammensetzung wird in an sich bekannter Weise im Elektrolichtbogenofen oder Konverter erschmolzen und gegebenenfalls sekundärmetallurgisch auf die Legierungszusammensetzung eingestellt. Das so erhaltene Stahlmaterial wird in einem Vakuuminduktionsofen verflüssigt und in einer Atomisierungskammer in an sich bekannter Weise durch Inertgasverdüsung verdüst (Vacuum-Induction-Gas-Atomization).
Aufgrund des Mangangehalts der erfindungsgemäßen Zusammensetzung erfolgt das Erschmelzen vorzugsweise unter Schutzgasatmosphäre und insbesondere unter Argonatmosphäre oder Argonschutzgasatmosphäre um ein Abdampfen des Mangans zu verhindern. Anschließend erfolgt der eigentliche Verdüsungsprozess unter Zuhilfenahme von einem sehr hohen Gasdruck. Hierbei wird der Feuerfesttiegel gekippt, wodurch die flüssige Schmelze in einen Tundish (Verteilerrinne, Verteilergefäß) fließt und aus einer Öffnung am Boden des Tundish das flüssige Metall in eine Düse fließt. Die Düse zerstäubt das schmelzflüssige Metall zu feinen Metallpartikeln, die eine Größe unter 1mm besitzen. Die Metallpartikel erfahren eine schlagartige Abkühlung und liegen nach dem Verdüsen in Pulverform vor.
Als Verdüsungsgas kann beispielsweise Argon oder Stickstoff verwendet werden.
Das so gewonnene Pulver bedarf anschließend einer Aufbereitung.
Für eine entsprechende Klassierung dieses Pulvers gibt es sowohl die Möglichkeit es abzusieben als auch das Pulver in einem Abweiserradsichter über eine Sichtung entsprechend zu klassieren. Vorzugsweise entspricht die Größe der Pulverteilchen und/oder die Korngrößenverteilung den Anforderungen des jeweiligen additiven Fertigungsverfahrens. Für das Pulverbettverfahren beispielsweise entspricht die gewünschte Partikelgrößenverteilung beispielsweise 15 - 63 µm (für spezielle Anwendungen können auch engere Grenzen gesetzt werden), 15 - 45 µm oder 20 - 53 µm.
Diese Größe der Pulverteilchen und gewünschten Partikelgrößenverteilungen können, wie bereits ausgeführt, durch Sieben erzielt werden, wobei durch das Sieben die Klassierung des Pulvers nach der Partikelgröße in unterschiedliche Pulverfraktionen gewährleistet wird. Die unterschiedlichen Siebfraktionen können zu einem gewünschten Kornband zusammengesetzt werden, wenn dies notwendig ist.
Beim Sichten erfolgt das Klassieren durch Ausnutzung von unterschiedlichen Sinkgeschwindigkeiten unterschiedlich großer Partikel in einem Gasstrom. Dieses Verfahren eignet sich insbesondere für große Pulvermengen, wobei zuvor auch eine Siebung erfolgen kann.
Beim Sichten kann der Trennschnitt durch die Gasmenge, die durch den Sichter geführt wird und die Abweiserraddrehgeschwindigkeit beeinflusst werden.
In 3 erkennt man eine beispielhafte mögliche Korngrößenverteilung beim erfindungsgemäßen Werkstoff. Diese Korngrößenverteilung ist durch die Tabelle gemäß 4 gekennzeichnet.
Um derartige Pulver zu charakterisieren wird die Partikelgröße bestimmt, die Sphärizität und die Rieselfähigkeit. Insbesondere wird eine optische Analyse und Überprüfung des Pulvers über REM-Aufnahmen durchgeführt. Bei Korngrößen <20 µm ist das Pulver insbesondere für das sogenannte Metal-Injection-Molding-Sinterverfahren und das sogenannte Binder-Jetting-Verfahren geeignet.
Korngrößenverteilungen von 15 - 63 µm, insbesondere 15 - 45 µm, werden insbesondere beim Laserpulverbettverfahren verwendet, während Pulver mit einer Größe >45 µm beim Laser-Metal-Deposition-Verfahren und beim Direct-Energy-Deposition-Verfahren verwendet werden.
Selbstverständlich können derartige Pulver auch für heißisostatische Pressverfahren verwendet werden.
Die 5a und 5b zeigen Aufnahmen mit unterschiedlicher Vergrößerung eines typischen, aus dem erfindungsgemäßen Material erzeugten Pulvers.
Das so gewonnene Pulver ist dann für die Verarbeitung bereit.
Nachfolgend soll die Verarbeitung im Pulverbettverfahren näher erläutert werden.
6 zeigt das Prozessfenster des erfindungsgemäßen Materials in Pulverform, wobei man erkennt, dass ein sehr breiter Bereich an Laserenergie möglich ist und dazu auch ein sehr großer Bereich an Laserfortschrittsgeschwindigkeit, so dass hier sehr eindrucksvoll dargelegt ist, dass das erfindungsgemäße Stahlmaterial in Pulverform sich in besonders gutmütiger Weise verdrucken lässt, so dass eine große Bandbreite von herkömmlichen AM- bzw. 3D-Druckern verwendet werden kann, ohne den Bereich zu verlassen, in dem sehr gute Ergebnisse erzielt werden.
Aufgrund des niedrigen Kohlenstoffgehaltes von um die 0,19 Gew.-% ist mit dem erfindungsgemäßen Material eine Pulverbettvorwärmung nicht notwendig, was den Druckprozess weiter erheblich vereinfacht.
In dem angegebenen Prozessfenster gemäß 6 ist eine sehr hohe Stabilität der Porosität vorhanden, welche bei 0,01 - 0,03 % liegt, was ebenfalls zeigt, wie gut und einfach der erfindungsgemäße Werkstoff verdruckbar ist.
Bei der Verwendung eines herkömmlichen Druckers EOS M290 können beispielsweise Laserleistungen von 200 - 275 W bei einer Scangeschwindigkeit von 775 - 1000 mm/sec verwendet werden. Verwendbare Schichthöhen liegen zwischen 30 und 60 µm bei einem Linienabstand von 110 µm und einem Fokusdurchmesser des Lasers von 100 µm. Die Volumenenergiedichte liegt hierbei zwischen 50 und 75 Joule/mm³, so dass der Prozess sehr große Toleranzen hat, die wiederum eine einfache Verdruckbarkeit gewährleisten.
Bei dem erfindungsgemäßen Werkstoff ist keine Vorwärmung nötig. Negative Auswirkung zeigt die Vorwärmung bei der Legierung Stahl 2, denn hier kommt es durch den hohen Gehalt an Schwefel zur vermehrten Rissbildung durch den zusätzlichen Energieeintrag. Der zusätzliche Energieeintrag durch die Erhöhung der Laserleistung kann zum Abdampfen des Materials, Schweißspritzern und zu einer Instabilität des Schweißbades führen (Stahl 1 und 2).
Durch gezielte Druckprozessparametervariationen konnte nachgewiesen werden, dass jeglicher erhöhter Energieeintrag, ausgehend von dem ohnehin schon sehr breiten definierten Parameterfenster, die Diffusion von Schwefel erhöht und somit die Tendenz zur Schwefelsegregation und der daraus folgenden Rissbildung zunimmt. Die mit der oben genannten Anlage „EOS M290“ ohne Bauraumheizung erstellten Proben wurden erzeugt als Proben im Zustand wie gebaut bzw. wie gedruckt, ohne anschließende Wärmebehandlung und im Zustand vergütet, wobei die Vergütungstemperatur einmal 850°C und einmal 950°C betrug. Bei dieser Vergütungsbehandlungen handelt es sich um einen Härtevorgang (850°C bzw.950°) mit einer Haltedauer von ca. 30 min. Die Dauer für den nachfolgenden Anlassprozess (200°C) beträgt 2 Stunden.
Darüber hinaus wurden auch Proben direkt nach dem Drucken bei 200°C angelassen, ohne eine vorhergehende Härtung. Gemäß 8 wurden hierbei entsprechende mechanische Untersuchungen in die Z-Baurichtung als auch in die XY-Baurichtung durchgeführt, was bedeutet, dass die mechanische Beprobung einmal entsprechend des Fortschrittverlaufs der Schweißraupe (XY-Baurichtung) erfolgte und einmal in die Verschweißungsrichtung der aufeinander folgenden Lagen (Z-Baurichtung).
Der eingesetzte Prototypenstahlpulverwerkstoff als niedrig legierte Stahllegierung mit dem Potenzial zur Einsatzhärtung war wie folgt:

C Si Mn P S Cr Mo Ni V+(Nb)

wt% 0,17-0,21 0,15-0,3 0,15-0,45 Max. 0,03 <0,035 0,8-1,1 0,15-0,25 0,1-1,5 0,1-0,2
Die mechanischen Eigenschaften wurden verglichen mit zwei anderen Werkstoffen entsprechend 9.
In 10 und 11 erkennt man zunächst die Festigkeitswerte, gemessen an der Zugfestigkeit (R_m) im gedruckten, aber nicht wärmebehandelten Zustand. Hierbei erkennt man in 10 den gedruckten Zustand liegend, also in XY-Richtung, und in 11 im gedruckten Zustand stehend.
Ein Vergleich zwischen Stahl 1 und Stahl 2 zeigt, dass die Zugfestigkeiten R_m sowohl im gedruckt liegenden Zustand als auch im gedruckt stehenden Zustand keine großen Unterschiede zeigen. In beiden Fällen ist eine sehr hohe Zugfestigkeit von an die 1200 MPa erzielbar.
Betrachtet man jedoch die Bruchdehnung (A5) sowie die Brucheinschnürung (Z), erkennt man, dass der Stahl 1 dem Stahl 2 weit überlegen ist. Dies wird unter anderem auf den negativen Einfluss des Schwefels zurückgeführt.
Die 12 und 13 zeigen die vorgenannten Beispiele, jedoch zusätzlich zu dem Zustand wie gedruckt mit einem nachfolgenden Anlassprozess. Hierbei ergibt sich kein wirklich geändertes Bild, auch hierbei ist im Hinblick auf die Bruchdehnung sowie die Brucheinschnürung der Stahl 1 dem Stahl 2 weit überlegen.
Die 14 und 15 zeigen den Vergleich dreier Werkstoffe bei einer Härtung nach dem Verdrucken bei 850°C und einer nachfolgenden Anlassbehandlung bei 200°C. Die Festigkeitswerte (R_m) liegen beim erfindungsgemäßen Werkstoff im Bereich des 16MnCr5. Bei stehend gebauten Proben zeigt der erfindungsgemäße Werkstoff höhere Festigkeiten (R_m), nämlich mehr als 1400 MPa. Auch in Bezug auf die Brucheinschnürung (Z) übertrifft der erfindungsgemäße Werkstoff den 16MnCr5 bei stehenden Proben um ca. 20%. Somit besitzt der erfindungsgemäße Werkstoff bei einer höheren Festigkeit zusätzlich noch eine höhere Duktilität im Vergleich zum bekannten Werkstoff. In Bezug auf den Stahl 2 mit dem höheren Schwefelgehalt zeigt der erfindungsgemäße Werkstoff eine um 200 MPa höhere Festigkeit (R_m). Bei der Bruchdehnung und Brucheinschnürung ist der erfindungsgemäße Werkstoff dem Vergleichswerkstoff aus den Figuren zuvor auch hier weit überlegen.
Bei der Wärmebehandlung bzw. Härtung bei 950°C und einer nachfolgenden Anlassbehandlung bei 200°C ergibt sich im liegenden und stehenden Zustand ein ähnliches Bild in 16, 17 wie in den 14, 15. Es kann jedoch festgestellt werden, dass die maximale Festigkeit des Stahl 1 bei einer Wärmebehandlung mit 850°C Härtetemperatur erreicht wird.
Vergleicht man nun die Zähigkeit, erkennt man, dass zwar die Festigkeitswerte des Stahl 2 im Gegensatz zum Stahl 1 im gedruckten Zustand nahezu gleich sind, jedoch ist der Stahl 1 im Bereich der Zähigkeit dem Stahl 2 weit überlegen. Die hohe Kerbschlagarbeit im gedruckten Zustand ist offensichtlich auf die feine Kornstruktur zurückzuführen, welche durch den Druckprozess mit seiner raschen Erstarrung entsteht und andererseits durch die adaptierte Legierungszusammensetzung, die auf den Druckprozess optimiert ist. Insbesondere macht sich hier auch die erfindungsgemäße Zulegierung von Vanadium bemerkbar, denn diese verschiebt den Perlitbereich zu höheren Zeiten, dass ein eher bainitisches Gefüge erzielt wird, welches die Zähigkeit begünstigt. In den 18 und 19 erkennt man, dass die Härten, gemessen in HRc im Übrigen gleich sind, während die Zähigkeitswerte frappierend weit auseinander liegen.
In den 20 und 21 sind die beiden Werkstoffe gegenübergestellt, welche nach dem Drucken direkt angelassen wurden. Das Bild ist ähnlich wie im lediglich gedruckten Zustand, die Kerbschlagarbeit hat jedoch im Vergleich zum lediglich gedruckten Zustand etwas abgenommen. Auch dies zeigt eindrucksvoll, dass mit dem Stahl 1in einfacher Weise schon mit dem gedruckten Material ohne Nachbehandlung hervorragende Eigenschaften erzielt werden.
In den 22 und 23 ist der Werkstoffvergleich gezeigt, jedoch zusätzlich noch mit dem 16MnCr5 im bei 850°C gehärteten und bei 200°C angelassenen Zustand. Hierbei erkennt man, dass die Kerbschlagarbeitswerte (Kv) des Stahl 1 deutlich über jeden des 16MnCr5 liegen und wie bereits auch nachgewiesen natürlich auch gegenüber dem Stahl 2.
Wie in den 24 und 25 zu sehen, steigt beim 16MnCr5 die Kerbschlagarbeit, wenn man die Härtetemperatur erhöht, was auf eine Kornvergröberung zurückgeführt wird. Die Härte ist bei allen Werkstoffen annähernd gleich und selbst die Erhöhung der Kerbschlagarbeit beim 16MnCr5 erreicht zu keinem Zeitpunkt die hervorragenden Zähigkeitswerte des Stahl 1.
In 26 ist eine Übersicht über die Gefüge des 16MnCr5 im Vergleich zur Erfindung (Stahl 1) gezeigt.- Die Erfindung (26 a) zeigt ein martensitisch/ bainitisches Gefüge, welches sich durch die Zugabe von Vanadium einstellt. Die Korngröße beträgt ungefähr 10µm. Die 26 b zeigt das Gefüge des 16MnCr5, welches rein martensitisch ist und die Korngröße beträgt ca. 20µm. Erhöht man die Härtetemperatur beim 16MnCr5 auf 970°C, so kommt es zu einer Kornvergröberung (26 c).
Bei dem Stahl 1 ist von Vorteil, dass dieser auch ohne nachfolgende Wärmebehandlung bereits überragende mechanische Eigenschaften zeigt, die zudem auch noch in einem sehr weiten Prozessfenster erzielbar sind, so dass dieser Werkstoff quasi von „jedermann“ mit großem Erfolg verdruckbar ist. Damit wird es möglich, nicht nur Prototypen, sondern auch seriennahe Bauteile oder Kleinserien in einfacher Weise mit großem Erfolg zu erzeugen, was für die Erzielung einer weiten Verbreitung des 3D-Druckprozesses notwendig ist und zudem auch die Kosten bei derartigen Druckprozessen niedrig hält. Bei der Erfindung ist zudem von Vorteil, dass durch die angepasste Legierungslage keine Veränderung der Bauteilgeometrie stattfindet, da keine vollständige Martensitumwandlung mit einer 3%-igen Volumenzunahme zu befürchten ist.
Aufgrund der angepassten chemischen Zusammensetzung kann der Werkstoff nach dem Druckprozess bzw. auch nach dem wärmebehandelten Zustand weiter verarbeitet werden. Weitere Verarbeitungsverfahren sind zum Beispiel Oberflächenbehandlungsverfahren, wie das Einsatzhärten, das Nitrieren und das Karburieren. Auch Reparaturschweißverfahren, wie zum Beispiel das Laser-Deposition-Verfahren (LMD) oder das Direkt-Energy-Deposition-Verfahren (DED) können durchgeführt werden. Der Werkstoff ist auch Oberflächenverfestigungsverfahren durch mechanische Einwirkung, wie zum Beispiel das Kugelstrahlen oder Festwalzen zugänglich.
ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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Zitierte Patentliteratur

JP 2011094169 [0023]

Claims

Stahlmaterial in Pulverform zum Verdrucken in additiven Herstellungsverfahren wie selektivem Laserschmelzen (SLM) oder selektivem Lasersintern (SLS) oder zur Verwendung in heißisostatischen Pressverfahren, wobei der Werkstoff die folgende Zusammensetzung aufweist: C Si Mn P S Cr Mo Ni V+(Nb) wt% 0,17-0,23 0,10-0,80 0,15-0,45 Max. 0,03 <0,035 0,8-2,0 0,15-0,80 0,1-2,0 0,1-0,2

Rest Eisen und unvermeidliche erschmelzungsbedingte Verunreinigungen, wobei das Pulver eine Partikelgrößenverteilung von 15 - 63 µm oder enger besitzen kann.
Stahlmaterial nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Zusammensetzung wie folgt ist: C Si Mn P S Cr Mo Ni V+(Nb) wt% 0,17-0,21 0,15-0,30 0,15-0,45 Max. 0,03 <0,035 0,8-1,1 0,15-0,25 1-1,5 0,1-0,2

Rest Eisen und unvermeidliche erschmelzungsbedingte Verunreinigungen.
Stahlmaterial nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Partikelgrößenverteilung zwischen 15 und 45 µm liegt.
Stahlmaterial nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Partikelgröße zwischen 20 und 53 µm liegt.
Stahlmaterial nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Pulver mit Korngrößen kleiner 20 µm für Metal-Injection-Molding-Sinter-Verfahren und Binder-Jetting-Verfahren vorliegt.
Stahlmaterial nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Pulver mit einer Korngröße von 15 - 63 µm, insbesondere 15 - 45 µm für das Laserpulverbettverfahren ausgebildet ist.
Stahlmaterial nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Pulver mit Korngrößen größer 45 µm für das Laser-Metal-Deposition-Verfahren, Direct-Energy-Deposition-Verfahren und das Electro-Beam-Melting-Verfahren vorliegt.
Verfahren zum Herstellen eines Stahlmaterials nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass ein Stahlmaterial mit der folgenden Zusammensetzung: C Si Mn P S Cr Mo Ni V+(Nb) wt% 0,17-0,23 0,10-0,80 0,15-0,45 Max. 0,03 <0,035 0,8-2,0 0,15-0,80 0,1-2,0 0,1-0,2

Rest Eisen und unvermeidliche erschmelzungsbedingte Verunreinigungen erschmolzen wird und das derart zusammengesetzte Stahlmaterial anschließend verdüst wird, um ein Pulveragglomerat zu erzeugen, wobei das derart gewonnene Pulver anschließend durch Sieben oder Sichten klassiert wird.
Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass das Erschmelzen unter Schutzgasatmosphäre, wie einer Stickstoff-Schutzgasatmossphäre oder einer Argon-Schutzgasatmosphäre erfolgt.
Verfahren nach Anspruch 8 oder 9, dadurch gekennzeichnet, dass die Verdüsung mit Gas, insbesondere im Vacuum-Induction-Gas-Atomization-Verfahren durchgeführt wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 8 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass die Verdüsung mit Argon oder Stickstoff erfolgt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 8 bis 11, dadurch gekennzeichnet, dass für das Pulverbettverfahren die Klassierung mit Sieben oder Sichten auf einen Partikelgrößenverteilung zwischen 15 und 63 µm, insbesondere 15 - 45 µm oder 20 - 53 µm erfolgt.
Verfahren zum Herstellen von Bauteilen aus einem Stahlmaterial nach einem der Ansprüche 1 bis 7, welches hergestellt wurde nach einem Verfahren der Ansprüche 8 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass das Pulver in einem Pulverbettverfahren durch Energieeintrag selektiv erschmolzen und aufeinanderfolgende Pulverlagen miteinander verschmolzen werden, wobei ein Pulver mit einer Korngrößenverteilung zwischen 15 und 63 µm für das Pulverbett verwendet wird, wobei zum Verschmelzen ein Laser eingesetzt wird, mit Laserleistungen von 200 - 275 W und einer Scangeschwindigkeit von 750 - 1000 mm/s.
Verfahren nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, dass die Schichthöhen der einzelnen Pulverbettschichten zwischen 25 und 65 µm liegen.
Verfahren nach Anspruch 13 oder 14, dadurch gekennzeichnet, dass der Linienabstand zwischen 80 und 150 µm liegt.
Verfahren nach Anspruch 13 oder 14, dadurch gekennzeichnet, dass der Fokus-Durchmesser des Lasers zwischen 80 und 120 µm liegt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 13 bis 16, dadurch gekennzeichnet, dass die Volumenenergiedichte zwischen 45 und 85 Joule/mm³ liegt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 13 bis 17, dadurch gekennzeichnet, dass das Pulver mit einem Selective-Laser-Melting, einem Selective-Lasing-Sintering, einem Laser-Metal-Deposition und einem Direct-Energy-Deposition verarbeitet wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 13 bis 18, dadurch gekennzeichnet, dass das additiv erzeugte Bauteil anschließend gehärtet und angelassen wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 13 bis 19, dadurch gekennzeichnet, dass das Material bei 800 - 900 °C gehärtet und bei 180 - 220 °C angelassen wird.