EP3801950A1 - Verfahren zum herstellen eines gegenstandes aus einem warmarbeitsstahl - Google Patents

Verfahren zum herstellen eines gegenstandes aus einem warmarbeitsstahl

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EP3801950A1
EP3801950A1 EP19729227.9A EP19729227A EP3801950A1 EP 3801950 A1 EP3801950 A1 EP 3801950A1 EP 19729227 A EP19729227 A EP 19729227A EP 3801950 A1 EP3801950 A1 EP 3801950A1
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EP
European Patent Office
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powder
article
hot work
steel
preheating
Prior art date
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Pending
Application number
EP19729227.9A
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English (en)
French (fr)
Inventor
Miloslav OGNIANOV
Marianne KAPP
Klaus Sammt
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Voestalpine Boehler Edelstahl GmbH and Co KG
Original Assignee
Voestalpine Boehler Edelstahl GmbH and Co KG
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Filing date
Publication date
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    • Y02P10/25—Process efficiency

Definitions

  • the invention relates to a method for producing an article from a heat treated steel and the article, which is produced by the method.
  • the invention relates to the manufacture of hot work tool articles made in additive manufacturing processes such as selective laser melting.
  • the steels commonly used for this purpose are so-called maraging steels, where the hardening effect is not based on a carbidic hardening. This is partly because it is known that steels with a carbon content of more than 0.22% are thermally difficult to process and in particular are difficult to weld. In order to make available steel powder for such processes for broad applications and for broad user circles, corresponding maraging steels with a carbon content significantly below 0.22% have been sprayed so that they are easy to process.
  • CEV carbon equivalent
  • the carbon equivalent is a measure in material science for assessing the weldability of unalloyed and low-alloy steels.
  • the carbon content and a variety of other alloying elements in the steel affect its behavior.
  • a value of the carbon equivalent of less than 0.45% implies a ball-welding suitability, higher values require, in particular also depending on the thickness of the workpiece, the preheating of the material. From a value greater than 0.65%, the workpiece is suitable for welding only with increased effort, since it can lead to cold or hardening cracks due to martensite formation.
  • CEV carbon equivalent
  • the object of the invention is to provide a method with which even more reliable and predictable the properties of a verprintten hot-work steel can be achieved.
  • the combination of the pressure parameters and the preheating temperature is decisive for a microcrack-free structure, the achievable porosity or density property and the number and size of the non-metallic inclusions (oxides) in the microstructure. These properties can no longer be influenced by the subsequent heat treatment. However, these properties are very important for the mechanical properties, such as strength, toughness and fatigue, which arise after the heat treatment.
  • a product produced after preheating and suppression has a high residual austenite content and, secondly, a lack of tempering resistance. This makes the preheated and printed products unsuitable for use.
  • the additively manufactured workpiece is hardened after being finished and subsequently tempered several times. It has been found that the additively produced articles have a shorter holding time during curing as well as during the tempering treatments. Thus, additively manufactured products also have an advantage over conventionally manufactured products.
  • the tempering times are dependent on the dimensions, with the rule that one minute per millimeter of wall thickness is required for the heating times.
  • a steel has proven, which has the following contents in wt.%:
  • Si is a mixed crystal hardener and not a carbide-forming element, but it influences the carbide precipitation kinetics in the steel. It stabilizes the carbon so that it is only available at higher temperatures for the formation of carbides.
  • Si serves as a deoxidizer and is therefore present in low concentrations in virtually all steels due to its production. It increases scaling resistance, yield strength and tensile strength without significantly reducing elongation.
  • a decrease of the Si content leads to the reduction of the anisotropy of the mechanical properties.
  • Low Si content enables the initial formation of metastable M3C carbides. These act like a C reservoir for the subsequent elimination of the desired MC carbides. It also suppresses the formation of unwanted M23C7 carbides at the grain boundaries.
  • Mn expands and stabilizes the austenite region and thus suppresses the beginning of the bai- nitic transformation.
  • the Bs temperature (bainite start temperature) is shifted to lower temperatures.
  • the formation of martensite is thereby shifted to lower temperatures, which already causes a large amount of retained austenite when water quenched (Restaustent is uerwünscht). It promotes martensite formation at the grain boundaries, as it segregates intercellularly (in the grain) during solidification.
  • Si it is a strong deoxidizer and one of the cheapest and most effective alloying elements in terms of hardenability and through-hardening.
  • the critical cooling rate by adding Mn
  • the hardening depth is increased. All- Higher concentrations lead to the reduction of thermal conductivity and, in interaction with sulfur [S] or oxygen (0), the formation of unwanted non-metallic inclusions (MnS - MnO).
  • Mo forms special carbides and on the other hand with Fe mixed carbides. These are of the type M2C, M6C and MC. Addition of Mo increases the activation energy for C diffusion in the austenite and thus lowers the diffusion coefficient for C or C diffusion. This leads to lower Bs temperature and reduced bainite formation. On the other hand, addition of Mo results in refinement of the microstructure, ie, regardless of the cooling rate (1 ° C / s to 60 ° C / s), a fine texture is predominant. The grain coarsening remains low because of the low dissolution rate and the high solution temperature of the carbides (carbides counteract grain coarsening).
  • austenitizing solution annealing
  • improved tempering resistance can be achieved, as more carbide-forming elements can be precipitated and thereby more carbides are formed.
  • the hard carbides also increase the hot-stretch limit and wear resistance.
  • Mo improves the scale resistance of the steel. Too high contents will degrade the machinability and, in case it remains dissolved in the matrix, the thermal conductivity. It could also happen that embrittlement occurs when tempering due to the former austenitic grain being contaminated with carbides.
  • Vanadium is one of the strongest carbide-forming elements besides Nb and Ti because of its high affinity to C. It forms fine and uniformly distributed precipitates of type MC during tempering. These are preferred because of their higher thermal resistance compared to other carbide grades. This leads to an increase in the heat resistance, increase of the yield strength, the wear resistance and improvement of the tempering resistance. However, at higher concentrations, a higher cure temperature is required to dissolve the thermally stable primary MC carbides. In hot working bars, only up to a maximum of 1% is added.
  • the remelted electrodes are then forged or rolled in order to convert the cast structure into a deformation structure or to achieve the desired final dimensions.
  • the steel is annealed to ensure the machinability of the customer.
  • the steel is tempered after mechanical processing.
  • the production of a powder which is suitable for additive manufacturing differs in that the steel material is atomized by inert gas atomization, in particular by the VIGA (Vacuum Induction Gas Automization) process.
  • the melting of the feedstock takes place in the vacuum induction furnace, whereby due to the manganese content, the melting below Argon protective gas atmosphere takes place.
  • the actual atomization process takes place with the aid of very high gas pressure.
  • the crucible is tilted, in which the melt is, whereby the liquid melt flows into a Tundisch / distributor and from an opening at the bottom of this vessel, the liquid metal flows into a nozzle.
  • the nozzle atomizes the molten metal into fine, small, about 1 to about 500 pm large metal particles, which undergo a sudden cooling and are present as Pu Iveragg lomerat after atomization.
  • Argon or nitrogen can be used as the atomizing gas. Of particular importance here are the nozzle diameter, the pressure and the melting temperature.
  • the inventive material when using the inventive material is advantageous that due to the high carbon content, the melting temperature is lower than in known steel used raw materials. As a result, the material is easier or better verdüsbar than, for example, a maraging steel.
  • the resulting powder after atomization, will consist of particles of various sizes.
  • the size of the powder particles or the particle size distribution of a particular fraction is adjusted.
  • the desired particle size corresponds, for example, to 15-45 ⁇ m. This makes it necessary to screen or classify the powder in different powder fractions. This can be done, for example, by sifting or sifting.
  • the powder thus obtained is placed in a preheated installation space and, if appropriate, also preheated, on the one hand the preheating temperature being high enough to produce a defect and, on the other hand, not being so high as to cause agglomeration and oxidation, because then the residual powder would not be usable after the creation of the component.
  • Important print parameters are the laser power or the energy introduced per volume, the scan speed, the layer height, the line spacing, the focus diameter and the volume energy density during printing.
  • the currently used tools which are manufactured additively, in particular for diecasting applications, are based on the material 1.2709, which can be printed very well due to the lack of carbon.
  • the lack of carbon due to the lack of carbon, no carbon martensite is formed, but a nickel martensite, which is definitely worse than the carbon martensite at cyclic loads.
  • According to the invention can by the Use of the carbon-richer, inventive material improved fatigue strength and longer life of die casting tools can be achieved.
  • the material used in the invention is not melted in air and atomized in water, but melted under an argon atmosphere and preferably atomized with argon. This, as well as the exact tuning of the parameters already mentioned, and in particular the high carbon content, which ensures the good digestibility, create a superior product.
  • Figure 1 shows the melt metallurgical production route of a hot work tool steel
  • FIG. 2 shows the heat treatment route for printed material in contrast to melt-cast material
  • FIG. 3 Hardness and impact energy
  • Figure 5 is a porosity analysis in a light microscope
  • FIG. 6 shows the porosity under the light microscope at different preheat temperatures
  • FIG. 9 shows the scanning electron microscopic analysis of the microcracks in the microstructure in submerged preheaters.
  • a hot-work steel material in particular having a chemical composition in% by weight of:
  • Molybdenum 2.8 to 3.3
  • Vanadium 0.41 to 0.69
  • a steel material is used, which is sold by the company voestalpine Böhler Titan GmbH & Co. KG under the trade name W360.
  • a material is used whose carbon content is 0.5% by weight, its silicon content is 0.2%, its manganese content is 0.25%, its chromium content is 4.5% and its molybdenum content is 3% and its vanadium content is 0.55%. equivalent.
  • This material is conventionally melted, subjected to a secondary metallurgy and then cast in increasing block casting. Subsequently, the material is remelted as already described.
  • the powder production or atomization of the material takes place, wherein the batch material is melted in the vacuum induction furnace and in this case is molten in a crucible.
  • the melting takes place advantageously under a protective gas atmosphere and in particular under an argon atmosphere.
  • the molten material is poured into a tundish / distributor which has an outlet at the bottom from which the liquid metal flows into a nozzle.
  • the nozzle atomises the molten material into very fine metal particles, which undergo a sudden cooling and are then present as a powder agglomerate.
  • Inert gases or noble gases and nitrogen can also be used as the atomizing gas.
  • argon is used.
  • the powder thus produced consists of particles of various sizes, with particulate matter in particular kel supportingnverotti of 15 to 45 miti is sought. To reach this fraction, the powder is either sieved or sifted.
  • both the preheating temperature and the printing parameters and in particular the laser power or introduced energy, the scanning speed, the layer height of the powder bed, the line spacing, the focus diameter and the volume energy density are important parameters for the printing.
  • the powder was printed on a system by the company Concept Laser, whereby the construction chamber was flooded with nitrogen.
  • the preheating temperature be 230 ° C and 500 ° C, wherein the energy volume density of the laser EVD is 97.9 joules per mm 3.
  • the powder is printed on a Renishaw plant, whereby the space chamber is flooded with argon and the preheating temperature is 400 ° C.
  • the energy volume density EVD is 67.5 joules per mm 3 .
  • microstructure is as microfine as possible with defined porosity or density properties and with the lowest possible number and size of non-metallic inclusions. These properties can no longer be influenced by the heat treatment, but are decisive for the mechanical properties that arise after the heat treatment.
  • Figure 2 this corresponding heat treatment is shown.
  • the heat treatment cycle of the printed material, but also for cast material, consists of hardening with subsequent repeated tempering,
  • the holding time on the hardening temperature of the additive manufactured material in contrast to the holding time of potted material in half, so in about 15 instead of 30 minutes can be reduced.
  • the printed material is also less sensitive during tempering, so that the holding time at tempering temperature can be reduced by 25% compared to cast material.
  • the tempering times are basically dimension-dependent, whereby for the heating-up times, one minute of time must be invested per mm of wall thickness.
  • Samples 1 and 2 were held at 1050 ° C for 15 minutes and then quenched in oil.
  • Tempering was at 570 ° C for two and a half hours to the target hardness of 55-57 HRC.
  • FIG. 4 shows the results of the tensile tests.
  • the tensile strengths Rm and the yield strength Rp02 at about 2000 and 1600 MPa, respectively are at the same high level.
  • the elongation at break (A5) and the fracture constriction (Z) are somewhat higher at a preheating temperature of 400 ° C than at 230 ° C.
  • the tensile specimens at preheating temperatures of 230 and 400 ° C have a hardness of approx. 56 hrc, whereby no tensile tests were carried out at preheating temperatures of 500 ° C.
  • FIG. 5 shows the results of the porosity analysis in a light microscope. This porosity measurement was carried out at three different magnifications and different numbers of measurement images on a light microscope. The lowest porosity level is achieved in all measurements with a preheat of 400 ° C. Here, a relative density of over 99.9% can be achieved. At a preheating temperature of 230 ° C, the difference between the construction directions XY (x50 relative density less than 99.7%) and X-Z (x50 relative density greater than 99.8%) is striking. In general, relative density values above 99.5% are good industry standards.
  • the size and the shape of the pores are important for the achievable mechanical properties.
  • evenly distributed small pores have advantages over unevenly distributed larger pores, in particular pores, which may not be ideally round or spherical.
  • FIG. 6 shows the porosity in a light microscope. At a preheating temperature of 230 ° C shows that the pore shape and size are very different, which are also distributed unevenly. It comes to accumulations and binding errors.
  • preheating temperature of 400 ° C small round pores and a homogeneous distribution and no binding errors are achieved.
  • a preheating temperature of 500 ° C round pores are achieved, but they are very large and are not homogeneously distributed.
  • preheating of about 400 ° C is advantageous.
  • Figure 7 shows the electron microscopic analysis of the distribution of non-metallic inclusions.
  • the summed pore area fraction as well as the oxide area fraction is lowest at 400 ° C preheat temperature.
  • the non-metallic inclusions are predominantly silicon dioxide inclusions, with the highest oxide surface area generally present at the preheat temperature of 500 ° C. As the temperature rises, so does the tendency to oxidation.
  • Both the pores and the oxides are defects that generally reduce the fatigue strength or mechanical cyclic properties of the material. In this respect, the size and distribution of the NME or oxides for the fatigue strength are significant.
  • FIG. 8 shows the size, shape and distribution of the pores or energy in the scanning electron microscopic analysis on a defined surface.
  • a preheating temperature of 230 ° C you can see many small round pores or large binding defects with different shape and pore accumulation.
  • Many non-metallic inclusions have a wide broad distribution spectrum, resulting in an inhomogeneous error distribution pattern.
  • 400 ° C there are many small round pores and only smaller, non-metallic inclusions that are evenly distributed. In total, this results in the most homogeneous error distribution image.
  • the picture changes so much that the number of pores still decreases compared to 400 ° C, as well as the number of non-metallic inclusions, however, the frequency of large defects is high, so that the total surface area is highest.
  • FIG. 9 shows the scanning electron microscopic microcrack analysis at the given preheating temperatures. It turns out that the microcracking frequency decreases with increasing preheating temperature, but microcracks are present at all temperatures.
  • the W360 or related steels can only be printed with macrocracking pressure above a preheating temperature of more than 200 ° C. Im mistaken Condition, the material has a high content of retained austenite and on the other hand no tempering resistance, which makes a subsequent heat treatment favorable. Due to the very small cut-out area of the laser beam and the extremely fast quenching, the material after printing is in a state with a very fine microstructure, which means short diffusion paths for the subsequent thermal treatment. For this reason, the holding times can be shortened compared to molten material.
  • preheating temperatures are usefully set from 200 ° C to 400 ° C.
  • preheating temperatures 200 to 260 ° C can be sufficient.
  • temperatures of 350 to 450 ° C., in particular 380 to 420 ° C. and in particular 390 to 410 ° C. are favorable.
  • the introduced energy is preferably adjusted to 50 to 100 joules per mm 3 , wherein at temperatures of preheating of 400 ° C 50 to 70 Joule per mm 3 can be ben NEN and at lower preheating temperatures by 200 ° C 70 to 100 joules per mm 3 can be useful. In this respect, a higher laser energy is desired at a lower preheating temperature.
  • Curing is carried out at temperatures above Ac 3 , the temperatures always being in the range from 990 to 1100 ° C. After achieving the soak, this temperature is not kept below 15 minutes and not over 25 minutes.
  • Subsequent tempering takes place at least twice at a minimum of 500 ° C or a maximum of 630 ° C.
  • tempering may also take place twice for two hours or three times for one hour. Otherwise it can also be started twice for 1.5 hours.
  • the mechanical properties of printed hot-work tool steels can be set very well and comprehensibly and repeatedly, the thermal-cyclic properties being comparable to conventionally printed maraging steels with comparable impact energy and hardness significantly better in terms of cyclical loads.
  • the printed materials manage as a comparatively cast material in a subsequent heat treatment.

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Abstract

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines Gegenstandes aus einem Warmarbeitsstahl, wobei eine Warmarbeitsstahllegierung erschmolzen wird, insbesondere eine Warmarbeitsstahllegierung mit einem Kohlenstoffgehalt von mehr als 0,35 Gew.%, wobei das Erschmelzen in einem Elektrolichtbogenofen mit einer nachfolgenden Sekundärmetallurgie erfolgt und anschließend die Schmelze im Blockguss vergossen wird und gegebenenfalls umgeschmolzen wird und anschließend die Schmelze verdüst wird zur Erzeugung eines Pulvers, wobei das erhaltene Pulver klassiert wird, dadurch gekennzeichnet, dass das Pulver in einem nachfolgenden Schritt in einem additiven Fertigungsverfahren zur Erzeugung des Gegenstandes mit Energie beaufschlagt und selektiv eingeschmolzen wird, wobei im Pulverbettverfahren gearbeitet wird, bei dem das Pulver selektiv eingeschmolzen und mit vorausgegangen erschmolzenen Schichten verbunden wird, wobei der Arbeitsraum auf einer Arbeitsraumtemperatur vorgewärmt ist und das Pulver vorgewärmt wird, wobei das Pulver auf Temperaturen zwischen 200 und 450°C aufgewärmt wird, bevor es selektiv aufgeschmolzen wird und der so erhaltene Gegenstand einer nachfolgenden Wärmebehandlung unterzogen wird, wobei die Wärmebehandlung aus zumindest einem Härteschritt und zumindest einem oder mehreren Anlassschritten besteht.

Description

Verfahren zum Herstellen eines Gegenstandes aus einem Warmarbeitsstahl
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines Gegenstandes aus einem Warmar- beitsstahl sowie dem Gegenstand, der mit dem Verfahren hergestellt ist.
Die Erfindung betrifft insbesondere die Herstellung von Gegenständen aus Warmarbeitsstahl, die im additiven Herstellungsverfahren, wie zum Beispiel dem selektiven Laserschmelzen, hergestellt sind.
Die Verfahren zum additiven Herstellen von Stahlbauteilen sind bekannt und beruhen alle- samt darauf, so viel Energie in ein Pulverbett aus dem gewünschten Stahlmaterial einzubrin- gen, dass dieses Pulverbett an gewünschten Stellen aufgeschmolzen und mit darunter lie genden, bereits aufgeschmolzenen Schichten verbunden wird.
Die üblicherweise hierfür verwendeten Stähle sind sogenannte Maraging-Stähle, bei denen der Härteeffekt nicht auf einer carbidischen Härtung beruht. Dies unter anderem deshalb, weil bekannt ist, dass Stähle mit einem Kohlenstoffgehalt über 0,22% thermisch schlecht verarbeitbar sind und insbesondere schlecht schweißbar sind. Um für breite Anwendungen und für breite Verwenderkreise Stahlpulver für derartige Verfahren zugänglich zu machen, wurden entsprechende Maraging-Stähle verdüst, deren Kohlenstoffgehalt deutlich unter 0,22% liegt, so dass diese leicht verarbeitbar sind.
Bei Stählen, die nur bedingt schweißbar sind, d.h. Stählen mit einem Kohlenstoffgehalt von mehr als 0,22%, sind zusätzliche Maßnahmen, wie beispielsweise das Vorwärmen erforder- lich. Der Kohlenstoffgehalt des Stahls alleine macht jedoch keine Aussage über die Schweiß- barkeit, da diese auch von vielen anderen Legierungselementen beeinflusst wird. Zur Beur- teilung wird daher das sogenannte Kohlenstoffäquivalent (CEV) berücksichtigt. Das Kohlenstoffäquivalent ist in der Werkstoffkunde ein Maß zur Beurteilung der Schweißeig- nung von unlegierten und niedrig legierten Stählen. Der Kohlenstoffgehalt und eine Vielzahl anderer Legierungselemente im Stahl beeinflussen sein Verhalten. Ein Wert des Kohlen- stoffäquivalents kleiner 0,45% impliziert eine Kugelschweißeignung, höhere Werte erfordern insbesondere auch abhängig von der Dicke des Werkstücks das Vorwärmen des Materials. Ab einem Wert größer 0,65% ist das Werkstück nur mit erhöhtem Aufwand schweißgeeignet, da es durch Martensitbildung zu Kalt- bzw. Härterissen kommen kann.
Ein gängiges Verfahren für die Berechnung des Kohlenstoffäquivalents (CEV) sieht folgen- dermaßen aus:
Aus„Processing and material properties of hotwork to accuse manufactured by selective laser melting; Giedenbacher Jochen, Huskic Aziz, Wallner Stefan, Sommitsch Christof" ist es bekannt, selective laser melting für die Verarbeitung von Metallpulvern zu verwenden. Dort wird auch ausgeführt, dass der übliche Stahl für die Verwendung als Pulver ein 18% Ni- Ma- raging (1.2709) ist. Ferner wird offenbart, dass Warmarbeitsstahl für Legierungen einen Koh- lenstoffgehalt von 0,3 bis 0,6 Gew.-% besitzen sowie weitere Legierungselemente, so dass diese Stähle nur eine begrenzte Schweißbarkeit ohne Vorwärmung besitzen. In den Figuren 1 ist gezeigt, dass aufgrund dieser Lackstoffparameter Risse entstehen, wobei diese Risse unter anderem durch eingeschlossene, nicht aufgeschmolzene Partikel verursacht sein kön- nen. Weiter werden anhand eines Stahles Böhler W360 mit gewissen Korngrenzenverteilun- gen verschiedener Vorwärmtemperaturen verschiedene weitere Parameter und Verfahrens- weisen getestet, und insbesondere die Dichte und die Härte, abhängig von der Vorwärm- temperatur untersucht.
Aufgabe der Erfindung ist es, ein Verfahren zu schaffen, mit dem noch zuverlässiger und vorhersagbarer die Eigenschaften eines verdruckten Warmarbeitsstahles erzielbar sind.
Die Aufgabe wird mit einem Verfahren mit den Merkmalen des Anspruchs 1 gelöst.
Vorteilhafte Weiterbildungen sind in den hiervon abhängigen Unteransprüchen gekennzeich- net. Darüber hinaus ist es eine Aufgabe, einen Warmarbeitsstahlgegenstand zu schaffen, der mit dem vorgenannten Verfahren hergestellt ist und über herausragende Eigenschaften verfügt.
Die Aufgabe wird mit den Merkmalen des Anspruchs 13 gelöst.
Vorteilhafte Weiterbildungen sind in den hiervon abhängigen Unteransprüchen gekennzeich- net.
Erfindungsgemäß hat sich herausgestellt, dass alleine eine Vorwärmung nicht ausreicht, um bestimmte Parameter zuverlässig immer wieder zu erreichen.
Erfindungsgemäß wurde herausgefunden, dass erst das Zusammenspiel der Druckparameter einerseits, der Vorwärmung andererseits und einer nachfolgenden Wärmebehandlung zu Produkten führt, welche hervorragende Eigenschaften haben.
Die Kombination aus den Druckparametern und der Vorwärmtemperatur ist dabei maßgeb- lich für ein mikrorissfreies Gefüge, die erzielbaren Porosität bzw. Dichteeigenschaft und die Anzahl und Größe der nicht-metallischen Einschlüsse (Oxyde) im Gefüge. Diese Eigenschaf- ten können durch die anschließende Wärmebehandlung nicht mehr beeinflusst werden. Die- se Eigenschaften sind aber für die mechanischen Eigenschaften, wie Festigkeit, Zähigkeit und Ermüdung, die nach der Wärmebehandlung entstehen, von großer Bedeutung.
Ein nach Vorwärmung und Verdrückung entstandenes Produkt besitzt einen hohen Rest- Austenitgehalt und andererseits eine fehlende Anlassbeständigkeit. Dies macht die vorge- wärmten und verdruckten Erzeugnisse für den Einsatz ungeeignet.
Erfindungsgemäß wird das additiv gefertigte Werkstück nach dem Fertigen gehärtet und nachfolgend mehrmals angelassen. Hierbei hat sich herausgestellt, dass die additiv erzeug- ten Gegenstände sowohl eine geringere Haltezeit bei der Härtung als auch bei den Anlassbe- handlungen besitzen. Somit besitzen additiv gefertigte Produkte auch einen Vorteil gegen- über herkömmlich hergestellten Produkten.
Grundsätzlich kann man sagen, dass die Anlasszeiten dimensionsabhängig sind, wobei für die Aufheizzeiten die Regel gilt, dass eine Minute Pro Millimeter Wandstärke erforderlich ist. Insbesondere für das Verdrucken hat sich ein Stahl bewährt, der die folgenden Gehalte in Gew.% besitzt:
C = 0,45 bis 0,56
Si = 0,10 bis 0,3
Mn = 0,10 bis 0,4
Cr = 4,2 bis 5,0
Mo = 2,8 bis 3,3
V = 0,41 bis 0,69
Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigung.
Die Wirkung der Legierungselemente ist wie folgt:
Silizium [Si] :
Si ist ein Mischkristallhärter und kein karbidbildendes Element, beeinflusst aber die Karbid- ausscheidungskinetik im Stahl. Es stabilisiert den Kohlenstoff, sodass es erst bei höheren Temperaturen für die Bildung von Karbiden zur Verfügung steht. Si dient als Desoxidations- mittel und ist daher herstellungsbedingt in geringen Konzentrationen bei nahezu allen Stäh- len vorhanden. Es erhöht die Zunderbeständigkeit, die Streckgrenze und die Zugfestigkeit ohne die Dehnung wesentlich zu verringern. Andererseits führt eine Abnahme des Si- Gehaltes zur Reduktion der Anisotropie der mechanischen Eigenschaften. Ein niedriger Si- Gehalt ermöglicht die anfängliche Entstehung von metastabilen M3C Karbiden. Diese wirken wie ein C-Reservoir für die anschließende Ausscheidung der gewünschten MC Karbide. Es unterdrückt auch die Bildung von unerwünschten M23C7 Karbiden an den Korngrenzen.
Mangan [Mn] :
Mn erweitert und stabilisiert den Austenitbereich und unterdrückt somit den Beginn der bai- nitischen Umwandlung. Mit zunehmendem Mn-Gehalt wird die Bs-Temperatur (Bainitstart- temperatur) zu niedrigeren Temperaturen verschoben. Auch die Martensitbildung wird dadurch zu tieferen Temperaturen verschoben, was bereits bei Wasserabschreckung eine große Menge an Restaustenit hervorruft (Restaustent ist uerwünscht). Es fördert die Marten- sitbildung an den Korngrenzen, da es während der Erstarrung interzellulär (im Korn) segre- giert. Es ist wie Si ein starkes Desoxidationsmittel und bezüglich Härtbarkeit und Durchhär- tung eines der billigsten und wirkungsvollsten Legierungselemente. Durch Absenkung der kritischen Abkühlgeschwindigkeit (durch Mn-Zugabe) wird die Einhärtetiefe erhöht. Aller- dings führen höhere Konzentrationen zur Verminderung der Wärmeleitfähigkeit und in Wech- selwirkung mit Schwefel [S] oder Sauerstoff (0) zur Bildung von unerwünschten nichtmetalli schen Einschlüssen (MnS - MnO).
Chrom [Cr] :
Ist eines der wichtigsten Legierungselemente beim WAST. Durch Absenkung der kritischen Abkühlgeschwindigkeit verbessert es wesentlich die Durchhärtbarkeit bzw. die Vergütbarkeit des Stahls. In der Matrix gelöstes Cr bildet beim Anlassen feine Sekundärhärtekarbide, er- höht die Warmhärte, die Anlassbeständigkeit und die Zugfestigkeit. Bei niedrigen Cr- Gehalten kommt es beim Anlassen zur Bildung von eher unerwünschten M2C Karbiden (Hö- herer Mo-Gehalt begünstigt die M2C Bildung). Diese scheiden sich bevorzugt an den Korn- grenzen aus und verschlechtern die Zähigkeit. Bei zu hohen Konzentrationen bleibt soviel Cr in der Matrix gelöst, dass die Wärmeleitfähigkeit stark abgesenkt wird. Durch Cr wird einer- seits die Bainitumwandlung verzögert (Umwandlungsnase im ZTU Diagramm nach rechts verschoben) und andererseits wird die Ms-Temperatur stark abgesenkt, was zur Bildung von Restaustenit führt. Im Sinne des Legierungskonzepts von W360 sollen die Grenzen des Cr- Gehalts auf die Konzentrationen von V und Mo abgestimmt sein, um die gewünschten Eigen- schaften zu erhalten.
Molybdän [Mo] :
Mo bildet spezielle Karbide und andererseits mit Fe Mischkarbide. Diese sind vom Typ M2C, M6C und MC. Durch Zugabe von Mo wird die Aktivierungsenergie für die C-Diffusion im Aus- tenit erhöht und somit der Diffusionskoeffizient für C bzw. die C-Diffusion erniedrigt. Dies führt zur niedrigeren Bs-Temperatur und zur verringerten Bainitbildung. Andererseits führt eine Zugabe von Mo zur Verfeinerung der Mikrostruktur d.h. unabhängig von der Abkühlrate (l°C/s bis 60°C/s) ist ein feines Gefüge vorherrschend. Die Kornvergröberung bleibt wegen der geringen Lösungsgeschwindigkeit und der hohen Lösungstemperatur der Karbide gering (Karbide wirken der Kornvergröberung entgegen). Somit kann durch Austenitisieren (Lö- sungsglühen) bei höheren Härtetemperaturen eine verbesserte Anlassbeständigkeit erreicht werden, da mehr karbidbildenen Elemente ausgeschiedenen werden können und dadurch mehr Karbide gebildet werden. Durch die harten Karbide werden zusätzlich die Warmstreck- grenze und die Verschleißfestigkeit erhöht. Bei hohen Einsatztemperaturen verbessert Mo die Zunderbeständigkeit des Stahls. Zu hohe Gehalte verschlechtern die Zerspanbarkeit und im Falle, dass es in der Matrix gelöst bleibt, die Wärmeleitfähigkeit. Auch könnte es passieren, dass beim Anlassen aufgrund der Belegung der ehemaligen Austenitkorngrenzen mit Karbi- den, eine Versprödung auftritt.
Vanadium [V] :
Vanadium ist neben Nb und Ti wegen seiner hohen Affinität zu C eines der stärksten karbid- bildenden Elemente. Es bildet beim Anlassen feine und gleichmäßig verteilte Ausscheidungen vom Typ MC. Diese werden wegen der, im Vergleich zu anderen Karbidtypen, höheren ther- mischen Beständigkeit bevorzugt. Dadurch kommt es zu einer Steigerung der Warmfestig- keit, Erhöhung der Streckgrenze, des Verschleißwiderstandes und Verbesserung der Anlass- beständigkeit. Allerdings ist bei höheren Konzentrationen eine höhere Härtetemperatur er- forderlich, um die thermisch stabilen, primären MC Karbide aufzulösen. In Warmarbeitsstäh- len wird nur bis maximal 1% zulegiert.
Herkömmliche Warmarbeitsstähle werden durch Schmelzen im Elektrolichtbogenofen er- zeugt, insbesondere wird Schrott aus Ferrolegierungen erschmolzen und die gewünschte chemische Zusammensetzung grob eingestellt. Es folgt wie üblich eine Sekundär, bei der die Schmelze entgast und beruhigt wird, anschließend entschwefelt wird und so nötig, auch ent- kohlt werden kann. Zudem wird hier die endgültige chemische Zusammensetzung sowie die optimale Abgusstemperatur eingestellt. Der so behandelte Stahl wird im aufsteigenden Guss zu einem Block gegossen mit dem Ziel, weniger Verwirbelung zu erzeugen. Die abgegosse- nen Elektroden werden in einem offenen (ESU) oder geschlossenen (DESU) Verfahren umge- schmolzen. Dabei wird die Elektrode langsam abgeschmolzen. Die Schmelze läuft durch eine spezielle Schlacke und wird dabei von nicht-metallischen Einschlüssen (NME) gereinigt.
Die umgeschmolzenen Elektroden werden in weiterer Folge geschmiedet bzw. gewalzt, um das Gussgefüge in ein Verformungsgefüge umzuwandeln bzw. die gewünschten Endabmes- sungen zu erreichen.
Anschließend wird der Stahl weichgeglüht, um die mechanische Bearbeitbarkeit beim Kunden zu gewährleisten. Um die Endeigenschaften zu erhalten, wird der Stahl nach der mechani- schen Bearbeitung vergütet. Von dieser herkömmlichen Herstellungsroute unterscheidet sich die Herstellung eines Pulvers, welches für die additive Fertigung geeignet ist, dadurch, dass das Stahlmaterial durch Inertgasverdüsung insbesondere mit dem VIGA-Verfahren (Vacuum Induction Gas Automization) verdüst wird. Das Erschmelzen des Einsatzmaterials erfolgt da- bei im Vakuuminduktionsofen, wobei aufgrund des Mangangehaltes das Erschmelzen unter Argonschutzgasatmosphäre erfolgt. Anschließend erfolgt der eigentliche Verdüsungsprozess unter Zuhilfenahme von sehr hohem Gasdruck. Dabei wird der Tiegel gekippt, in dem die Schmelze sich befindet, wodurch die flüssige Schmelze in einen Tundisch/Verteiler fließt und aus einer Öffnung am Boden dieses Gefäßes das flüssige Metall in eine Düse fließt. Die Düse zerstäubt das schmelzflüssige Metall zu feinen, kleinen, 1 bis ca. 500pm großen Metallparti- keln, die eine schlagartige Abkühlung erfahren und als Pu Iveragg lomerat nach dem Verdüsen vorliegen. Als Verdüsungsgas können Argon oder Stickstoff verwendet werden. Insbesondere entscheidend sind hier der Düsendurchmesser, der Druck sowie die Schmelztemperatur.
Beim eingesetzten erfindungsgemäßen Material ist von Vorteil, dass aufgrund des hohen Kohlenstoffgehalts die Schmelztemperatur niedriger ist als bei bekannten eingesetzten Stahl- rohstoffen. Dadurch ist der Werkstoff leichter bzw. besser verdüsbar als zum Beispiel ein Maraging-Stahl. Das erhaltene Pulver wird nach dem Verdüsen aus Teilchen verschiedener Größe bestehen. Für die unterschiedlichen additiven Fertigungsverfahren wird die Größe der Pulverteilchen bzw. die Korngrößenverteilung einer bestimmten Fraktion angepasst. Für das Auftragslaserschweißen im Pulverbettverfahren entspricht die gewünschte Partikelgröße bei spielsweise 15 - 45 pm. Dies macht das Aussieben bzw. Klassieren des Pulvers in unter- schiedlichen Pulverfraktionen notwendig. Dies kann beispielsweise durch Sieben oder Sichten durchgeführt werden.
Grundsätzlich wird das so erhaltene Pulver in einen vorgeheizten Bauraum gegeben und ge- gebenenfalls selbst auch vorgewärmt, wobei einerseits die Vorwärmtemperatur so hoch sein muss, dass sie einen Defekt erzeugt, und andererseits nicht so hoch sein sollte, dass es zu Agglomeration und Oxidation kommt, denn dann wäre das Restpulver nach der Erstellung des Bauteiles nicht mehr verwendbar.
Wichtige Druckparameter sind die Laserleistung bzw. die pro Volumen eingebrachte Energie, die Scangeschwindigkeit, die Schichthöhe, der Linienabstand, der Fokusdurchmesser und die Volumenenergiedichte beim Drucken.
Die derzeit verwendeten Werkzeuge, die additiv gefertigt werden, insbesondere für Druck- gussanwendungen, beruhen auf den Werkstoff 1.2709, welcher sich aufgrund des fehlenden Kohlenstoffs sehr gut verdrucken lässt. Allerdings wird aufgrund des fehlenden Kohlenstoffs kein Kohlenstoffmartensit, sondern ein Nickelmartensit gebildet, der bei zyklischen Belastun- gen definitiv schlechter als der Kohlenstoffmartensit ist. Erfindungsgemäß kann durch den Einsatz des Kohlenstoff-reicheren, erfindungsgemäßen Materials eine verbesserte Ermü- dungsfestigkeit und höhere Lebensdauer der Druckgusswerkzeuge erzielt werden.
Gegenüber dem Stand der Technik wird das erfindungsgemäß verwendete Material nicht in Luft erschmolzen und in Wasser verdüst, sondern unter Argonatmosphäre erschmolzen und vorzugsweise auch mit Argon verdüst. Dies sowie die exakte Abstimmung der Parameter, die bereits genannt wurden, und insbesondere der hohe Kohlenstoffgehalt, der die gute Verdüs- barkeit sicherstellt, schaffen ein überragendes Produkt.
Insbesondere wird bei einer Härte von 55 - 57 HRC und einer Kerbschlagzähigkeit von 10 - 11 Joule und sehr hohen Festigkeiten über 2000 MPa eine Bruchdehnung von 5 bis 7% er- zielt.
Die Erfindung wird anhand einer Zeichnung beispielhaft erläutert. Es zeigen dabei:
Figur 1 die schmelzmetallurgische Herstellungsroute eines Warmarbeitsstahls;
Figur 2 die Wärmebehandlungsroute bei verdrucktem im Gegensatz zu schmelzver- gossenem Material;
Figur 3 Härte und Kerbschlagarbeit;
Figur 4 Zugfestigkeit und Streckgrenze;
Figur 5 eine Porositätsanalyse im Lichtmikroskop;
Figur 6 die Porosität unter dem Lichtmikroskop bei unterschiedlichen Vorwärmtempe- raturen;
Figur 7 Poren und nicht-metallische Einschlüsse in einer Raste-Elektronen- Mikroskopische Analyse;
Figur 8 Größe, Form und Verteilung der Poren in Raste-Elektronen-Mikroskopische
Analysemaps auf definierter Fläche; Figur 9 die rasterelektronenmikroskopische Analyse der Mikrorisse im Gefüge bei un- tersch ied I ichen Vorwä rmtem peratu ren .
Erfindungsgemäß wird ein Warmarbeitsstahlmaterial, insbesondere mit einer chemischen Zusammensetzung in Gew.% von:
C = 0,45 bis 0,56
Si = 0,10 bis 0,3
Mn = 0,1 bis 0,4
Cr = 4,2 bis 5,0
Molybdän = 2,8 bis 3,3
Vanadin = 0,41 bis 0,69
Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigung erzeugt.
Insbesondere wird ein Stahlmaterial verwendet, welches von der Firma voestalpine Böhler Edelstahl GmbH & Co. KG unter dem Handelsnamen W360 vertrieben wird.
Insbesondere wird ein Material verwendet, dessen Kohlenstoffgehalt 0,5 Gew.-%, dessen Silizium-Gehalt 0,2%, dessen Mangangehalt 0,25%, dessen Chromgehalt 4,5% und dessen Molybdängehalt 3% sowie dessen Vanadiumgehalt 0,55% entspricht.
Dieses Material wird herkömmlich erschmolzen, einer Sekundärmetallurgie unterzogen und anschließend im steigenden Blockguss vergossen. Anschließend wird das Material wie bereits beschrieben umgeschmolzen. Anstelle einer mechanischen Weiterverarbeitung erfolgt erfin- dungsgemäß die Pulverherstellung bzw. Verdüsung des Materials, wobei das Ansatzmaterial im Vakuuminduktionsofen erschmolzen wird und hierbei in einem Tiegel schmelzflüssig vor- liegt. Das Erschmelzen erfolgt vorteilhafterweise unter Schutzgasatmosphäre und insbeson- dere unter Argonatmosphäre.
Das erschmolzene Material wird in einen Tundisch/Verteiler gegossen, der am Boden einen Auslass hat, von dem das flüssige Metall in eine Düse fließt. Die Düse zerstäubt das schmelz- flüssige Material zu sehr feinen Metallpartikeln, die eine schlagartige Abkühlung erfahren und dann als Pulveragglomerat vorliegen. Als Verdüsungsgas können ebenfalls Inertgase bzw. Edelgase sowie Stickstoff verwendet werden. Vorzugsweise wird Argon verwendet. Das so erzeugte Pulver besteht aus Teilchen verschiedener Größe, wobei insbesondere eine Parti- kelgrößenverteilung von 15 bis 45 miti angestrebt wird. Um diese Fraktion zu erreichen, wird das Pulver entweder gesiebt oder gesichtet.
Anschließend steht das Material zum Verdrucken bereit.
Wie bereits ausgeführt, sind für das Verdrucken sowohl die Vorwärmtemperatur als auch die Druckparameter und hier insbesondere die Laserleistung bzw. eingebrachte Energie, die Scangeschwindigkeit, die Schichthöhe des Pulverbettes, der Linienabstand, der Fokusdurch- messer und die Volumenenergiedichte wichtige Kenngrößen.
Die Erfindung wird anhand von Beispielen erläutert, wobei das erfindungsgemäß verwendete Stahlmaterial auf zwei unterschiedlichen Anlagen mit unterschiedlichen Druckparametern und Vorwärmtemperaturen verdruckt wurde. Alle Proben wurden anschließend der gleichen Wärmebehandlung unterzogen und die mechanischen Endeigenschaften für den Einsatz ins besondere als Aluminiumdruckgusswerkzeug zu erhalten.
Anschließend erfolgt eine Wärmebehandlung.
Beispiel 1 :
Das Pulver wurde auf einer Anlage der Firma Concept Laser verdruckt, wobei die Bauraum- kammer mit Stickstoffen geflutet wurde. Die Vorwärmtemperaturen betragen 230°C und 500°C, wobei die Energievolumendichte des Lasers EVD 97,9 Joule pro mm3 beträgt.
Beispiel 2:
Das Pulver wird auf einer Renishaw-Anlage verdruckt, wobei die Bauraumkammer mit Argon geflutet wird und die Vorwärmtemperatur 400°C beträgt. Die Energievolumendichte EVD beträgt hierbei 67,5 Joule pro mm3.
Bei beiden Anlagen soll erzielt werden, dass ein möglichst mikrofreies Gefüge vorliegt mit definierter Porosität bzw. Dichteeigenschaften und mit möglichst geringer Anzahl und Größe der nicht-metallischen Einschlüsse. Diese Eigenschaften können durch die Wärmebehandlung nicht mehr beeinflusst werden, sind aber für die mechanischen Eigenschaften, die nach der Wärmebehandlung entstehen, mitentscheidend. In Figur 2 ist diese entsprechende Wärmebehandlung gezeigt. Der Wärmebehandlungszyklus des verdruckten Materials, aber auch für gegossenes Material, besteht aus Härten mit nach- folgendem mehrmaligem Anlassen,
Wegen der sehr feinen Struktur des gedruckten Materials im Zustand wie verdruckt, kann erfindungsgemäß die Haltezeit auf der Härtetemperatur des additiv gefertigten Materials im Gegensatz zur Haltezeit von vergossenem Material auf die Hälfte, also in etwa 15 statt 30 Minuten, reduziert werden.
Überraschend hat sich herausgestellt, dass auch beim Anlassen das verdruckte Material un- empfindlicher ist, so dass die Haltezeit auf Anlasstemperatur gegenüber vergossenem Mate- rial um 25% reduziert werden kann. Hierbei sind die Anlasszeiten grundsätzlich dimensions- abhängig, wobei für die Aufheizzeiten gilt, dass pro mm Wandstärke eine Minute Zeit zu in- vestieren ist.
Die Proben der Beispiele 1 und 2 wurden in XY- und in Z-Baurichtung gedruckt.
Alle Proben wurden nach dem Verdrucken auf eine Zielhärte von 55 - 57 HRC wärmebehan- delt.
Proben 1 und 2 wurden hierbei bei 1050°C für 15 Minuten gehalten und dann in Öl abge- schreckt.
Das Anlassen erfolgte bei 570°C für zweimal 1,5 Stunden auf die Zielhärte von 55 - 57 HRC.
Anschließend wurden bei den Proben die Härte (HRC) und die Kerbschlagarbeit (Av) unter- sucht. Zudem wurden Zugversuche und eine Ermittlung der Porosität im Lichtmikroskop und im Rasterelektronenmikroskop durchgeführt. Ebenso wurde die Mikrostruktur bezüglich der Mikrorisse im Gefüge anhand lichtmikroskopischer und rasterelektronenmikroskopischer Auf- nahmen optisch beurteilt.
In Figur 3 sind die Härte und die Kerbschlagarbeit gezeigt. Hierbei zeigt sich, dass bei einem geringeren Energieeintrag während des Verschmelzens und einer Vorwärmtemperatur von 400°C die Kerbschlagarbeit erreicht wird. Insgesamt können bei einer Vorwärmtemperatur von 500°C die Zielhärten nicht mehr erreicht werden, da eine Entkohlung stattfindet. Bei den Vorwärmtemperaturen von 230 bzw. 400°C wurde eine Härte von ca. 56 hrc erreicht. Die höchste Zähigkeit sowohl in XY (Av=12 Joule) als auch in Z-Baurichtung (Av= 14 Joule) zei- gen die Proben bei der Vorwärmtemperatur von 400°C.
In Figur 4 erkennt man die Ergebnisse der Zugversuche. Bei den Vorwärmtemperaturen von 230°C und 400°C sind die Zugfestigkeiten Rm und die Streckgrenze Rp02 mit ca. 2000 bzw. 1600 MPa auf gleich hohem Niveau. Die Bruchdehnung (A5) und die Brucheinschnürung (Z) liegen bei einer Vorwärmtemperatur von 400°C etwas höher als bei 230°C. Die Zugproben bei Vorwärmtemperaturen von 230 bzw. 400°C haben eine Härte von ca. 56 hrc, wobei bei Vorwärmtemperaturen von 500°C keine Zugversuche durchgeführt wurden.
In Figur 5 sind die Ergebnisse der Porositätsanalyse im Lichtmikroskop gezeigt. Diese Porosi- tätenmessung wurde bei drei verschiedenen Vergrößerungen und unterschiedlicher Anzahl von Messbildern am Lichtmikroskop durchgeführt. Das niedrigste Porositätsniveau wird bei allen Messungen bei einer Vorwärmung von 400°C erreicht. Hierbei kann eine relative Dichte von über 99,9% erreicht werden. Bei einer Vorwärmtemperatur von 230°C ist der Unter- schied zwischen den Baurichtungen XY (x50 relative Dichte kleiner 99,7%) und X-Z (x50 relative Dichte größer 99,8%) auffallend. Im Allgemeinen kann gesagt werden, dass relative Dichtwerte ab einem Wert von 99,5% gute Industriestandards sind.
Für eine qualitative Beurteilung sind nicht nur die relativen Dichte- und Porositätswerte al- lein, sondern vor allem auch die Verteilung, die Größe und die Form der Poren von Bedeu- tung für die erreichbaren mechanischen Eigenschaften. Insofern haben gleich verteilte kleine Poren Vorteile gegenüber ungleich verteilten größeren Poren, insbesondere Poren, die gege- benenfalls nicht ideal rund oder sphärisch sind.
In Figur 6 ist die Porosität im Lichtmikroskop gezeigt. Bei einer Vorwärmtemperatur von 230°C zeigt sich, dass die Porenform und Größe sehr unterschiedlich ist, wobei diese auch ungleichmäßig verteilt sind. Es kommt zu Anhäufungen und Bindefehlern.
Bei einer Vorwärmtemperatur von 400°C werden kleine runde Poren und eine homogene Verteilung sowie keine Bindefehler erzielt. Bei einer Vorwärmtemperatur von 500°C werden runde Poren erzielt, die aber sehr groß sind und auch nicht homogen verteilt sind. Auch hierbei stellt sich somit heraus, dass eine Vor- wärmung von etwa 400°C von Vorteil ist.
In Figur 7 ist die elektronenmikroskopische Analyse der Verteilung der nicht-metallischen Einschlüsse gezeigt. Der summierte Porenflächenanteil sowie Oxidflächenanteil ist bei 400°C Vorwärmtemperatur am niedrigsten. Bei den nicht-metallischen Einschlüssen handelt es sich vornehmlich um Siliziumdioxid-Einschlüsse, wobei der höchste Oxidflächenanteil generell bei der Vorwärmtemperatur von 500°C vorliegt. Mit steigender Temperatur steigt somit auch die Oxidationsneigung.
Sowohl die Poren als auch die Oxide stellen Defekte dar, die im Allgemeinen die Ermüdungs- festigkeit bzw. die mechanisch zyklischen Eigenschaften des Werkstoffs vermindern. Insofern sind auch die Größe und Verteilung der NME bzw. Oxide für die Ermüdungsfestigkeit signifi- kant.
Figur 8 zeigt die Größe, Form und Verteilung der Poren bzw. Energie in der rasterelektro- nenmikroskopischen Analyse auf definierter Fläche. Bei einer Vorwärmtemperatur von 230°C erkennt man viele kleine runde Poren bzw. große Bindefehler mit unterschiedlicher Form und Porenanhäufung. Viele nicht-metallische Einschlüsse sind mit einem breiten großen Vertei- lungsspektrum, was zu einem inhomogenen Fehlerverteilungsbild führt. Bei 400°C ergeben sich viele kleine runde Poren sowie ausschließlich kleinere, nicht-metallische Einschlüsse, die gleichmäßig verteilt sind. In Summe ergibt sich somit das homogenste Fehlerverteilungsbild.
Bei 500°C ändert sich das Bild dahingehend, dass zwar die Anzahl der Poren gegenüber 400°C noch weiter abnimmt, ebenso die Zahl der nicht-metallischen Einschlüsse, allerdings ist die Häufigkeit an großen Defekten hoch, so dass der Gesamtflächenanteil am höchsten ist.
Figur 9 zeigt die rasterelektronenmikroskopische Mikrorissanalyse bei den gegebenen Vor- wärmtemperaturen. Es ergibt sich hierbei, dass die Mikrorisshäufigkeit mit steigender Vor- wärmtemperatur abnimmt, jedoch bei allen Temperaturen Mikrorisse vorhanden sind.
Somit ergibt sich, dass wegen des hohen Kohlenstoffgehalts der W360 bzw. verwandte Stäh- le erst ab einer Vorwärmtemperatur größer 200°C makroriss- druckbar sind. Im verdruckten Zustand hat das Material einen hohen Anteil an Restaustenit und andererseits keine Anlass- beständigkeit, was eine anschließende Wärmebehandlung günstig erscheinen lässt. Durch den sehr kleinen Ausschnittsbereich vom Laserstrahl und das extrem schnelle Abschrecken liegt der Werkstoff nach dem Verdrucken in einem Zustand mit sehr feiner Mikrostruktur vor, was kurze Diffusionswege für die nachfolgende thermische Behandlung bedeutet. Aus die sem Grund können die Haltezeiten im Vergleich zu erschmolzenem Material verkürzt werden.
Hieraus ergibt sich, dass die Vorwärmtemperaturen sinnvollerweise von 200°C bis 400°C gelegt werden. Bei statisch belasteten Bauteilen können hierbei Vorwärmtemperaturen von 200 bis 260°C ausreichen. Bei dynamischen bzw. thermozyklisch belasteten Bauteilen sind Temperaturen von 350 bis 450°C, insbesondere 380 bis 420°C und insbesondere 390 bis 410°C günstig.
Die eingebrachte Energie wird vorzugsweise auf 50 bis 100 Joule pro mm3 eingestellt, wobei bei Temperaturen der Vorwärmung von 400°C 50 bis 70 Joule pro mm3 von Vorteil sein kön- nen und bei niedrigeren Vorwärmtemperaturen um 200°C 70 bis 100 Joule pro mm3 sinnvoll sein können. Insofern wird bei niedrigerer Vorwärmtemperatur eine höhere Laserenergie gewünscht.
Die Härtung wird größer bei Temperaturen oberhalb Ac3 durchgeführt, wobei die Temperatu- ren immer im Bereich von 990 bis 1100°C liegen. Nach dem Erreichen der Durchwärmung wird diese Temperatur nicht unter 15 Minuten und nicht über 25 Minuten gehalten.
Das nachfolgende Anlassen erfolgt mindestens zweimal bei minimal 500°C oder maximal 630°C.
Bei großen Bauteilen kann das Anlassen auch zweimal für zwei Stunden oder dreimal für eine Stunde stattfinden. Ansonsten kann auch zweimal für 1,5 Stunden angelassen werden.
Bei der Erfindung ist von Vorteil, dass ein Verfahren geschaffen wird, mit dem die mechani- schen Eigenschaften verdruckter Warmarbeitsstähle sehr gut und nachvollziehbar und immer wiederkehrend eingestellt werden können, wobei die thermisch-zyklischen Eigenschaften gegenüber herkömmlich verdruckten Maraging-Stählen bei vergleichbarer Kerbschlagarbeit und Härte deutlich besser bezüglich der zyklischen Belastungen verkraftet werden. Hierbei ist zudem von Vorteil, dass die verdruckten Materialien bei einer nachfolgenden Wärmebehandlung als vergleichbar vergossenes Material auskommen.

Claims

Patentansprüche
1. Verfahren zum Herstellen eines Gegenstandes aus einem Warmarbeitsstahl, wobei eine Warmarbeitsstahllegierung erschmolzen wird, insbesondere eine Warmarbeitsstahllegie- rung mit einem Kohlenstoffgehalt von mehr als 0,35 Gew.-%, wobei das Erschmelzen in ei- nem Elektrolichtbogenofen mit einer nachfolgenden Sekundärmetallurgie erfolgt und an- schließend die Schmelze im Blockguss vergossen wird und gegebenenfalls umgeschmolzen wird und anschließend die Schmelze verdüst wird zur Erzeugung eines Pulvers, wobei das erhaltene Pulver klassiert wird,
dadurch gekennzeichnet,
dass das Pulver in einem nachfolgenden Schritt in einem additiven Fertigungsverfahren zur Erzeugung des Gegenstandes mit Energie beaufschlagt und selektiv eingeschmolzen wird, wobei im Pulverbettverfahren gearbeitet wird, bei dem das Pulver selektiv eingeschmolzen und mit vorausgegangen erschmolzenen Schichten verbunden wird, wobei der Arbeitsraum auf einer Arbeitsraumtemperatur vorgewärmt ist und das Pulver vorgewärmt wird, wobei das Pulver auf Temperaturen zwischen 200 und 450°C aufgewärmt wird, bevor es selektiv auf- geschmolzen wird und der so erhaltene Gegensand einer nachfolgenden Wärmebehandlung unterzogen wird, wobei die Wärmebehandlung aus zumindest einem Härteschritt und zumin- dest einem oder mehreren Anlassschritten besteht.
2. Verfahren nach Anspruch 1,
dadurch gekennzeichnet,
dass für statisch belastete Bauteile die Vorwärmtemperatur zwischen 200 und 260°C liegt.
3. Verfahren nach Anspruch 1,
dadurch gekennzeichnet,
dass für dynamisch oder thermozyklisch belastete Bauteile der Vorwärmbereich zwischen 350 und 450°C, insbesondere 380 bis 420°C und insbesondere 390 bis 410°C beträgt.
4. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet,
dass der Energieeintrag zum Erschmelzen des Pulvers zwischen 50 und 100 Joule pro mm3 beträgt, wobei der Energieeintrag bei hohen Vorwärmtemperaturen zwischen 350 und 450°C von 50 bis 75 Joule pro mm3 beträgt und bei niedrigeren Vorwärmtemperaturen von 200°C bis 300°C zwischen 70 bis 100 Joule pro mm3 beträgt.
5. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet,
dass das Pulver durch Inertgasverdüsung mit dem VIGA-Verfahren (Vacuum Induction Gas Atomization) im VIM-Vakuum-Induktions-Ofen erfolgt, wobei das Erschmelzen unter Schutz- gasatmosphäre erfolgt und das anschließende Verdüsen mit Schutzgas als Verdüsungsgas erfolgt.
6. Verfahren nach Anspruch 5,
dadurch gekennzeichnet,
dass das Erschmelzen unter Argonatmosphäre erfolgt.
7. Verfahren nach Anspruch 5,
dadurch gekennzeichnet,
dass als Verdüsungsgas Argon oder Stickstoff verwendet werden.
8. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet,
dass das Stahlmaterial die folgenden Elemente aufweist:
C = 0,45 bis 0,56
Si = 0,10 bis 0,3
Mn = 0,1 bis 0,4
Cr = 2,5 bis 5,0
Molybdän = 2,8 bis 3,3
Vanadin = 0,41 bis 0,69
Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigung.
9. Verfahren nach Anspruch 1 oder 8,
dadurch gekennzeichnet,
dass das Stahlmaterial die folgende chemische Zusammensetzung besitzt:
C = 0,5 Gew.-%
Si = 0,2 Gew.-%
Mn = 0,25 Gew.-%
Cr = 4,5 Gew.-%
Mo = 3,00 Gew.-%
V = 0,55 Gew.-%
Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen.
10. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet,
dass das Pulver durch Laserauftragsschweißen im Pulverbett zu dem Gegenstand verarbeitet wird.
11. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet,
dass der Gegenstand bei einer Temperatur größer Ac3 insbesondere bei 990 bis 1100°C für zumindest 15 Minuten nach Erreichung der Durchwärmung, jedoch nicht über 25 Minuten erhitzt und anschließend abgeschreckt wird.
12. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet,
dass das Anlassen bei mindestens 500°C und maximal 630°C erfolgt, wobei bei zwei Anlass- schritten jeder Anlassschritt zwischen einer und drei Stunden, insbesondere zwei Stunden und bei drei Anlassbehandlungen zwischen 45 Minuten und 1,5 Stunden liegt, wobei die An- lasszeiten dimensionsabhängig sind und für die Aufheizzeiten gilt, dass pro mm Wandstärke eines Bauteils eine Minute Zeit erforderlich ist.
13. Stahlgegenstand aus einer Warmarbeitsstahllegierung mit mehr als 0,35% Kohlen- stoff, wobei der Warmarbeitsstahlgegenstand mit einem Verfahren nach einem der vorher- gehenden Ansprüche hergestellt ist.
14. Stahlgegenstand nach Anspruch 13,
dadurch gekennzeichnet,
dass er eine Härte von 55 bis 58 HRC besitzt.
15. Stahlgegenstand nach Anspruch 13 oder 14,
dadurch gekennzeichnet,
dass der Gegenstand eine Kerbschlagarbeit oder Zähigkeit zwischen 10 und 16 Joule besitzt.
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