EP3963113A1 - Stahlmaterial in pulverform und verfahren zu dessen herstellung - Google Patents

Stahlmaterial in pulverform und verfahren zu dessen herstellung

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EP3963113A1
EP3963113A1 EP20723342.0A EP20723342A EP3963113A1 EP 3963113 A1 EP3963113 A1 EP 3963113A1 EP 20723342 A EP20723342 A EP 20723342A EP 3963113 A1 EP3963113 A1 EP 3963113A1
Authority
EP
European Patent Office
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powder
steel material
steel
laser
melting
Prior art date
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Pending
Application number
EP20723342.0A
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English (en)
French (fr)
Inventor
Christin AUMAYR
Harald Leitner
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
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Voestalpine Boehler Edelstahl GmbH and Co KG filed Critical Voestalpine Boehler Edelstahl GmbH and Co KG
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Pending legal-status Critical Current

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    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/25—Process efficiency

Definitions

  • the invention relates to a steel material for additive manufacturing, its production and a method for producing objects from the steel material.
  • Additive manufacturing processes are now known and widely used.
  • powder bed process When driving powder bed, a powder is applied to a carrier plate and the powder is melted ver at the points where a component or a wall or the like of a component is to be created.
  • energy is introduced accordingly, for example via laser beams.
  • Such powder bed processes work for a number of fusible materials, ranging from low-melting materials such as plastics to steel materials.
  • the methods of selective laser melting and selective laser sintering are used in particular. If the desired fusion has taken place within one layer of the powder, another powder layer is placed on top and the carrier plate is lowered. The next powder layer is then fused, on the one hand with one another and on the other hand with the powder layer below.
  • a component is built one after the other layer by layer in the additive manufacturing process.
  • the properties of the steel material are adjusted via at least one or more heat treatment stages.
  • These heat treatments include hardening and tempering, for example.
  • the steel material is heated via Ac3 so that ferrite is completely converted into austenite and then quickly cooled down in water, oil or polymer, for example ("quenched").
  • quenched water, oil or polymer, for example
  • Tempering takes place at lower temperatures between 150 and 500 ° C instead and reduces the hardness in favor of a higher toughness. Tempering describes the combined heat treatment, consisting of hardening and subsequent tempering.
  • the object of the invention is to provide a steel material for additive manufacturing which, with good-natured processing properties, delivers excellent results which also enable the semi-professional production of high-quality components.
  • a further object of the invention can be seen as producing components with good mechanical properties, preferably high strength and high toughness, directly after additive manufacturing, in particular without heat treatment.
  • Another object is to provide a method for manufacturing the steel material.
  • the material according to the invention has a selected chemical composition that makes it particularly ideal for additive manufacturing.
  • the proportion of undesired residual austenite in the additively manufactured component is minimized as far as possible.
  • the conversion of retained austenite to martensite can lead to a volume increase of 3%.
  • the resulting stresses can lead to component damage.
  • the additively manufactured component can have a bainitic structure, which is advantageous in terms of higher toughness.
  • the material according to the invention has a low carbon alloy content and a low sulfur content, so that it can be manufactured additively in a good way.
  • the material is so good-natured in terms of its production behavior that it allows components to be manufactured in close proximity to series production that have functional properties that make them suitable for use.
  • this material can be pre-hardened to different strengths or can be edge-layered or case-hardened using thermochemical processes, such as PVD coating, plasma nitriding, etc.
  • the material according to the invention has a composition as follows:
  • This material according to the invention differs from a number of already known materials which, however, were not used for additive manufacturing or have major differences in additive manufacturing.
  • vanadium was added in order to shift pearlite formation to higher times. In contrast to the known material 17NiCrMo6-4 (material number 1.6566), this prevents the pearlite area from being reached. In order to be able to ensure that a bainitic structure is obtained in the built state, the addition of vanadium is absolutely necessary, as it turned out. If thick-walled components are also involved, the addition of vanadium can be increased up to 2% in order to stay safely in the bainite area.
  • the manganese content in the invention is a maximum of 0.45% in order to prevent the formation of manganese sulphide and retained austenite.
  • Manganese sulfide has a negative effect on the mechanical properties, with the increased manganese content compared to the invention in the 17NiCrMo6-4 outlined above being typical for classic case-hardening steels. However, such a classic case-hardening steel is only suitable to a limited extent for additive manufacturing processes.
  • JP-2011-094169 a steel material is known which specifies very wide ranges, in addition to the table given above 0.1% aluminum, 0.055-0.09% niobium and 0.008% titanium are included. These titanium-niobium precipitates inhibit grain growth during case hardening. During the casting process, precipitates arise in the temperature range between 700 and 1000 ° C, this also being dependent on the cooling rate, the cooling rate being between 15 ° C per minute and 5 ° C per minute. The effect cannot be used in the AM process, as the cooling rate is so high that these precipitates do not have time to form.
  • a low carbon content is crucial for good weldability, which is of great importance in the course of additive manufacturing, because ultimately the powder particles are welded together. Therefore the terms “weldability” and “printability” are often used synonymously.
  • the primary purpose of the carbon is to form carbon martensite. Martensite is formed by rapid cooling out of the austenite area, whereby the carbon remains forcibly dissolved in the mixed crystal and thus distorts the lattice, so that this leads to an increase in volume and an increase in hardness in the steel.
  • carbon lowers the melting temperature, which is particularly important when the steel is atomized to produce the powder. Even the smallest changes in the carbon content have a very large influence on the mechanical properties of a steel material.
  • the carbon content should be above 0.17% so that a carbon martensite can form and the desired hardness is achieved.
  • the carbon content should not exceed 0.23%, as good printability is no longer guaranteed and a purely martensitic structure would be obtained in the built-up state.
  • the upper limit can also be selected at 0.22% or 0.21%, which further improves the weldability and thus the printability. Between 0.17 and 0.21% C is a preferred range in terms of good weldability and sufficient achievable hardness.
  • Silicon is a solid solution hardener and not an element that forms secondary hardness carbide.
  • silicon influences the carbide precipitation kinetics in steel. Silicon ensures a delay in the formation of carbide, and silicon also serves as a deoxidizer and is therefore present in low concentrations in almost all steels due to the manufacturing process. Silicon increases the scale resistance, the yield point and the tensile strength.
  • the Silicon is an element that suppresses the drop in hardness in the tempering treatment after the carburizing process and ensures the hardness of the surface layer of the carburized part.
  • the lower limit can be selected at 0, 15 or 0.20 or 0.25%. Silicon contents above 0.80% reduce the weldability.
  • the upper limit can also be selected at 0.70 or 0.60 or 0.50 or 0.40 or 0.30%, which gradually further improves the weldability. Between 0.15 and 0.30% Si is a preferred range for good
  • manganese leads to a reduction in the critical cooling speed. This leads to an increase in the hardening depth (full hardenability). Like silicon, manganese is a strong deoxidizer and one of the cheapest and most effective alloying elements in terms of hardenability and through-hardening. Excessive manganese contents have negative effects on the molten metal during deoxidation, with a manganese content below 0.45% the deoxidation can be more controlled. Higher concentrations can lead to a reduction in thermal conductivity and, in interaction with sulfur or oxygen, to the formation of undesirable, non-metallic inclusions (MnS, MnO).
  • Manganese expands and stabilizes the austenite range and thus suppresses the start of the bainitic transformation and thus acts as a so-called transformation retarder .
  • the bainite start temperature (Bs) is shifted to lower temperatures.
  • the formation of martensite is also shifted to lower temperatures as a result, which already causes a large amount of retained austenite when water is quenched.
  • retained austenite is undesirable.
  • sulfur is bound to manganese sulfide, so that the formation of low-melting iron sulfide phases is prevented.
  • the manganese content is a maximum of 0.45% in order to prevent the formation of manganese sulphide, since this can negatively affect the mechanical properties. Furthermore, higher manganese contents can lead to temper embrittlement and more retained austenite.
  • the upper limit can also be selected at 0.40. If the manganese content is lower than 0.15%, the strength decreases and the hardenability is also reduced. The lower one The limit can also be selected at 0.20% or 0.25%, thereby increasing the strength.
  • the targeted alloy adaptation according to the invention by lowering the manganese content and low sulfur content in combination with the rapid solidification conditions of the 3D printing process in additive manufacturing demonstrably leads to no formation of manganese sulfides in the invention in the as-printed state, but also in the subsequently heat-treated state, so that the mechanical properties in terms of strength, toughness and ductility are particularly good.
  • chromium By adding chromium to the alloy, hardening is improved.
  • the addition of chromium reduces the critical cooling rate. As a result, the hardenability or the heat treatment of the steel is significantly improved.
  • chromium delays the bainite transformation, which means that the transformation range is shifted to the right in the TTT diagram, and on the other hand, the martensite start temperature (Ms) is greatly reduced. This can lead to the formation of retained austenite.
  • Ms martensite start temperature
  • the weldability can be reduced above 2.0% Cr.
  • the upper limit can also be selected at 1, 9 or 1, 8 or 1, 7 or 1, 6 or 1, 5 or 1, 4 or 1, 3 or 1, 2 or 1, 1, which gradually improves the weldability becomes.
  • Chromium contents between 0.8 and 1.1% are particularly preferred.
  • Molybdenum is added to the alloy to improve hardenability. By adding molybdenum, the activation energy for carbon diffusion in austenite is increased and thus the diffusion coefficient for carbon or carbon diffusion is reduced. This leads to lower bainite start temperatures (Bs) and reduced bainite formation. The addition of molybdenum leads to a refinement of the microstructure, ie a fine structure is predominant regardless of the cooling rate. Below 0.15% Mo, the tempering resistance and hardenability are reduced. The lower limit can also be selected at 0.20. The upper limit can be chosen at 0.80 or 0.70 or 0.60 or 0.50 or 0.40 or 0.30 or 0.25% Mo. Molybdenum contents between 0.15 and 0.25% are particularly preferred. nickel
  • Nickel increases the hardenability. The reason for this is the lowering of the critical quenching speed. In addition, nickel improves the toughness properties and shifts the transition temperature of the impact energy to lower values. Nickel is an austenite stabilizing element and therefore an alloy with too high a nickel content also tends to form residual austenite. Below 0.1% Ni, the through-hardenability is reduced and the toughness is reduced.
  • the lower limit can also be selected at 0.2 or 0.4 or 0.6 or 0.8 or 1.0% Ni. Nickel contents of more than 2% are important for the hardening ability of larger components; additively manufactured components are usually not too large, so 2% Ni is sufficient. In addition, higher nickel contents can favor undesired retained austenite.
  • the upper limit can also be selected at 1, 9 or 1, 8 or 1, 7 or 1, 6 or 1, 5% Ni. Nickel contents between 1.0 and 1.5% are particularly preferred.
  • Vanadium is a ferrite stabilizer and also lowers the bainite start (Bs) temperature. If the cooling is slow, the pearlite formation is suppressed and bainite or martensite formation is enabled. Vanadium acts as a strong carbide former. Improvements in the toughness properties through finely divided carbides are already achieved at 0.1% vanadium.
  • the addition of vanadium is absolutely necessary to ensure a bainitic structure in the printed state.
  • the addition of vanadium can be increased up to 2% to ensure a bainitic structure.
  • the upper limit can be selected for large components at 2%; for smaller components, correspondingly lower vanadium contents are sufficient.
  • the upper limit can be 2.0 or 1, 8 or 1, 5 or 1, 2 or 1, 0 or 0.8 or 0.6 or 0.4 or 0.3 or 0.2%, depending on the desired component size. to get voted. For small components, a vanadium content of 0.2% is preferred for reasons of cost.
  • niobium is one of the micro-alloying elements. Like vanadium, this element has a high affinity for C and N and thus forms nitrides, carbides and Carbonitride. Compared to V, Nb carbonitrides are more stable. For this reason, a higher austenitizing temperature would also be necessary to bring these carbonitrides into solution. As a result, no more than 0.5% should be added.
  • the optional addition of niobium can result in grain refinement and thus an increase in strength and toughness. The grain-refining effect of niobium is somewhat stronger than that of vanadium, as little as 0.001% Nb shows a grain-refining effect.
  • the addition of niobium is optional.
  • the lower limit can also be selected at 0%.
  • the upper limit can be selected at 0.5 or 0.4 or 0.3 or 0.2 or 0.1 or 0.05%.
  • up to 1.6% tungsten can also be added, which behaves similarly to molybdenum and is usually exchangeable in a ratio of 1: 2 (double the amount of W corresponds to the single amount of Mo).
  • up to 1% Cu, up to 1% Al, up to 1% Co, up to 0.5% Ti, up to 0.5% Ta, up to 0.5% Zr, up to 0.15% N, up to 1% B be alloyed.
  • the mechanical parameters and especially the toughness of the additively manufactured component could be greatly improved by reducing sulfur to well below the usual limits.
  • Additively manufactured components of this alloy concept are usually relatively brittle without heat treatment.
  • heat treatment consisting of hardening and tempering, or even just tempering, is usually necessary in order to reduce the brittleness, characterized by a low impact energy, to such an extent that they can be used for prototype construction and not already in the event of shocks, vibrations or torsional loads be destroyed.
  • the steel material according to the invention is ideally suited to produce additively manufactured components which are robust to handle even without heat treatment and can be used directly for prototype tests. Even after a heat treatment, such as Hardening and tempering, or even just tempering, the toughness is better than the non-sulfur-reduced variant.
  • the sulfur content should be less than 0.015%, since otherwise a sulfur-rich phase can form at the interfaces of the weld beads. This phase then leads to a material separation.
  • the sulfur content must be at least below the limit value of 0.015%, since otherwise cracks can occur near the weld beads during the printing process.
  • the sulfur is not homogeneously distributed in the material, as a sulfur-rich phase forms in front of the solidification front, which has a lower melting point than the base material and thus solidifies with a delay. Since this phase represents a material separation (comparable to a non-metallic inclusion), cracks tend to form in the area of the weld bead interfaces. This could be proven by microprobe measurement, in that the sulfur concentration in the crack area is three times higher than in the base material.
  • the alloy with a sulfur content of 0.003% shows no cracks after the printing process and an exceptionally high impact energy.
  • the upper limit can also be selected at 0.010 or 0.008 or 0.006 or 0.005 or 0.003% sulfur. The lower the sulfur content, the higher the toughness, since the impact energy is increased.
  • the additively manufactured components are also suitable for rapid use as a prototype without subsequent heat treatment.
  • the components can be used at 800 to 950 ° C for 10 to 60 minutes. Preference is given to hardening at 850 ° C. for 30 minutes. The period of time refers to the point at which the component is completely heated. The lower limit results from Ac3 + 30 ° C. Higher hardening temperatures can lead to coarsening of the grain and thus to a loss of hardness. Longer holding times can also lead to undesirable coarsening of the grain. It can then be tempered at 150 to 250 ° C for 1 to 4 hours. The starting process can be repeated several times. Preferred mechanical properties can be achieved at a tempering temperature between 180 to 220 ° C., particularly preferably at 200 ° C., and a holding time of 2 hours.
  • Figure 1 the influence of the sulfur content on the structure and crack formation
  • FIG. 3 the grain size distribution
  • FIG. 4 a table showing an exemplary powder
  • FIGS. 5a and b electron micrographs of the powder produced
  • FIG. 6 the available process window for processing the steel powder according to the invention.
  • FIG. 7 the comparison of the structure (steel 2) with platform heating and without platform heating;
  • Figure 8 a diagram showing the possible construction directions:
  • FIG. 9 a comparison of the invention (steel 1) with a standard case hardener
  • FIG. 11 the comparison of the materials according to FIG. 10 in the state as printed;
  • FIG. 12 the comparison according to FIG. 10 with tempering at 200 ° C .;
  • FIG. 13 the comparison according to FIG. 11 with tempering at 200 ° C .;
  • FIG. 15 the comparison according to FIG. 14 in the standing state
  • FIG. 16 the comparison according to FIG. 14, but with curing at 950 ° C .;
  • FIG. 17 the comparison according to FIG. 15, but with curing at 950 ° C .;
  • FIG. 18 the comparison of the material according to the invention with steel 2 with regard to the notched impact energy and the Rockwell hardness, as printed;
  • FIG. 19 the comparison according to FIG. 18 in the state as if it were printed
  • FIGS. 20, 21 the comparison according to FIGS. 18, 19 with an additional tempering treatment at 200 ° C .;
  • Figures 24, 25 the comparison according to Figures 22, 23, but with a hardening of
  • FIG. 26 the comparison of the structure between a comparison material and the material according to the invention.
  • Figure 27 Influence of different sulfur contents on the impact work of the printed components (without heat treatment)
  • a composition of the steel composition of the present invention is as follows:
  • composition One property of this composition is that the sulfur content is below 0.015% by weight, as otherwise cracks can occur near the weld beads during the printing process.
  • FIG. 1 the structure can be seen on the far left at 0.051% sulfur (steel 2) and, as an extreme counter-example, at 0.003% sulfur (steel 1).
  • the two figures on the right show, on the one hand, in measurement 1 the cracks with a sulfur content of 0.051% by weight in the printed state and in the illustration to the right in the printed and heat-treated state.
  • the left picture shows a higher porosity as well as isolated cracks. If this alloy (steel 2) is pressurized with a platform heater, the cracks increase drastically (FIG. 7).
  • the sulfur content is very low, but also the manganese content is adapted, so that by adapting the manganese content and the low sulfur content in combination with the rapid solidification conditions of the 3D printing process of the composition according to the invention both in the printed and In the printed and heat-treated state, there is no formation of manganese sulphides, which impair the mechanical properties with regard to strength, toughness and ductility.
  • the structure of the composition according to the invention can be seen on the left in FIG. 2, while a 16MnCr5 in which the manganese sulfides are visible is shown as a comparative example on the right.
  • the steel composition according to the invention is melted in a manner known per se in the electric arc furnace or converter and optionally adjusted to the alloy composition by secondary metallurgy.
  • the steel material thus obtained is liquefied in a vacuum induction furnace and in an atomization chamber in a manner known per se Way atomized by inert gas atomization (vacuum induction gas atomization).
  • inert gas atomization vacuum induction gas atomization
  • metal powders can also be produced using water atomization.
  • the manganese content of the composition according to the invention is preferably melted under a protective gas atmosphere and in particular under an argon atmosphere or an argon protective gas atmosphere in order to prevent evaporation of the manganese.
  • the actual atomization process then takes place with the aid of a very high gas pressure.
  • the refractory crucible is tilted, whereby the liquid melt flows into a tundish (tundish, tundish) and the liquid metal flows from an opening in the bottom of the tundish into a nozzle.
  • the nozzle atomizes the molten metal into fine metal particles that are less than 1 mm in size.
  • the metal particles experience a sudden cooling and are in powder form after spraying.
  • Argon or nitrogen, for example, can be used as the atomizing gas.
  • the powder obtained in this way then needs to be processed.
  • the size of the powder particles and / or the grain size distribution preferably corresponds to the requirements of the respective additive manufacturing process.
  • the desired particle size distribution corresponds to, for example, 15-63 ⁇ m (narrower limits can also be set for special applications), 15-45 ⁇ m or 20-53 ⁇ m.
  • the lower value is the D10 value, the upper the D90 value.
  • This size of the powder particles and the desired particle size distributions can, as already stated, be achieved by sieving, whereby the sieving ensures the classification of the powder according to the particle size into different powder fractions.
  • the different sieve fractions can be put together to form a desired particle size range, if necessary.
  • the classification takes place by utilizing different sinking speeds of different sized particles in a gas flow. This method is particularly suitable for large quantities of powder, and sieving can also take place beforehand.
  • the separating cut can be influenced by the amount of gas that is passed through the sifter and the speed of the deflector wheel.
  • the particle size, the sphericity and the flowability are determined.
  • an optical analysis and examination of the powder is carried out using SEM images.
  • the powder With grain sizes ⁇ 20 ⁇ m, the powder is particularly suitable for the so-called metal injection molding-sintering process and the so-called binder jetting process.
  • Grain size distributions of 15-63 ⁇ m, in particular 15-45 ⁇ m are used in particular in laser powder bed processes (e.g. Selective Laser Melting) or electron beam melting, while powders with a size> 45 ⁇ m are used in the laser metal deposition process and in Direct energy deposition method can be used.
  • laser powder bed processes e.g. Selective Laser Melting
  • electron beam melting e.g., electron beam melting
  • powders with a size> 45 ⁇ m are used in the laser metal deposition process and in Direct energy deposition method can be used.
  • Figures 5a and 5b show recordings with different magnifications of a typical powder produced from the material according to the invention.
  • the powder obtained in this way is then ready for processing.
  • Figure 6 shows the process window of the material according to the invention in powder form, whereby it can be seen that a very wide range of laser energy is possible and also a very large range of laser progression speed, so that it is shown here very spectacularly that the steel material according to the invention in powder form is can be printed in a particularly good-natured manner, so that a wide range of conventional AM or 3D printers can be used without leaving the area in which very good results are achieved. Because of the low carbon content of around 0.19% by weight, the material according to the invention does not require preheating of the powder bed, which further simplifies the printing process considerably.
  • the porosity is very stable, which is 0.01-0.03%, which also shows how easily and easily the material according to the invention can be printed.
  • laser powers of 200 - 275 W can be used at a scanning speed of 775 - 1000 mm / sec.
  • Usable layer heights are between 30 and 60 pm with a line spacing of 110 pm and a focus diameter of the laser of 100 pm.
  • the volume density is between 50 and 75 joules / mm 3 , so that the process has very large tolerances, which in turn ensure easy printability.
  • samples were also tempered at 200 ° C immediately after printing without prior curing. According to FIG. 8, corresponding mechanical investigations were carried out in the Z-construction direction as well as in the XY-construction direction, which means that the mechanical sampling was carried out once according to the progress of the weld bead (XY construction direction) and once in the welding direction of the one on top of the other following positions (Z-direction of construction).
  • the prototype steel powder material used as a low-alloy steel alloy with the potential for case hardening was as follows (steel 1): 0.18% C, 0.29% Si, 0.23% Mn, 0.005% P, 0.0031% S, 0, 97% Cr, 0.20% Mo, 1.27% Ni, 0.13% V, the balance iron and impurities.
  • a steel with a higher sulfur content and otherwise the same composition was used as a reference (steel 2 with 0.051% S).
  • a standard 16MnCr5 was also compared.
  • the mechanical properties were compared with two other materials according to FIG. 9.
  • the tensile test was carried out in accordance with DIN EN ISO 6892-1 with the test specimen B02 and method B.
  • the impact energy was determined in accordance with the notched impact bending test ASTM E23 at room temperature and Charpy-V- Rehearse.
  • the hardness in Rockwell C was determined according to ASTM E18-17.
  • FIGS. 10 and 11 one can initially see the strength values, measured by the tensile strength (R m in MPa) in the printed, but not heat-treated state.
  • the printed state can be seen in FIG. 10 lying down, that is in the XY direction, and in FIG. 11 standing in the printed state.
  • Figures 12 and 13 show the aforementioned examples, but in addition to the state as printed with a subsequent tempering process. This does not result in a really changed picture; here too, steel 1 is far superior to steel 2 in terms of elongation at break and constriction at break.
  • FIGS. 14 and 15 show a comparison of three materials with hardening after printing at 850.degree. C. and subsequent tempering treatment at 200.degree.
  • the strength values (R m ) for the material according to the invention are in the range of 16MnCr5. With samples built upright, the material according to the invention shows higher strengths (R m ), namely borrowed more than 1400 MPa. The material according to the invention also exceeds 16MnCr5 in standing specimens by approx. 20% with regard to the constriction of the fracture (Z). Thus, the material according to the invention has, with a higher strength, a higher ductility compared to the known material.
  • the material according to the invention exhibits a strength (R m ) that is 200 MPa higher.
  • R m a strength of elongation at break and constriction at break
  • the material according to the invention is also far superior here to the comparative material from the figures above.
  • FIGS. 20 and 21 the two materials are compared which were tempered directly after printing.
  • the image is similar to that in the merely printed state, but the impact work has decreased somewhat compared to the merely printed state. This also impressively shows that with the steel 1, excellent properties can be achieved in a simple manner even with the printed material without post-treatment.
  • FIG. 26 An overview of the structure of the 16MnCr5 in comparison to the invention (steel 1) is shown in FIG. 26.
  • Steel 1 (FIG. 26 a) shows a martensitic / bainitic structure which results from the addition of vanadium. The grain size is approximately 10 pm.
  • FIG. 26 b shows the structure of 16MnCr5, which is purely martensitic and the grain size is approx. 20 ⁇ m. If the hardening temperature of 16MnCr5 is increased to 970 ° C, the grain becomes coarser (FIG. 26 c).
  • FIG. 27 shows the impact energy Kv of the printed component without heat treatment as a function of the sulfur content.
  • the remaining alloy elements are analogous to steel 1 and steel 2. 3 samples each were tested, the standard deviation is ⁇ 10%. By reducing the sulfur content, the impact work could be significantly improved. At 0.003% S it was 140 years.
  • the advantage of steel 1 is that it already shows outstanding mechanical properties even without subsequent heat treatment, which can also be achieved in a very wide process window, so that this material can be printed with great success by "everyone". This makes it possible to produce not only prototypes, but also near-series components or small series in a simple manner with great success, which is necessary for widespread use of the 3D printing process and also keeps the costs of such printing processes low.
  • Another advantage of the invention is that the adapted alloy layer does not change the component geometry, since retained austenite is avoided after the printing process. The undesired conversion of retained austenite to martensite would lead to a volume increase of 3%. The resulting stresses can lead to component damage.
  • the material can be processed further after the printing process or after the heat-treated state.
  • Other processing methods are, for example, surface treatment methods such as case hardening, nitriding and carburizing. Repair welding processes, such as the laser deposition process (LMD) or the direct energy deposition process (DED), can also be carried out.
  • LMD laser deposition process
  • DED direct energy deposition process
  • the material is also a surface hardening process Ren accessible through mechanical action, such as shot peening or deep rolling.

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: C 0,17- 0,23 Si 0,10 - 0,80 Mn 0,15 - 0,45 P ≤ 0,03 S ≤ 0,015 Cr 0,8 - 2,0 Mo 0,15 - 0,80 Ni 0,1 - 2,0 V0,1 - 2,0 Rest Eisen, optionale Elemente und unvermeidliche erschmelzungsbedingte Verunreinigungen sowie ein Verfahren zu seiner Herstellung und ein Verfahren zur Erzeugung eines Bauteils hieraus.

Description

STAHLMATERIAL IN PULVERFORM UND VERFAHREN ZU DESSEN HERSTELLUNG
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 Pulverbettver fahren 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, ver schmolzen. Hierzu wird entsprechend Energie eingeleitet, beispielsweise über Laserstrahlen. Derartige Pulverbettverfahren funktionieren für eine Reihe von aufschmelzbaren Werkstof fen, das reicht von niedrig aufschmelzenden Werkstoffen, wie Kunststoffen, 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 addi tiven Fertigungsverfahren ein Bauteil Schicht um Schicht aufeinanderfolgend gebaut.
Bei der klassischen Stahlherstellung wird ein Stahlmaterial beispielsweise in einem Konver ter 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. Beim Härten wird das Stahlmaterial über Ac3 erwärmt, sodass Ferrit vollständig in Austenit umwandelt und anschließend beispiels weise in Wasser, Öl oder Polymer schnell abgekühlt („Abgeschreckt“). Dadurch klappt der Austenit in harten Martensit um. Anlassen findet bei niedrigeren Temperaturen zwischen 150 und 500 °C statt und verringert die Härte zugunsten einer höheren Zähigkeit. Vergütung beschreibt die kombinierte Wärmebehandlung, bestehend aus Härten und anschließendem 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 aus schließen oder sehr stark erschweren. Hierzu kommt insbesondere auch, dass die Ausrüs tung der Fertiger und insbesondere die Ausrüstung von Unternehmen, die Prototypen aus derartigen Stahlmaterialien erzeugen sollen, nicht der Ausrüstung von in großem Stil stahl verarbeitender Unternehmen entspricht.
Aufgabe der Erfindung ist es, ein Stahlmaterial für das additive Fertigen zur Verfügung zu stellen, welches bei gutmütigen Verarbeitungseigenschaften hervorragende Ergebnisse lie fert, die auch die semiprofessionelle Erzeugung von Bauteilen hoher Qualität ermöglicht. Eine weitere Aufgabe der Erfindung kann darin gesehen werden Bauteile direkt nach der additiven Fertigung, insbesondere ohne Wärmebehandlung, mit guten mechanische Eigen schaften vorzugsweise hohe Festigkeit und hohe Zähigkeit herzustellen.
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 7 gelöst.
Vorteilhafte Weiterbildungen sind in den hiervon abhängigen Unteransprüchen gekennzeich net.
Es ist eine weitere Aufgabe, ein Verfahren zur Herstellung eines Bauteils anzugeben.
Die Aufgabe wird mit einem Verfahren mit den Merkmalen des Anspruch 9 gelöst. Vorteilhaf te Weiterbildungen sind in den hiervon abhängigen Ansprüchen gekennzeichnet. Wenn nachfolgend von Prozent die Rede ist, insbesondere im Zusammenhang mit der Le gierung 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. Der Anteil von unerwünschtem Restaus tenit im additiv gefertigtem Bauteil wird weitestgehend minimiert. Die Umwandlung von Restaustenit zu Martensit kann zu einer Volumszunahme von 3% führen. Die dadurch entste henden Spannungen können zu Bauteilschädigungen führen. Außerdem kann das additiv ge fertigte Bauteil ein bainitisches Gefüge aufweisen, welches Vorteilhaft ist in Bezug auf höhere Zähigkeit.
Insbesondere besitzt der erfindungsgemäße Werkstoff einen niedrigen Kohlenstofflegie rungsgehalt sowie einen niedrigen Schwefelgehalt, 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 thermo chemische Verfahren, wie zum Beispiel PVD-Beschichten, Plasmanitrieren usw. rand schicht- bzw. einsatzhärtbar.
Bei allen Beispielen in den folgenden Tabellen besteht der Rest auf 100% aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen. Der erfindungsgemäße Werkstoff weist dabei eine Zu sammensetzung wie folgt auf:
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.
Der Hauptunterschied zwischen den gezeigten Werkstoffen liegt unter anderem im Vanadi umgehalt. Bei der Erfindung wurde Vanadium hinzulegiert um die Perlitbildung zu höheren Zeiten zu verschieben. Hiermit wird gegenüber dem bekannten Werkstoff 17NiCrMo6-4 (Werkstoffnummer 1.6566) 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 dick wandige 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 0,45%, um die Bildung von Mangansul- fid und Restaustenit zu verhindern. Mangansulfid beeinflusst die mechanischen Eigenschaf ten negativ, wobei der erhöhte Mangangehalt gegenüber der Erfindung beim oben skizzier ten 17NiCrMo6-4 typisch für klassische einsatzhärtende Stähle ist. Ein solcher klassischer Einsatzhärtender- Stahl ist jedoch für additive Fertigungsverfahren nur bedingt geeignet.
Bezogen auf den 28NiCrMoV8-5 (Werkstoffnummer 1.6932) 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 Dru cken 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.
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 Kornwachs tum beim Einsatzhärten. Beim Gießprozess entstehen Ausscheidungen im Temperaturbe reich 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 Abkühlkgeschwindigkeit so 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.
Kohlenstoff
Ein niedriger Kohlenstoffgehalt ist ausschlaggebend für eine gute Schweißbarkeit, welche im Zuge der additiven Fertigung von großer Bedeutung ist, denn letztlich werden die Pulverpar tikel miteinander verschweißt. Daher werden die Begriffe„Schweißbarkeit“ und„Verdruck- ruckbarkeit“ oft synonym verwendet. 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 Kohlenstoff martensit 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. Die obere Gren ze kann auch bei 0,22% oder 0,21% gewählt werden, wodurch die Schweißbarkeit und damit Verdruckbarkeit weiter verbessert wird. Zwischen 0,17 und 0,21 % C befindet sich ein bevor zugter Bereich in Bezug auf gute Schweißbarkeit und ausreichende erreichbare Härte.
Silizium
Silizium ist ein Mischkristallhärter und kein Sekundärhärtekarbid bildendes Element. Silizium beeinflusst aber die Karbidausscheidungskinetik im Stahl. Silizium sorgt für eine Verzöge rung 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 Einsatzhär- tung 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. Bei Siliziumgehalten unter 0, 10% nimmt die Festigkeit ab, weiters ist dies die technologische Untergrenze um als Desoxidationsmittel zu wirken. Die untere Grenze kann bei 0, 15 oder 0,20 oder 0,25% gewählt werden. Siliziumgehalte über 0,80% verringern die Schweißbarkeit. Die obere Grenze kann auch bei 0,70 oder 0,60 oder 0,50 oder 0,40 oder 0,30% gewählt werden, wodurch sich die Schweißbarkeit schrittweise weiter verbessert. Zwischen 0, 15 und 0,30% Si befindet sich ein bevorzugter Bereich in Bezug auf gute
Schweißbarkeit und ausreichende Härte.
Mangan
Durch die Zugabe von Mangan kommt es zu einer Absenkung der kritischen Abkühlge schwindigkeit. Dies führt zu einer Erhöhung der Einhärtetiefe (Durchhärtbarkeit). Mangan ist wie Silizium ein starkes Desoxidationsmittel und bezüglich der Härtbarkeit und Durchhärtung eines der günstigsten und wirkungsvollsten Legierungselemente. Zu hohe Mangangehalte haben negative Effekte auf die Metallschmelze bei der Desoxidation, bei einem Mangangeh- alt unter 0,45% kann die Desoxidation kontrollierter erfolgen. Höhere Konzentrationen kön nen zur Verminderung der Wärmeleitfähigkeit und in Wechselwirkung mit Schwefel oder Sauerstoff zur Bildung von unerwünschten, nichtmetallischen Einschlüssen (MnS, MnO) füh ren. 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 Tempe raturen verschoben. Auch die Martensitbildung wird dadurch zu tieferen Temperaturen ver schoben, was bereits bei Wasserabschreckung eine große Menge an Restaustenit hervor ruft. Restaustenit ist jedoch unerwünscht. Bei konventionellen Schweißverfahren, also au ßerhalb der additiven Fertigung, wird Schwefel zu Mangansulfid abgebunden, so dass die Bildung von niedrigschmelzenden Eisensulfidphasen verhindert wird. Überraschenderweise hat sich gezeigt, dass es bei Mangangehalten zwischen 0, 15 und 0,45% bei der additiven Fertigung nicht zur Bildung von Mangansulfid kommt.
Bei der Erfindung beträgt der Mangangehalt maximal 0,45%, um die Bildung von Mangansul fid zu verhindern, da diese die mechanischen Eigenschaften negativ beeinflussen können. Weiters können höhere Mangangehalte zu Anlassversprödung sowie mehr Restaustenit füh ren. Die obere Grenze kann auch bei 0,40 gewählt werden. Bei niedrigeren Mangangehalten als 0, 15% nimmt die Festigkeit ab, außerdem verringert sich die Durchhärtbarkeit. Die untere Grenze kann auch bei 0,20% oder 0,25% gewählt werden, dadurch kann die Festigkeit er höht werden.
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 Zu stand wie gedruckt, aber auch im nachfolgend wärmebehandelten Zustand zu keiner Bildung von Mangansulfiden, so dass die mechanischen Eigenschaften hinsichtlich Festigkeit, Zähig keit und Duktilität besonders gut sind.
Chrom
Durch das Zulegieren von Chrom wird die Durchhärtbarkeit 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 Umwandlungsbe reich im ZTU-Diagramm nach rechts verschoben wird, und andererseits die Martensitstart temperatur (Ms) stark abgesenkt. Dies kann zur Bildung von Restaustenit führen. Bei Ein satzstählen besteht eine Überkohlungsgefahr im Randbereich aufgrund verringerter Kohlen stoffdiffusion und damit verbundenen erhöhten Restaustenitgehalten. Unter 0,80% Cr nimmt die Festigkeit ab, außerdem wird die Durchhärtbarkeit verschlechtert. Die untere Grenze kann auch bei 0,85 oder 0,90% gewählt werden. Über 2,0% Cr kann die Schweißbarkeit ver ringert werden. Die obere Grenze kann auch bei 1 ,9 oder 1 ,8 oder 1 ,7 oder 1 ,6 oder 1 ,5 oder 1 ,4 oder 1 ,3 oder 1 ,2 oder 1 ,1 gewählt werden, wodurch die Schweißbarkeit graduell verbes sert wird. Besonders bevorzugt sind Chromgehalte zwischen 0,8 und 1 ,1%.
Molybdän
Molybdän wird zulegiert, um die Durchhärtbarkeit zu verbessern. Durch Zugabe von Molyb dän 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. Unter 0,15% Mo verringert sich die Anlassbeständigkeit und die Durchhärtbarkeit. Die untere Grenze kann auch bei 0,20 gewählt werden. Die obere Grenze kann bei 0,80 oder 0,70 oder 0,60 oder 0,50 oder 0,40 oder 0,30 oder 0,25% Mo gewählt werden. Besonders bevorzugt sind Molybdängehalte zwischen 0,15 und 0,25%. Nickel
Durch Nickel wird die Durchhärtbarkeit gesteigert. Grund dafür ist das Absenken der kriti schen Abschreckgeschwindigkeit. Darüber hinaus sorgt Nickel für eine Verbesserung der Zähigkeitseigenschaften, sowie eine Verschiebung der Übergangstemperatur der Kerb schlagarbeit zu niedrigeren Werten. Nickel ist ein Austenit stabilisierendes Element und da her neigt eine Legierung mit einem zu hohen Nickelanteil ebenfalls zur Bildung von Restaus tenit. Unter 0, 1 % Ni wird die Durchhärtbarkeit verringert und die Zähigkeit reduziert. Die un tere Grenze kann auch bei 0,2 oder 0,4 oder 0,6 oder 0,8 oder 1 ,0% Ni gewählt werden. Ni ckelgehalte über 2% sind bei größeren Bauteilen für die Durchhärtbarkeit wichtig, additiv gefertigte Bauteile sind üblicherweise nicht allzu groß, daher sind 2% Ni ausreichend. Au ßerdem können höhere Nickelgehalte unerwünschten Restaustenit begünstigen. Die obere Grenze kann auch bei 1 ,9 oder 1 ,8 oder 1 ,7 oder 1 ,6 oder 1 ,5% Ni gewählt werden. Beson ders bevorzugt sind Nickelgehalte zwischen 1 ,0 und 1 ,5%.
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 % Vanadi umanteil 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. Die obere Grenze kann für große Bauteile bei 2% gewählt werden, bei klei neren Bauteilen sind entsprechend geringere Vanadiumgehalte ausreichen. Die obere Gren ze kann je nach gewünschter Bauteilgröße bei 2,0 oder 1 ,8 oder 1 ,5 oder 1 ,2 oder 1 ,0 oder 0,8 oder 0,6 oder 0,4 oder 0,3 oder 0,2% gewählt werden. Bei kleinen Bauteilen ist ein Va nadiumgehalt von 0,2% aus kostentechnischen Gründen bevorzugt.
Niob
Niob gehört neben Vanadium zu den Mikrolegierungselementen. Dieses Element weist ähn lich wie Vanadium eine hohe Affinität zu C und N auf und bildet somit Nitride, Karbide und Karbonitride. Nb-Karbonitride besitzen im Vergleich zum V eine höhere Stabilität. Aus die sem Grund wäre auch eine höhere Austenitisierungstemperatur notwendig um diese Karbo nitride in Lösung zu bringen. Dadurch sollte nicht mehr als 0,5% zulegiert werden. Durch die optionale Zugabe von Niob kann es zu einer Kornfeinung und somit auch zu einer Steige rung der Festigkeit sowie auch der Zähigkeit kommen. Die kornfeinende Wirkung ist bei Niob etwas stärker als bei Vanadium, bereits 0,001 % Nb zeigen eine kornfeinende Wirkung. Die Zugabe von Niob ist optional. Die untere Grenze kann auch bei 0 % gewählt werden. Die obere Grenze kann bei 0,5 oder 0,4 oder 0,3 oder 0,2 oder 0,1 oder 0,05 % gewählt werden.
Optional können auch bis zu 1 ,6% Wolfram zulegiert werden, welches sich ähnlich verhält wie Molybdän und üblicherweise im Verhältnis 1 :2 (die doppelte Menge W entspricht der einfachen Menge Mo) austauschbar ist. Optional können auch bis 1 % Cu, bis 1% AI, bis 1 % Co, bis 0,5% Ti, bis 0,5% Ta, bis 0,5% Zr, bis 0,15% N, bis 1 % B zulegiert werden.
Schwefel
Schwefel bildet im Eisen Eisensulfide wie FeS. Oberhalb von 1200°C können FeS- Ausscheidungen an den Korngrenzen einen Heißriss verursachen. Durch die voran genann te Zugabe von Mangan bildet Schwefel sogenannte Mangansulfide (MnS), welche sich posi tiv auf die spanabhebende Bearbeitung auswirken aber negativ auf die mechanischen Ei genschaften, da diese Defekte die Zähigkeit verringern können. Der übliche Schwefelgehalt bei gängigen Einsatzstählen (z.B. 1.7131) liegt bei <0,035 %. Dies ist für bei konventionellen Schweißmethoden ausreichend für die Schweißbarkeit. Dies gilt überraschenderweise nicht für die Verdruckbarkeit.
Überraschenderweise konnten die mechanischen Kennwerte und besonders die Zähigkeit des additiv gefertigten Bauteils durch eine Schwefelreduktion weit unter die üblichen Gren zen stark verbessert werden. Additiv gefertigte Bauteile dieses Legierungskonzepts sind oh ne Wärmebehandlung üblicherweise relativ spröde. Daher ist normalerweise eine Wärmbe handlung, bestehend aus Härten und Anlassen oder auch nur Anlassen notwendig, um die Sprödigkeit, gekennzeichnet durch eine niedrige Kerbschlagarbeit, soweit zu verringern, dass sie für den Prototypenbau einsatzfähig sind und nicht bereits bei Erschütterungen, Vib rationen oder Torsionsbeanspruchungen möglicherweise zerstört werden. Das erfindungs gemäße Stahlmaterial eignet sich bestens dafür additiv gefertigte Bauteile herzustellen, wel che auch ohne Wärmebehandlung robust in der Handhabung sind und direkt für Prototypen- Tests verwendet werden können. Auch nach einer Wärmebehandlung, wie beispielsweise Härten und Anlassen oder auch nur Anlassen, ist die Zähigkeit besser gegenüber der nicht schwefelreduzierten Variante.
Die Hypothese lautet, dass sich der Schwefel als grenzflächenaktives Element bei der additi ven Fertigung an die Schmelzfront bewegt, sich dort anreichert und zu niedrigschmelzenden Verbindungen (v.a. FeS) führt. Dies führt zu feinsten Heißrissen. Derartige Defekte zeigen sich vor allem in einer verminderten Kerbschlagarbeit. Bei konventionellen Schweißprozes sen wird der Schwefel im Schmelzpool durch Mangan zu MnS abgebunden, sodass der Ge halt an freiem Schwefel gesenkt wird. Dadurch wird die Bildung von FeS und somit Heißris sen unterbunden.
Dagegen sind die Abkühlraten bei der additiven Fertigung sehr hoch und die Bildung von MnS wird kinetisch gehindert. Der Schwefel bleibt mobil und führt zur Bildung von FeS und somit zu den genannten Heißrissen. Dies erklärt, warum die additive Fertigung überra schenderweise wesentlich sensitiver in Bezug auf den Schwefelgehalt ist.
Bei der Erfindung sollte der Schwefelgehalt geringer als 0,015% sein, da es sonst zur Bil dung einer schwefelreichen Phase an den Grenzflächen der Schweißraupen kommen kann. Diese Phase führt im Anschluss zu einer Materialtrennung.
Erfindungsgemäß muss der Schwefelgehalt zumindest aber unter dem Grenzwert von 0,015% liegen, da es sonst beim Druckprozess zu Rissen nahe der Schweißraupen kommen kann. Der Schwefel ist im Material nicht homogen verteilt, da sich eine Schwefel reiche Phase 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 durch Mikrosondenmes sung nachgewiesen werden, indem die Schwefelkonzentration im Rissbereich um das Drei fache höher ist als im Grundmaterial. Die Legierung mit einem Schwefelgehalt von 0,003% zeigt keine Risse nach dem Druckprozess und eine außergewöhnlich hohe Kerbschlagarbeit. Die obere Grenze kann auch bei 0,010 oder 0,008 oder 0,006 oder 0,005 oder 0,003% Schwefel gewählt werden. Je niedriger der Schwefelgehalt umso höher wird die Zähigkeit, da die Kerbschlagarbeit erhöht wird.
Wärmebehandlung
Erfindungsgemäß sind die additiv gefertigten Bauteile auch ohne anschließende Wärmebe handlung für den raschen Einsatz als Prototyp geeignet. Bei Bedarf können die Bauteile bei 800 bis 950 °C für 10 bis 60 min gehärtet werden. Bevorzugt wird bei 850 °C für 30 min ge härtet. Die Zeitdauer bezieht sich ab dem Punkt, an dem das Bauteil vollständig durchwärmt ist. Die untere Grenze ergibt sich aus Ac3 + 30 °C. Höhere Härtetemperaturen können zu Kornvergröberung und damit zu einem Härteverlust führen. Längere Haltedauern können ebenfalls zu unerwünschter Kornvergröberung führen. Anschließend kann bei 150 bis 250 °C für 1 bis 4 h angelassen werden. Der Anlassvorgang kann mehrmals wiederholt werden. Bevorzugte mechanischen Eigenschaften können bei einer Anlasstemperatur zwischen 180 bis 220 °C, besonders bevorzugt bei 200°C, und einer Haltedauer von 2 h erreicht werden.
Die Erfindung wird anhand einer Zeichnung beispielhaft erläutert. Es zeigen dabei:
Figur 1 : den Einfluss des Schwefelgehalt auf die Gefügeausbildung und die Rissbil dung;
Figur 2: den Einfluss des Mangan- und Schwefelgehalts auf das Gefüge,
Figur 3: die Korngrößenverteilung;
Figur 4: eine Tabelle, zeigend ein beispielhaftes Pulver;
Figuren 5a und b: elektronenmikroskopische Aufnahmen des erzeugten Pulvers;
Figur 6: das zur Verfügung stehende Prozessfenster für die Verarbeitung des erfin dungsgemäßen Stahlpulvers;
Figur 7: den Vergleich des Gefüges (Stahl 2) mit Plattformheizung und ohne Platt formheizung;
Figur 8: ein Diagramm, zeigend die möglichen Baurichtungen:
Figur 9: einen Vergleich der Erfindung (Stahl 1) mit einen Standard Einsatzhärter
(16MnCr5) und einer weiteren Versuchslegierung mit höherem Schwefel gehalt (Stahl 2);
Figur 10: einen Vergleich der mechanischen Eigenschaften zwischen Stahl 1 und
Stahl 2 wie gedruckt liegend; Figur 1 1 : den Vergleich der Materialien nach Figur 10 im Zustand wie gedruckt ste hend;
Figur 12: der Vergleich nach Figur 10 mit Anlassen bei 200°C;
Figur 13: den Vergleich nach Figur 1 1 mit Anlassen bei 200°C;
Figur 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;
Figur 15: den Vergleich nach Figur 14 in stehendem Zustand;
Figur 16: der Vergleich nach Figur 14, jedoch bei einer Härtung bei 950°C;
Figur 17: der Vergleich nach Figur 15, jedoch bei einer Härtung bei 950°C;
Figur 18: der Vergleich des erfindungsgemäßen Materials mit dem Stahl 2 bezüglich der Kerbschlagarbeit und der Rockwellhärte wie gedruckt liegend;
Figur 19: der Vergleich nach Figur 18 im Zustand wie gedruckt stehend; Figuren 20, 21 : der Vergleich nach den Figuren 18, 19 mit einer zusätzlichen Anlassbe handlung bei 200°C;
Figuren 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;
Figuren 24, 25: der Vergleich nach den Figuren 22, 23, jedoch bei einer Härtung von
950°C;
Figur 26: der Vergleich der Gefüge zwischen einem Vergleichsmaterial und dem er findungsgemäßen Material. Figur 27: Einfluss verschiedener Schwefelgehalte auf die Kerbschlagarbeit der ge druckten Bauteile (ohne Wärmebeahndlung)
Eine Zusammensetzung der erfindungsgemäßen Stahlzusammensetzung ist wie folgt:
Eine Eigenschaft dieser Zusammensetzung ist, dass der Schwefelgehalt unter 0,015 Gew.-% liegt, da es sonst im Druckprozess zu Rissen nahe der Schweißraupen kommen kann.
In Figur 1 erkennt man ganz links das Gefüge bei 0,051 % Schwefel (Stahl 2) und als extre mes 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 wärmebe handelten Zustand. Das linke Bild zeigt eine höhere Porosität sowie auch vereinzelt Risse. Wird diese Legierung (Stahl 2) mit einer Plattform heizung verdruckt, vermehren sich die Ris se drastisch (Figur 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 niedri gen 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 Mangansulfi- den kommt, welche die mechanischen Eigenschaften hinsichtlich Festigkeit, Zähigkeit und Duktilität verschlechtern. In Figur 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 Elekt- rolichtbogenofen 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). Metallpulver können grundsätzlich auch über Wasserverdüsung hergestellt werden.
Aufgrund des Mangangehalts der erfindungsgemäßen Zusammensetzung erfolgt das Er schmelzen vorzugsweise unter Schutzgasatmosphäre und insbesondere unter Argonat mosphäre oder Argonschutzgasatmosphäre um ein Abdampfen des Mangans zu verhin dern. Anschließend erfolgt der eigentliche Verdüsungsprozess unter Zuhilfenahme von ei nem 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 schmelz flüssige Metall zu feinen Metallpartikeln, die eine Größe unter 1 mm besitzen. Die Metallparti kel 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 abzu sieben als auch das Pulver in einem Abweiseradsichter über eine Sichtung entsprechend zu klassieren. Vorzugsweise entspricht die Größe der Pulverteilchen und/oder die Korngrößen verteilung den Anforderungen des jeweiligen additiven Fertigungsverfahrens. Für das Pul verbettverfahren beispielsweise entspricht die gewünschte Partikelgrößenverteilung bei spielsweise 15 - 63 pm (für spezielle Anwendungen können auch engere Grenzen gesetzt werden), 15 - 45 pm oder 20 - 53 pm. Der untere Wert ist dabei der D10-Wert, der obere der D90-Wert.
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 zusammenge setzt werden, wenn dies notwendig ist.
Beim Sichten erfolgt das Klassieren durch Ausnutzung von unterschiedlichen Sinkgeschwin digkeiten 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 Abweiseraddrehgeschwindigkeit beeinflusst werden.
In Figur 3 erkennt man eine beispielhafte mögliche Korngrößenverteilung beim erfindungs gemäßen Werkstoff. Diese Korngrößenverteilung ist durch die Tabelle gemäß Figur 4 ge kennzeichnet.
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 pm ist das Pulver insbesondere für das sogenannte Metal-Injection-Molding-Sinterverfahren und das sogenannte Binder-Jetting- Verfahren geeignet.
Korngrößenverteilungen von 15 - 63 pm, insbesondere 15 - 45 pm, werden insbesondere bei Laserpulverbettverfahren (z.B. Selective Laser Melting) oder Electron-Beam-Melting ver wendet, während Pulver mit einer Größe >45 pm beim Laser-Metal-Deposition-Verfahren und beim Direct-Energy-Deposition-Verfahren verwendet werden.
Selbstverständlich können derartige Pulver auch für heißisostatische Pressverfahren verwen det werden.
Die Figuren 5a und 5b zeigen Aufnahmen mit unterschiedlicher Vergrößerung eines typi schen, 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.
Figur 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 Ergeb nisse erzielt werden. Aufgrund des niedrigen Kohlenstoffgehaltes von um die 0,19 Gew.-% ist mit dem erfindungs gemäßen Material eine Pulverbettvorwärmung nicht notwendig, was den Druckprozess weiter erheblich vereinfacht.
In dem angegebenen Prozessfenster gemäß Figur 6 ist eine sehr hohe Stabilität der Porosität vorhanden, welche bei 0,01 - 0,03 % liegt, was ebenfalls zeigt, wie gut und einfach der erfin dungsgemäße Werkstoff verdruckbar ist.
Bei der Verwendung eines herkömmlichen Druckers EOS M290 können beispielsweise Laser leistungen von 200 - 275 W bei einer Scangeschwindigkeit von 775 - 1000 mm/sec verwen det werden. Verwendbare Schichthöhen liegen zwischen 30 und 60 pm bei einem Linienab stand von 110 pm und einem Fokusdurchmesser des Lasers von 100 pm. Die Volumenener giedichte liegt hierbei zwischen 50 und 75 Joule/mm3, so dass der Prozess sehr große Tole ranzen 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 zusätzli che 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 jegli cher erhöhter Energieeintrag, ausgehend von dem ohnehin schon sehr breiten definierten Pa rameterfenster, die Diffusion von Schwefel erhöht und somit die Tendenz zur Schwefelsegre gation 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 vergü tet, wobei die Härtetemperatur einmal 850°C und einmal 950°C betrug. Abgeschreckt wurde mit Wasser. 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 An lassprozess (200°C) beträgt 2 Stunden, anschließend wurde an Luft abgekühlt.
Darüber hinaus wurden auch Proben direkt nach dem Drucken bei 200°C angelassen, ohne eine vorhergehende Härtung. Gemäß Figur 8 wurden hierbei entsprechende mechanische Untersuchungen in die Z-Baurichtung als auch in die XY-Baurichtung durchgeführt, was be deutet, dass die mechanische Beprobung einmal entsprechend des Fortschrittverlaufs der Schweißraupe (XY-Baurichtung) erfolgte und einmal in die Verschweißungsrichtung der aufei nander folgenden Lagen (Z-Baurichtung). Der eingesetzte Prototypenstahlpulverwerkstoff als niedrig legierte Stahllegierung mit dem Potenzial zur Einsatzhärtung war wie folgt (Stahl 1): 0,18% C, 0,29% Si, 0,23% Mn, 0,005% P, 0,0031% S, 0,97% Cr, 0,20% Mo, 1 ,27% Ni, 0,13% V, Rest Eisen und Verunreinigungen. Als Referenz wurde ein Stahl mit höherem Schwefelgehalt und ansonsten gleicher Zusammenset zung herangezogen (Stahl 2 mit 0,051 % S). Außerdem wurde mit ein Standard-16MnCr5 ver glichen.
Die mechanischen Eigenschaften wurden verglichen mit zwei anderen Werkstoffen entspre chend Figur 9. Der Zugversuch wurde gemäß DIN EN ISO 6892-1 durchgeführt mit dem Pro benkörper B02 und Verfahren B. Die Kerbschlagarbeit wurde ermittelt gemäß Kerbschlagbie geversuch ASTM E23 bei Raumtemperatur und Charpy-V-Proben. Die Härte in Rockwell C wurde ermittelt gemäß ASTM E18-17.
In Figuren 10 und 11 erkennt man zunächst die Festigkeitswerte, gemessen an der Zugfestig keit (Rm in MPa) im gedruckten, aber nicht wärmebehandelten Zustand. Hierbei erkennt man in Figur 10 den gedruckten Zustand liegend, also in XY-Richtung, und in Figur 11 im gedruck ten Zustand stehend.
Ein Vergleich zwischen Stahl 1 und Stahl 2 zeigt, dass die Zugfestigkeiten Rm sowohl im ge druckt 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. Auch die 0,2-%-Dehngrenze (RPo,2 in MPa) ist bei beiden Stählen vergleichbar hoch.
Betrachtet man jedoch die Bruchdehnung (A5 in %) sowie die Brucheinschnürung (Z in %), erkennt man, dass der Stahl 1 dem Stahl 2 weit überlegen ist. Dies wird unter anderem auf den negativen Einfluss des Schwefels zurückgeführt.
Die Figuren 12 und 13 zeigen die vorgenannten Beispiele, jedoch zusätzlich zu dem Zustand wie gedruckt mit einem nachfolgenden Anlassprozess. Hierbei ergibt sich kein wirklich geän dertes Bild, auch hierbei ist im Hinblick auf die Bruchdehnung sowie die Brucheinschnürung der Stahl 1 dem Stahl 2 weit überlegen.
Die Figuren 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 Festig keitswerte (Rm) liegen beim erfindungsgemäßen Werkstoff im Bereich des 16MnCr5. Bei ste hend gebauten Proben zeigt der erfindungsgemäße Werkstoff höhere Festigkeiten (Rm), näm- lieh mehr als 1400 MPa. Auch in Bezug auf die Brucheinschnürung (Z) übertrifft der erfin dungsgemäße Werkstoff den 16MnCr5 bei stehenden Proben um ca. 20%. Somit besitzt der erfindungsgemäße Werkstoff bei einer höheren Festigkeit zusätzlich noch eine höhere Duktili tät im Vergleich zum bekannten Werkstoff. In Bezug auf den Stahl 2 mit dem höheren Schwe felgehalt zeigt der erfindungsgemäße Werkstoff eine um 200 MPa höhere Festigkeit (Rm). Bei der Bruchdehnung und Brucheinschnürung ist der erfindungsgemäße Werkstoff dem Ver gleichswerkstoff aus den Figuren zuvor auch hier weit überlegen.
Bei der Wärmebehandlung bzw. Härtung bei 950°C und einer nachfolgenden Anlassbehand lung bei 200°C ergibt sich im liegenden und stehenden Zustand ein ähnliches Bild in Figuren 16, 17 wie in den Figuren 14, 15. Es kann jedoch festgestellt werden, dass die maximale Fes tigkeit 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 Druck prozess mit seiner raschen Erstarrung entsteht und andererseits durch die adaptierte Legie rungszusammensetzung, 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 Figuren 18 und 19 erkennt man, dass die Härten, gemessen in HRc im Übrigen gleich sind, während die Zähigkeitswerte frappierend weit auseinander lie gen.
In den Figuren 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 abge nommen. Auch dies zeigt eindrucksvoll, dass mit dem Stahl 1 in einfacher Weise schon mit dem gedruckten Material ohne Nachbehandlung hervorragende Eigenschaften erzielt werden.
In den Figuren 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 in J) des Stahl 1 deutlich über jeden des 16MnCr5 liegen und wie bereits auch nachgewiesen natürlich auch gegenüber dem Stahl 2. Wie in den Figuren 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 Figur 26 ist eine Übersicht über die Gefüge des 16MnCr5 im Vergleich zur Erfindung (Stahl 1) gezeigt.- Stahl 1 (Fig.26 a) zeigt ein martensitisch/ bainitisches Gefüge, welches sich durch die Zugabe von Vanadium einstellt. Die Korngröße beträgt ungefähr 10pm. Die Figur 26 b zeigt das Gefüge des 16MnCr5, welches rein martensitisch ist und die Korngröße beträgt ca. 20pm. Erhöht man die Härtetemperatur beim 16MnCr5 auf 970°C, so kommt es zu einer Kornvergröberung (Figur 26 c).
Figur 27 zeigt die Kerbschlagarbeit Kv des gedruckten Bauteils ohne Wärmebehandlung in Abhängigkeit des Schwefelgehalts. Die restlichen Legierungselemente sind analog zu Stahl 1 bzw. Stahl 2. Es wurden je 3 Proben getestet, die Standardabweichung beträgt ±10%. Durch Reduktion des Schwefelgehalts konnte die Kerbschlagarbeit deutlich verbessert werden. Bei 0,003% S betrug sie 140 J.
Bei dem Stahl 1 ist von Vorteil, dass dieser auch ohne nachfolgende Wärmebehandlung be reits überragende mechanische Eigenschaften zeigt, die zudem auch noch in einem sehr wei ten 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 Er zielung 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 stattfin det, da Restaustenit nach dem Druckprozess vermieden wird. Die unerwünschte Umwandlung von Restaustenit zu Martensit würde zu einer Volumszunahme von 3% führen. Die dadurch entstehenden Spannungen können zu Bauteilschädigungen führen.
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 Oberflächenverfestigungsverfah- ren durch mechanische Einwirkung, wie zum Beispiel das Kugelstrahlen oder Festwalzen zu gänglich.

Claims

Patentansprüche
1. Stahlmaterial in Pulverform zum Verdrucken in additiven Herstellungsverfahren wie se lektivem Laserschmelzen (SLM) oder selektivem Lasersintern (SLS) oder zur Verwen dung in heißisostatischen Pressverfahren, wobei der Werkstoff die folgende Zusammen setzung aufweist in Gew.-%:
C 0,17-0,23
Si 0,10-0,80
Mn 0,15-0,45
P < 0,03
S< 0,015
Cr 0,8 -2,0
Mo 0,15-0,80
Ni 0,1 -2,0
V0,1 2,0
sowie optional eines oder mehrere aus
Nb <0,5
W< 1,6
Cu < 1
AI <1
Co < 1
Ti < 0,5
Ta < 0,5
Zr < 0,5
N <0,15
B < 1
Rest Eisen und unvermeidliche erschmelzungsbedingte Verunreinigungen.
2. Stahlmaterial nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Zusammensetzung wie folgt ist:
C 0,17-0,21 Si 0,15-0,30
Mn 0,15-0,45
P < 0,03
S< 0,010
Cr 0,8- 1,1
Mo 0,15-0,25
Ni 1,0- 1,5
V0,1 0,2
sowie optional eines oder mehrere aus
Nb <0,5
W< 1,6
Cu < 1
AI <1
Co < 1
Ti < 0,5
Ta < 0,5
Zr < 0,5
N <0,15
B < 1
Rest Eisen und unvermeidliche erschmelzungsbedingte Verunreinigungen.
3. Stahlmaterial nach Anspruch 1 oder 2,
dadurch gekennzeichnet, dass
die Partikelgrößenverteilung zwischen 15 bis 63 pm liegt, insbesondere zwischen 15 bis 45 pm oder 20 bis 53 pm liegt.
4. Stahlmaterial nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, dass
das Pulver mit Korngrößen kleiner 20 pm für Metal-Injection-Molding-Sinter-Verfahren und Binder-Jetting-Verfahren vorliegt.
5. Stahlmaterial nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, dass
das Pulver mit einer Korngröße von 15-63 pm, insbesondere 15 - 45 pm für das La serpulverbettverfahren ausgebildet ist.
6. Stahlmaterial nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Pulver mit Korngrößen größer 45 pm für das Laser-Metal-Deposition- Verfahren, Direct-Energy-Deposition-Verfahren und das Electron-Beam-Melting- Verfahren vorliegt.
7. Verfahren zum Herstellen eines Stahlmaterials, dadurch gekennzeichnet, dass ein
Stahlmaterial mit der folgenden Zusammensetzung:
C 0,17 - 0,23
Si 0,10 - 0,80
Mn 0,15 - 0,45
P < 0,03
S < 0,015
Cr 0,8 - 2,0
Mo 0,15 - 0,80
Ni 0,1 - 2,0
V 0, 1 2,0
sowie optional eines oder mehrere aus
Nb < 0,5
W < 1 ,6
Cu < 1
AI <1
Co < 1
Ti < 0,5
Ta < 0,5
Zr < 0,5
N < 0,15
B < 1
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.
8. Verfahren nach Anspruch 7,
dadurch gekennzeichnet, dass
für das Pulverbettverfahren die Klassierung mit Sieben oder Sichten auf einen Partikel größenverteilung zwischen 15 und 63 pm, insbesondere 15 - 45 pm oder 20 - 53 pm er folgt.
9. Verfahren zum Herstellen von Bauteilen aus einem Stahlmaterial nach einem der An sprüche 1 bis 6, welches hergestellt wurde nach einem Verfahren der Ansprüche 7 bis 8, 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 pm 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.
10. Verfahren nach Anspruch 9,
dadurch gekennzeichnet, dass
die Schichthöhen der einzelnen Pulverbettschichten zwischen 25 und 65 pm liegen und der Linienabstand zwischen 80 und 150 pm liegt.
11. Verfahren nach Anspruch 9 oder 10,
dadurch gekennzeichnet, dass
der Fokus-Durchmesser des Lasers zwischen 80 und 120 pm liegt.
12. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 11 ,
dadurch gekennzeichnet, dass
die Volumenenergiedichte zwischen 45 und 85 Joule/mm3 liegt.
13. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 12,
dadurch gekennzeichnet, dass
das Pulver mit einem Selective-Laser-Melting, einem Selective-Laser-Sintering, einem Laser-Metal-Deposition oder einem Direct-Energy-Deposition verarbeitet wird.
14. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 13,
dadurch gekennzeichnet, dass
das additiv erzeugte Bauteil anschließend gehärtet und angelassen wird.
15. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 14,
dadurch gekennzeichnet, dass
das Material bei 800 - 950 °C gehärtet und bei 180 - 220 °C angelassen wird.
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