Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines Warmarbeitsstahlgegenstandes.

Es ist bekannt und verbreitet sich immer weiter, Bauteile, Werkzeuge oder andere Kompo nenten aus Werkzeugstahl bzw. Nickelbasislegierungen im Maschinen- und Werkzeugbau auch additiv herzustellen. Insbesondere ist es bereits möglich, entsprechende Bauteile aus Stahl additiv zu fertigen, wobei Pulver aus definierten Stahllegierungen über selektives La serschmelzen oder selektives Lasersintern zu entsprechenden Komponenten verschmolzen werden.

Diese Verfahren werden im Pulverbett durchgeführt.

Aus der US 2,019,040,481 A ist ein additiv gefertigtes Werkzeug aus Chrom-Molybdän- Vanadium-Iegierten Pulver mit anschließender Wärmebehandlung bekannt, wobei hier Här ten zwischen 35 und 65 HRC erreicht werden.

Derzeit ist im Pulverbettverfahren insbesondere für Warmarbeitsanwendungen der Werkstoff 1.2709 am weitesten verbreitet.

Der Werkstoff 1.2709 besitzt durch ein praktisch kohlenstofffreies (< 0,03 Gew.-% C) Legie rungskonzept eine sehr gute Druckbarkeit bei niedrigen Vorwärmtemperaturen. Druckbarkeit bedeutet hierbei letztlich Schweißbarkeit, denn die Pulverteilchen werden durch insbesondere Einwirkung von hoher Energie, wie zum Beispiel durch Laserstrahlen, aufgeschmolzen, so dass die Bedingungen, die für eine gute Schweißbarkeit Voraussetzung sind, letztlich auch bei derartigen Pulvern gelten. Stähle mit einem Kohlenstoffgehalt über 0,22% gelten als nicht mehr ohne Weiteres schweißbar.

Der Werkstoff 1.2709 entwickelt eine hohe Härte von etwa 55 HRC bei einer gleichzeitig ho hen Kerbschlagbiegearbeit von ca. 15 Joule. Beim Werkstoff 1.2709 ist im Vergleich zu konventionellen Warmarbeitsstählen auf Basis von Kohlenstoffmartensiten jedoch das schlechtere Ermüdungsverhalten von Nachteil. In der Literatur sind die Unterschiede von Nickelmartensiten (wie beim Werkstoff 1.2709) und Koh lenstoffmartensiten ausführlich beschrieben (Scheidl, H., and E. Krainer. "Grundlagen und technische Besonderheiten von Maraging-Stählen." Sonderdruck aus "Radex-Rundschau 4 (1977): 310-327.) Für Warmarbeitsanwendungen und insbesondere den Aluminiumdruck guss (HPDC, High Pressure Die Casting) ist eine hohe Temperaturwechselbeständigkeit not wendig, die Nickelmartensite nur unzureichend erreichen. Ein weiterer Nachteil bei der Ver wendung von Werkstoff 1.2709 für den Aluminiumdruckguss ist die geringe Beständigkeit gegenüber der Aluminiumschmelze.

Der Einsatz von Pulvern für die additive Fertigung auf Basis von konventionellen Warmar beitsstählen, zum Beispiel den Werkstoffen Hll/1.2343 oder H13/1.2344, ist wegen des ho hen Kohlenstoffgehaltes, der etwa bei 0,4% liegt, problematisch. Um eine Druckbarkeit trotz des hohen Kohlenstoffgehaltes zu gewährleisten, muss hier eine Vorwärmtemperatur von mindestens 200°C eingehalten werden. Gleichwohl bleibt das Erscheinungsbild kritisch, weil bei der additiven Fertigung Mikrorisse im Gefüge gebildet werden und viele weitere Defekte (wie z.B. Poren oder Bindefehler) vorliegen. Bindefehler sind nicht aufgeschmolzene Partikel, diese können als Rissauslöser im Bauteil wirken. Mikrorisse sind ein großes Problem beim Verdrucken kohlenstoffhaltiger Werkstoffe, zumeist handelt es sich dabei um Erstarrungsris se.

Die Werkstoffe 1.2343 und 1.2344 weisen aufgrund ihres hohen Kohlenstoffgehalts und da mit schlechter Schweißbarkeit als Nachteil auf, dass sie bezüglich der Fertigungsparameter bei der additiven Fertigung ausgesprochen empfindlich sind, so dass die Prozesssteuerung überaus genau und in sehr engen Grenzen stattfinden muss. Zusätzlich benötigen sie Vor wärmtemperaturen ab 200 °C.

Gegenüber dem genannten Stand der Technik ist es Aufgabe der Erfindung, ein Verfahren zum Herstellen eines Bauteils zu schaffen, welches die additive Fertigung bei niedrigen Vor wärmtemperaturen bei gleichzeitig über weite Bereiche hoher Prozessstabilität und Ferti gungsqualität gewährleistet.

Die Aufgabe wird mit den Merkmalen des Anspruchs 1 gelöst.

Vorteilhafte Weiterbildungen sind in den hiervon abhängigen Unteransprüchen gekennzeich net. Es ist eine weitere Aufgabe der Erfindung ein Werkstück zu schaffen, welches nach dem Ver fahren hergestellt ist und bei sehr guten mechanischen Eigenschaften wenige Defekte auf weist.

Die Aufgabe wird mit einem Werkstück mit den Merkmalen des Anspruchs 8 gelöst.

Vorteilhafte Weiterbildungen sind in den hiervon abhängigen Unteransprüchen gekennzeich net.

Erfindungsgemäß wird eine Legierung geschaffen, die sich gut zu einem Pulver verdüsen lässt und auf der Basis von Kohlenstoffmartensit für den Einsatz als Warmarbeitsstahl geeig net ist. Hierbei sollen zwar die mechanischen Eigenschaften der Legierungskonzepte 1.2343 bzw. 1.2344 erreicht werden, wobei jedoch die Anforderung insbesondere für den Einsatz im Aluminiumdruckguss erfüllt sein sollen, so dass eine mechanisch hochwertige und alumini umdruckgussstabile Legierung geschaffen wird. Erfindungsgemäß soll die bei geringen Vor wärmtemperaturen unterhalb von 200 °C, bevorzugt bei 160°C bis 200°C, besonders bevor zugt bei 180 bis 200 °C gewährleistet sein. Erfindungsgemäß ermöglicht die Kombination aus dem Legierungskonzept von W333 und Vorwärmtemperatur ein defektarmes, additiv gefer tigtes Bauteil. Wenig Defekte bewirken eine gute Zähigkeit, also eine hohe Kerbschlagarbeit.

Die gedruckten Bauteile können anschließend optional Spannungsarmgeglüht werden. Span nungsarmglühen wird bei Temperaturen unter Acl jedoch über 500°C durchgeführt und dient dem Abbau innerer Spannungen.

Anschließend wird das Bauteil gehärtet. Beim Härten wird die Temperatur überAc3 erhöht, sodass Ferrit vollständig in Austenit umwandelt. In Austenit kann wesentlich mehr Kohlen stoff gelöst werden als im Ferrit.

Durch anschließende schnelle Abkühlung („Abschrecken") d.h. eine Abkühlung über der kriti schen Abkühlrate kann der Kohlenstoff nicht wegdiffundieren, der kohlenstoffreiche Austenit wandelt in kohlenstoffverspannten, harten Martensit um. Abgeschreckt werden kann bei spielsweise in Öl oder, falls das Härten im Vakuum oder unter Schutzgasatmosphäre erfolgte, mit Stickstoff oder Argon.

Das anschließende Anlassen kann die Zähigkeit erhöhen. Dabei bilden sich aus den Legie rungselementen die Sekundärhärtekarbide, die für die Warmfestigkeit von Warmarbeitsstäh len benötigt werden.

Die kombinierte Wärmebehandlung von Härten und Anlassen wird auch Vergüten genannt.

Im Allgemeinen gilt, dass die angeführten Wärmebehandlungsdauern erst nach vollständiger Durcherwärmung, d. h. nach Erreichen des Bauteilkerns auf Zieltemperatur, gerechnet wer den. Werden keine Haltedauern angeführt, wird mindestens bis zur Durcherwärmung die Wärmebehandlung durchgeführt.

Bei den genannten Wärmebehandlungen kann zusätzlich unerwünschter Restaustenit umge wandelt werden. Additiv gefertigte Bauteile haben hohe Restaustenitgehalte, typischerweise > 10 %. Restaustenit kann bei den hohen Betriebstemperaturen, denen Warmarbeitsstähle typischerweise ausgesetzt sind, zu Ferrit/Zementit oder Martensit umwandeln. Diese Pha senumwandlung geht mit einer Volumenänderung einher, die zu mechanischen Spannungen, Rissen und schließlich einem Bruch im Bauteil führen kann. Insbesondere beim Aluminium druckguss kann ein Bauteil versagen verheerende Folgen haben. Daher soll erfindungsgemäß der Restaustenitgehalt sehr niedrig, bevorzugt unter der Nachweisgrenze von <1 % gehalten werden.

Der Werkstoff 1.2365 ist ein Warmarbeitsstahl, der bei der Verarbeitung von Kupfer und Messing eingesetzt wird. Der Kohlenstoffgehalt liegt bei etwa 0,3 Gew.-% und ist besser schweißbar als die Werkstoffe 1.2343 und 1.2344. Ausgehend vom 1.2365 wurde erfin dungsgemäß die Legierung W333 entwickelt, die für die additive Fertigung besser geeignet ist als vergleichbare Warmarbeitsstähle und die mechanischen Anforderungen von 1.2343 und 1.2344 erreicht. Erfindungsgemäß wird der Kohlenstoffgehalt bei etwa 0,3 Gew.-% ein gestellt, wodurch gegenüber 1.2343 und 1.2344 eine verbesserte Schweißbarkeit gewährleis tet wird. Zudem ist der Siliziumgehalt adaptiert, wobei durch die Erhöhung des Siliziumgehal tes (Mischkristallverfestiger) der etwas niedrige Kohlenstoffgehalt in Bezug auf die erreichba re Härte kompensiert wird. Hierdurch ergibt sich zudem auch noch eine verbesserte Fließfä higkeit der Schmelze, wodurch die Verdüsbarkeit verbessert wird.

Zudem wird durch Silizium der sekundäre Härtepeak zu höheren Anlasstemperaturen ver schoben sowie die Anlassbeständigkeit gesteigert.

Um die Anlasshärte zu erhöhen, kann gegenüber 1.2343 und 1.2344 zusätzlich Molybdän zulegiert werden.

Es konnte ein Werkstoff entwickelt werden, der deutlich besser verdruckbar ist als bekannte Warmarbeitsstähle für Aluminiumdruckguss-Anwendungen. Dabei erreicht das erfindungs gemäß geschaffene additiv gefertigte Werkstück die Anforderungen von konventionell gefer tigten Bauteilen für Aluminiumdruckguss, nämlich vollmartensitisches Gefüge mit Restauste nitgehalt < 1 % gemäß ASTM E 975 (insbesondere HS1 bewertet nach NADCA#207-2016), Härten zwischen 44 und 52 HRC gemäß ASTM E 18-17 (2017), insbesondere eine Kerb- schlagarbeit von 22 J gemäß ASTM E 23-16b (2016) bei dem Härtezustand 45 - 46 HRC. Die außergewöhnlich gute Kerbschlagarbeit kommt durch das feine Gefüge zustande, insbeson dere ein Korn bewertet nach ASTM E 112 feiner 13 sowie der niedrigen Porosität. Der Zug versuch wurde ausgeführt gemäß ISO 6892-1 (2016).

Die Erfindung betrifft somit insbesondere ein Verfahren zum Herstellen eines Warmarbeits stahlgegenstandes, wobei eine Stahlschmelze erzeugt wird und die Stahlschmelze anschlie ßend zu einem Pulver verdüst wird, wobei die Stahlschmelze die folgenden Legierungsele menten aufweist (alle Angaben in Gew-%):

C = 0,25 - 0,32

Si = 0,80 - 1,20

Mn = 0,20 - 0,50

Cr = 2,50 - 5,00

Mo = 2,50 - 3,50

V = 0,60 bis 1,00 sowie optional eines oder mehrere von

Ni < 1,00

S < 0,25

P < 0,25

N < 0,1

W < 1,0

Co < 1,0

Cu < 0,9

Ti < 0,9

Nb < 0,9

Ta < 0,9

Zr < 0,9

AI < 0,2

Bor < 0,2

Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen, wobei das Pulver im Pulverbett verfahren verdruckt wird, wobei die Vorwärmtemperatur < 200 °C, bevorzugt 160 bis 200 °C, besonders bevorzugt 180 bis 200 °C beträgt.

In einer Weiterbildung wird zum Verdrucken das selektive Laserschmelzen verwendet, wobei die Laserleistung zwischen 200 und 340 W, insbesondere zwischen 220 und 320 W, die La serfortschrittsgeschwindigkeit zwischen 500 und 1000 mm/sec, insbesondere zwischen 540 und 870 mm/sec und der Linienabstand zwischen 0,05 und 0,15 mm, insbesondere zwischen 0,08 und 0,14 mm beträgt.

In einer Weiterbildung wird der Gegenstand über Ac3 bevorzugt bei 900 bis 1100°C, beson ders bevorzugt bei 960 bis 1030 °C zum Zwecke des Härtens wärmebehandelt und anschlie ßend insbesondere in einem Ölbad abgeschreckt wird.

In einer Weiterbildung wird der Gegenstand vor der Härtung zwischen 600 bis 700 °C, insbe sondere zwischen 650 und 690 °C für 60 bis 120 Minuten spannungsarm geglüht.

In einer Weiterbildung wird der gehärtete Gegenstand bei 530 bis 630 °C angelassen.

In einer Weiterbildung wird der gehärtete Gegenstand für 60 bis 120 Minuten angelassen.

In einer Weiterbildung wird der Gegenstand nach der ersten Anlassbehandlung auf Raum temperatur abgekühlt und danach bei 530 bis 630 °C für 60 bis 180 Minuten mindestens ein weiteres Mal angelassen.

In einer Weiterbildung wird mindestens eine der folgenden Anforderungen erfüllt: (in Gew-

%):

C 0,28 - 0,32

Si 0,90 - 1,00

Mn 0,20 - 0,40

Cr 2,50 - 1,90

Mo 2,50 - 3,00

V 0,60 bis 0,70

Ni < 0,5

S < 0,05

P < 0,05

N < 0,02

W < 0,4

Co < 0,4

Cu < 0,4

Ti < 0,4

Nb < 0,4

Ta < 0,4

Zr < 0,4

AI < 0,02 Bor < 0,006

In einem weiteren Aspekt der Erfindung betrifft diese einen additiv gefertigten Gegenstand aus einem Stahlmaterial, wobei das Stahlmaterial aus folgenden Legierungselementen be steht (in Gew-%):

C = 0,25 - 0,32

Si = 0,80 - 1,20

Mn = 0,20 - 0,50 Cr = 2,50 - 5,00

Mo = 2,50 - 3,50

V = 0,60 bis 1,00 sowie optional eines oder mehrere von

Ni < 1,00

S < 0,25

P < 0,25

N <0,1

W < 1,0

Co < 1,0

Cu < 0,9

Ti < 0,9

Nb < 0,9

Ta < 0,9

Zr < 0,9

AI < 0,2

Bor < 0,2

Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen, wobei der Gegenstand eine Poro sität < 0,10 % aufweist.

In einer Weiterbildung sind mindestens eine der folgenden Anforderungen erfüllt: (in Gew-

%):

C 0,28 - 0,32

Si 0,90 - 1,00

Mn 0,20 - 0,40

Cr 2,50 - 1,90

Mo 2,50 - 3,00

V 0,60 bis 0,70

Ni < 0,5

S < 0,05 P < 0,05

N < 0,02

W < 0,4

Co < 0,4

Cu < 0,4

Ti < 0,4

Nb < 0,4

Ta < 0,4

Zr < 0,4

AI < 0,02

Bor < 0,006

In einer Weiterbildung weist der Gegenstand eine Porosität < 0,06 %, bevorzugt < 0,04 %, besonders bevorzugt < 0,02 % auf.

In einer Weiterbildung liegt das Gefüge des Gegenstandes vollmartensitisch mit einem Restaustenitgehalt < 1% vor.

In einem wiederum weiteren Aspekt der Erfindung betrifft diese die Verwendung eines Warmarbeitswerkzeugs hergestellt mit einem vorgenannten Verfahren insbesondere für den Aluminiumdruckguss

Die Erfindung wird anhand einer Zeichnung und mehrerer Ausführungsbeispiele beispielhaft erläutert.

Es zeigen dabei:

Figur 1: eine Tabelle, zeigend die chemische Zusammensetzung dreier bekannter

Warmarbeitsstahlwerkstoffe im Gegensatz zur Erfindung;

Figur 2: ein Anlasshärte-Kerbschlagarbeit-Diagramm des erfindungsgemäßen Werk stoffes W333;

Figur 3: Spannungs-Dehnungsdiagramm des erfindungsgemäßen Werkstoffs bei un terschiedlichen Flärtezuständen; Figur 4: Lichtmikroskopische Aufnahme zeigend die Porosität zweier Parallelproben des erfindungsgemäßen Werkstoffes nach dem Verdrucken in vergütetem Zu stand; Figur 5: die Abhängigkeit der Porosität in % in XZ-Richtung, abhängig von der Laser leistung PL in Watt und der Laserfortschrittsgeschwindigkeit v _s in mm/s und dem Linienabstand h _s in mm für einen Werkstoff 1.2343;

Figur 6: die Darstellungen nach Figur 5 für einen an 1.2777 angelehnten Warmarbeits stahl;

Figur 7: die Darstellung nach Figur 5 für einen erfindungsgemäßen Werkstoff; Figur 8: Porosität und Gefüge des erfindungsgemäßen Werkstoffs nach dem Verdru cken (ohne Wärmebehandlung) zusammen mit entsprechenden lichtmikro skopischen Schliffaufnahmen;

Figur 9: Anlasshärte-Kerbschlagarbeit-Tabelle des erfindungsgemäßen Werkstoffs bei unterschiedlichen Anlasstemperaturen;

Figur 10: eine Vergleichstabelle, zeigend ein Vergüten mit oder ohne Spannungsarm glühen bei dem erfindungsgemäßen Werkstoff;

Figur 11: eine Tabelle, zeigend Zugversuche bei dem erfindungsgemäßen Werkstoff bei unterschiedlichen Härtezuständen;

Figur 12: eine Anlasshärte-Kerbschlagarbeit-Tabelle zeigend eine Härtung bei 960°C bei einem Vergleich einer Vergütung mit und ohne Spannungsarmglühen; Figur 13: die Gefüge im Zustand vergütet mit (oben) und ohne (unten) vorangegange nem Spannungsarmglühen mit den entsprechenden Härten- und Kerbschlag arbeiten;

Figur 14: die gemessenen chemischen Zusammensetzungen der bekannten Werkstoffe 1.2343, 1.2344 und 1.2365 im Vergleich zum erfindungsgemäßen Werkstoff W333; Figur 15: die gemessenen chemischen Zusammensetzungen verschiedener Beispiele des erfindungsgemäßen Werkstoffs W333;

Figur 16: gegeneinander gestellt die Flärte, abhängig von der Anlasstemperatur der bekannten Werkstoffe und des erfindungssemäßen Werkstoffes;

Figur 17: Kerbschlagarbeit für verschiedene Härtezustände zweier bekannter Werkstoffe im Vergleich zum erfindungsgemäßen Werkstoff;

Figur 18: Festigkeitswerte für verschiedene Härtezustände zweier bekannter Werkstoffe im Vergleich zum erfindungsgemäßen Werkstoff;

Figur 19: Ablaufdiagramm zu Herstellung des Werkstücks.

Im Zweifel sind alle Angaben innerhalb der Offenbarung immer Gewichts-%, es sei denn es ist etwas anderes angegeben.

Die Erfindung betrifft einen Stahlwerkstoff, insbesondere für die Verwendung als Formen werkstoff im Aluminiumdruckguss mit der folgenden Zusammensetzung, wobei alle Angaben in Gew.-% sind:

C = 0,25 - 0,32, bevorzugt 0,28 - 0,32

Si = 0,80 - 1,20, bevorzugt 0,90 - 1,00

Mn = 0,20 - 0,50, bevorzugt 0,20 - 0,40 Cr = 2,50 - 5,00, bevorzugt 2,50 - 2,90

Mo = 2,50 - 3,50, bevorzugt 2,50 - 3,00 V = 0,60 bis 1,00, bevorzugt 0,60 - 0,70 sowie optional eines oder mehrere von Ni <1,00, bevorzugt < 0,5

S < 0,25, bevorzugt < 0,05

P < 0,25, bevorzugt < 0,05

N < 0,1, bevorzugt < 0,02

W < 1,0, bevorzugt < 0,4

Co < 1,0, bevorzugt < 0,4

Cu < 0,9, bevorzugt < 0,4

Ti < 0,9, bevorzugt < 0,4

Nb < 0,9, bevorzugt < 0,4

Ta < 0,9, bevorzugt < 0,4 Zr < 0,9, bevorzugt < 0,4

AI < 0,2, bevorzugt < 0,02

Bor < 0,2, bevorzugt < 0,006

Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen.

Die Wirkung der Legierungselemente ist wie folgt:

Kohlenstoff [C]

Die Härtbarkeit hängt maßgeblich vom C-Gehalt ab. Mit C-Gehalten unter 0,25 Gew.-% steht nicht mehr genug C für Martensitbildung und Sekundärhärtekarbidbildung zur Verfügung, die bevorzugte Härte für Aluminiumdruckgussanwendungen kann nicht erreicht werden. C- Gehalte über 0,35 Gew.-% würden das Prozessfenster bei der additiven Fertigung einschrän ken und damit die Reproduzierbarkeit verschlechtern. Diese hohen C-Gehalte würden eine höhere Vorwärmtemperatur von > 200 °C erfordern. Die Temperaturverteilung auf der Bau teilplatte ist inhomogen, dementsprechend erreicht die Vorwärmtemperatur nicht an allen Stellen die Soll-Temperatur. Dies kann zu mehr Defekten wie beispielsweise einer höheren Porosität sowie einer niedrigeren Zähigkeit führen. Die untere Grenze für Kohlenstoff kann daher bei 0,25 oder 0,26 oder 0,27 oder 0,28 % gewählt werden. Die obere Grenze für Koh lenstoff kann bei 0,30 oder 0,31 oder 0,32 oder 0,33 oder 0,34 oder 0,35 % gewählt wer den.

Silizium [Si]:

Si ist ein Mischkristallhärter und kein Sekundärhärtekarbide bildendes Element, beeinflusst aber die Karbidausscheidungskinetik im Stahl. Es stabilisiert den Kohlenstoff, sodass es erst bei höheren Anlasstemperaturen für die Bildung von Sekundärhärtekarbiden zur Verfügung steht. Unter 0,80 Gew.-% Si kann der gewünschte Effekt der verzögerten Sekundärhärtekar bid-Ausscheidung ausbleiben. Si dient als Desoxidationsmittel und ist daher herstellungsbe dingt in geringen Konzentrationen bei nahezu allen Stählen vorhanden. Es erhöht die Zun derbeständigkeit, die Streckgrenze und die Zugfestigkeit. Si-Gehalte über 1,20 Gew.-% kön nen die Wärmeleitfähigkeit stark verringern, was bei Warmarbeitsanwendungen unerwünscht ist. Die untere Grenze für Silizium kann daher bei 0,80 oder 0,81 oder 0,82 oder 0,83 oder 0,90 % gewählt werden. Die obere Grenze für Silizium kann bei 1,00 oder 1,10 oder 1,20 % gewählt werden.

Mangan [Mn]: Mn wird zum Abbinden von S verwendet und ist daher aus prozesstechnischen Gründen mit typischerweise mind. 0,2 Gew.-% im Stahl vertreten. Mn erweitert und stabilisiert den Aus tenitbereich und erhöht somit die Härtbarkeit. Über 0,50 Gew.-% Mn wird die Martensitstart temperatur zu tieferen Temperaturen verschoben, was zu unerwünschten Restaustenitgehal te führen kann. Mn ist wie Si ein starkes Desoxidationsmittel und bezüglich Härtbarkeit und Durchhärtung eines der billigsten und wirkungsvollsten Legierungselemente. Durch Absen kung der kritischen Abkühlgeschwindigkeit (durch Mn-Zugabe) wird die Einhärtetiefe erhöht. Allerdings führen höhere Konzentrationen zur Verminderung der Wärmeleitfähigkeit und in Wechselwirkung mit Schwefel [S] oder Sauerstoff [O] zur Bildung von unerwünschten nicht metallischen Einschlüssen (MnS, MnO). Die untere Grenze für Mangan kann bei 0,20 oder 0,21 oder 0,22 oder 0,23 % gewählt werden. Die obere Grenze für Mangan kann bei 0,30 oder 0,35 oder 0,40 oder 0,45 oder 0,50 % gewählt werden.

Chrom [Cr]:

Ist eines der wichtigsten Legierungselemente bei Warmarbeitsstählen. Durch Absenkung der kritischen Abkühlgeschwindigkeit verbessert es wesentlich die Durchhärtbarkeit bzw. die Vergütbarkeit des Stahls. In der Matrix gelöstes Cr bildet beim Anlassen feine Sekundärhär tekarbide, erhöht die Warmhärte, die Anlassbeständigkeit und die Zugfestigkeit. Unter 2,50 Gew.-% Cr kann es beim Anlassen zur Bildung von unerwünschten M2C Karbiden kommen. Diese scheiden sich bevorzugt an den Korngrenzen aus, wirken als Rissauslöser und ver schlechtern die Zähigkeit. Über 5,00 Gew.-% Cr kann soviel Cr in der Matrix gelöst sein, dass die Wärmeleitfähigkeit stark abgesenkt wird. Zusätzlich bewirken zu hohe Cr-Gehalte die Absenkung der Martensitstartttemperatur, was zu unerwünschtem Restaustenit führen kann. Die untere Grenze für Chrom kann bei 2,50 oder 2,55 oder 2,60 % gewählt werden. Die obe re Grenze für Chrom kann bei 2,90 oder 3,00 oder 3,10 oder 3,50 oder 4,00 oder 4,50 oder 4,75 % gewählt werden.

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. Ande rerseits führt eine Zugabe von Mo zur Verfeinerung der Mikrostruktur. Die Kornvergröberung bleibt wegen der geringen Lösungsgeschwindigkeit und der hohen Lösungstemperatur der Karbide gering (Karbide wirken der Kornvergröberung entgegen). Somit kann durch Auste- nitisieren bei höheren Härtetemperaturen eine verbesserte Anlassbeständigkeit erreicht wer- den, da mehr karbidbildenen Elemente ausgeschiedenen werden können und dadurch mehr Karbide gebildet werden. Durch die thermisch beständigen Sekundärhärtekarbide wird die Warmhärte und die Warmstreckgrenze 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 passie ren, dass beim Anlassen aufgrund der Belegung der ehemaligen Austen itkorngrenzen mit Karbiden, eine Versprödung auftritt (Anlassversprödung). Die untere Grenze für Molybdän kann bei 2,50 oder 2,55 oder 2,60 % gewählt werden. Die obere Grenze für Molybdän kann bei 3,00 oder 3,10 oder 3,25 oder 3,30 oder 3,40 oder 3,50 % gewählt werden. Molybdän kann ganz oder teilweise durch Wolfram gemäß Mo _eq = Mo + V2 W ersetzt werden.

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. Die untere Grenze für Vanadium kann bei 0,60 oder 0,61 oder 0,62 % gewählt werden. Die obere Grenze für Vanadium kann bei 0,70 oder 0,75 oder 0,80 oder 0,85 oder 0,90 oder 0,95 oder 1,00 % gewählt werden.

Im Allgemeinen wird erwähnt, dass die einzelnen Elemente innerhalb ihrer angeführten Le gierungsgrenzen frei miteinander kombiniert werden können.

Nickel [Ni]:

Nickel ist ein optionales Element. Geringe Ni-Gehalte können die Zähigkeit und die Durch härtbarkeit verbessern. Über 1 Gew.-% Ni kann zu unerwünschtem Restaustenit führen. Be vorzugt kann der Nickelgehalt unter 0,50 %, weiters bevorzugt unter 0,25 %, besonders bevorzugt unter 0,10 oder ohne bewusste Zulegierung eingestellt werden.

Schwefel [S] kann einen negativen Effekt auf die Zähigkeit haben. Deshalb ist Schwefel limi tiert auf < 0,25 Gew.-%, bevorzugt auf < 0,05 Gew.-%, besonders bevorzugt auf < 0,02 Gew.-%. Eine technisch realisierbare Untergrenze kann 0,001 Gew.-% sein. Phosphor [P]

Phosphor neigt dazu, zu Korngrenzen zu diffundieren und die Kornkohäsion zu schwächen. Deshalb ist Phosphor limitiert auf < 0,25 Gew.-%, bevorzugt auf < 0,05 Gew.-%, besonders bevorzugt auf < 0,03 Gew.-%. Eine technisch realisierbare Untergrenze kann 0,001 Gew.-% sein.

Stickstoff [N]

Stickstoff bildet Nitride und Karbonitride, welche die Zähigkeit verringern können. Mehr als 0,10 Gew.-% Stickstoff können zu einer Beeinträchtigung der Zähigkeit führen. Daher liegt die Obergrenze bei 0,10 Gew.-%, bevorzugt bei 0,02 Gew.-%, besonders bevorzugt bei 0,01 Gew.-%. Da das Stahlmaterial meist mit N2 zu Pulver verdüst wird, sind herstellungsbedingt geringe Spuren von Stickstoff enthalten. Daher kann die Untergrenze bei 0,005 Gew.-% lie gen.

Wolfram [W]

Wolfram erhöht wie Molybdän die Warmhärte. Die Obergrenze kann 1 Gew.-%, bevorzugt 0,4 Gew.-% betragen. Die Untergrenze kann 0,005 Gew.-% betragen.

Kobalt [Co] ist ein optionales Element, welches zu einer höheren Härte führt. Die Obergrenze kann 1 Gew.-%, bevorzugt 0,4 Gew.-% betragen. Die Untergrenze kann 0,005 Gew.-% be tragen.

Kupfer [Cu]

Kupfer ist ein optionales Element, welches zu einer erhöhten Härte beitragen kann. Die Obergrenze kann 0,9 Gew.-%, bevorzugt 0,4 Gew.-% betragen. Eine technisch realisierbare Untergrenze kann 0,006 Gew.-% sein.

Titan [Ti], Niob [Nb], Tantal [Ta] und Zirconium [Zr] sind optionale Elemente und bilden wie Vanadium Karbide. Die Obergrenze kann je 0,9 Gew.-%, bevorzugt 0,4 Gew.-% betragen.

Die Untergrenze kann 0,005 Gew.-% betragen.

Aluminium [AI]

Aluminium wird als Desoxidationsmittel verwendet. Die Obergrenze kann 0,2 Gew.-%, be vorzugt 0,02 Gew.-% betragen. Eine technisch realisierbare Untergrenze kann 0,005 Gew.-% sein. Bor [B]

Bor kann die Härte des Stahlmaterials erhöhen. Der Bor-Gehalt ist limitiert auf 0,2 Gew.-%, bevorzugt auf < 0,006 Gew.-%. Die Untergrenze kann 0,0002 Gew.-% betragen.

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 sekundärmetallurgi sche Behandlung, bei der die Schmelze entgast und beruhigt wird, anschließend entschwefelt wird und so nötig, auch entkohlt 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. Die abgegossenen Elektroden werden in einem offenen (ESR, Electro Slag Remelting) oder geschlossenen (PESR, Pressurised Elect- ro Slag Remelting) Verfahren umgeschmolzen. Dabei wird die Elektrode langsam abge schmolzen. 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 Pul vers, welches für die additive Fertigung geeignet ist, dadurch, dass das Stahlmaterial durch Inertgasverdüsung insbesondere mit dem VIGA-Verfahren (Vacuum Induction Gas Automiza- tion) verdüst wird. Das Erschmelzen des Einsatzmaterials erfolgt dabei im Vakuumindukti onsofen, wobei aufgrund des Mangangehaltes das Erschmelzen unter Argonschutzgasat mosphäre erfolgt. Anschließend erfolgt der eigentliche Verdüsungsprozess unter Zuhilfenah me von sehr hohem Gasdruck. Dabei wird der Tiegel gekippt, in dem die Schmelze sich be findet, wodurch die flüssige Schmelze in einen Tundish/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. 500 pm großen Metallpartikeln, die eine schlagartige Abkühlung erfahren und als Pulveragglomerat 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 gegenüber 1.2777 von Vorteil, dass auf grund des höheren Si-Gehalts eine verbesserte Fließfähigkeit der Schmelze eintritt, wodurch die Verdüsbarkeit verbessert wird. Gegenüber 1.2709 ist der erfindungsgemäße Werkstoff ebenfalls besser verdüsbar, da die enthaltenen Mengen an AI und Ti die Verdüsbarkeit ver schlechtern. Ti und AI sind ist enorm sauerstoffaffin, die Bildung der jeweiligen Oxide hat einen negativen Einfluss auf die Verdüsbarkeit Das erhaltene Pulver wird nach dem Verdüsen aus Teilchen verschiedener Größe bestehen. Für die unterschiedlichen additiven Fertigungs verfahren wird die Größe der Pulverteilchen bzw. die Korngrößenverteilung einer bestimmten Fraktion angepasst. Für das Auftragslaserschweißen im Pulverbettverfahren entspricht die gewünschte Partikelgröße beispielsweise 15 - 45 pm. Dies macht das Aussieben bzw. Klas sieren des Pulvers in unterschiedlichen 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 keine Defekt wie z.B. Bindefehler erzeugt werden, und andererseits nicht so hoch sein sollte, dass es zu Agglomeration und Oxidation kommt.

Wichtige Druckparameter sind die Laserleistung bzw. die pro Volumen eingebrachte Energie, die Scangeschwindigkeit, die Schichthöhe, der Linienabstand, der Fokusdurchmesser und die Volumenenergiedichte beim Drucken.

Gegenüber den bekannten Werkstoffen zeigt die erfindungsgemäße Legierung einen höheren Siliziumgehalt, wobei das Silizium die Schmelztemperatur senkt, die Fließfähigkeit verbessert und die Verdüsbarkeit der Schmelze insgesamt verbessert. Zudem steigert Silizium die Härte.

Einige mechanische Kennwerte sind in den Figuren 2 und 3 ersichtlich, aus denen hervor geht, dass bei unterschiedlichen Anlasstemperaturen ein Kerbschlagarbeitsmaximum bei ei ner Anlasstemperatur von 625°C und ein Härtemaximum bei 525°C erzielt wird, wobei Zug versuche in unterschiedlichen Härtezuständen (Figur 3) entsprechende Spannungen und die dazugehörigen Dehnungen aufzeigen. Der Zusammenhang hierbei ist üblicherweise, dass bei einer höheren Härte die Duktilität sinkt. Vergleicht man die Prozessfenster bei Pulverbettverfahren und einer Vorwärmtemperatur T _v = 200 °C von bekannten Werkstoffen (Figuren 5, 6), erkennt man, dass hierbei sehr starke Inhomogenitäten erzielt werden und die entsprechenden Werkstoffe beim Verdrucken in erheblicher Weise empfindlich für Änderungen der Parameter sind. Noch niedrigere Vor wärmtemperaturen würden zu schlechteren Ergebnissen führen. In Figur 5 wurde ein Warm arbeitsstahl gemäß 1.2343 verdruckt mit 0,38 % C, 1,10 % Si, 0,40 % Mn, 5,00 % Cr, 1,30 % Mo, 0,40 % V. In Figur 6 wurde ein an den Werkstoff 1.2777 angelehntes Warmarbeits stahlpulver mit 0,32 % C, 0,15 % Si, 0,20 % Mn, 0,15 % Cr, 3,30 % Mo, 1,90 % Ni und 1,80 % W verdruckt.

Aus Figur 7 erkennt man, wie gutmütig der erfindungsgemäße Werkstoff (0,30% C, 0,94%

Si, 0,27% Mn, 2,71% Cr, 2,67% Mo, 0,67% V, 0,0023% N, Rest Eisen) selbst bei einer Vor wärmtemperatur von Tv = 180 °C auf das Verdrucken reagiert und wie stark er innerhalb gegebener Grenzen ohne Qualitätseinbußen verdruckt werden kann. Die Contour Plots zei gen in Draufsicht die Porosität der Bauplatte. Erfindungsgemäß ist die Porosität sehr gering sowie ausgesprochen homogen verteilt. Da die Ränder der Bauplatte oft nicht die gewünsch te Vorwärmtemperatur erreichen, ist dies ein ausgesprochen gutes Ergebnis.

Bei dem Main Effects Plot ist die Abhängigkeit der Porosität von der Laserleistung PL in Watt, der Laserfortschrittsgeschwindigkeit v _s in mm/s und dem Linienabstand h _s in mm angegeben. Erfindungsgemäß sind die Kurven bei niedrigen Porositätswerten angesiedelt und beinahe horizontal. Das bedeutet, dass auch bei schwankenden Parametern ein gleichmäßiges Druckergebnis zu erwarten ist. Die Laserleistung liegt zwischen 200 und 340 W, insbesonde re zwischen 220 und 320 W, die Laserfortschrittsgeschwindigkeit zwischen 500 und 1000 mm/sec, insbesondere zwischen 540 und 870 mm/sec und der Linienabstand zwischen 0,05 und 0,15, mm, insbesondere zwischen 0,08 und 0,14 mm. Die Parameter sind üblicherweise aufeinander abzustimmen: eine niedrige Laserleistung bedingt eine niedrige Fortschrittsge schwindigkeit sowie einen kleinen Linienabstand. Die Wirtschaftlichkeit ist besser bei den jeweils höchsten Parametern. Der 1.2343 mit 0,38 % C (Figur 5, Contour Plots) erreicht eine minimale Porosität von 0,01-0,02%, allerdings ist dieser Bereich sehr klein, eigentlich beträgt der Minimalwert 0,02-0,04%, der Maximalwerte beträgt 0, 1-0,2%, der Durchschnitt (Main Effects Plot) beträgt 0,03 - 0,07 %. Der an 1.2777 angelehnte Werkstoff mit 0,3 % C (Figur 6, Contour Plots) erreicht eine minimale Porosität von < 0,01%, allerdings ist dieser Bereich klein, der Maximalwerte beträgt stellenweise >0,3%, der Durchschnitt (Main Effects Plot) beträgt 0,02 - 0,17 %. Der erfindungsgemäße Werkstoff mit 0,30 % C (Figur 7 Contour Plots) erreicht über große Bereiche eine minimale Porosität von < 0,01%, der Maximalwerte beträgt 0,02-0,04%, der Durchschnitt (Main Effects Plot) beträgt 0,01 - 0,04 %. Damit zeigt sich, dass der erfindungsgenmäße Werkstoff über einen breiten Parameterbereich eine au- ßergewöhnlich niedrige Porosität liefert. Um eine hohe Zähigkeit zu erreichen sowie einen besseren Widerstand gegenüber Materialversagen durch Ermüdung zu gewährleisten ist eine möglichst niedrige Porosität anzustreben, diese beträgt bevorzugt < 0,1%, weiters bevorzugt < 0,06%, besonders bevorzugt < 0,04% und insbesondere bevorzugt < 0,02%.

Erfindungsgemäß gelingt es, das Eigenschaftsprofil des erfindungsgemäßen Werkstoffes W333 dem angestrebten und notwendigen Härtebereich für Aluminiumdruckgussanwendun gen, nämlich 44 bis 52 HRC im Niveau der bekannten Werkstoffe anzusiedeln, wobei jedoch durch seine starke Unanfälligkeit gegenüber Prozessparametern ihrerseits die sehr hohe Qualität des verdruckten Materials ein wesentlicher Vorteil gegenüber den bekannten Werk stoffen erzielt wird. Die Dichte des erfindungsgemäßen Werkstoffs beträgt nach dem Dru cken 99,9%, wobei keine Mikrorisse oder Bindefehler ermittelbar sind. Der erzielbare Sekun därhärtepeak liegt bei einer Anlasstemperatur von Ta = 525°C leicht über 52 HRC, wobei im Härtezustand von 45 bis 46 HRC, welches die typische Arbeitshärte bei Aluminiumdruckguss ist, die Kerbschlagarbeit 22 Joule beträgt bei einer Anlasstemperatur von 625°C. Es konnte festgestellt werden, dass das vergütete Gefüge voll martensitisch ist mit Restaustenitgehal ten < 1%, wobei bei einer Vorwärmtemperatur von etwa 180°C der erfindungsgemäße Werkstoff gegenüber den bekannten Werkstoffen ein deutlich breiteres Prozessfenster bei abgesenkter Vorwärmtemperatur besitzt. Durch diese niedrige Vorwärmtemperatur und vor allem durch das breite Prozessfenster ist eine Reproduzierbarkeit bezüglich der Qualität des gedruckten Materials in erheblich besserer Weise gewährleistet als bei den bekannten Mate rialien. Zwar könnten die bekannten Werkstoffe auch bei Vorwärmtemperaturen unter 200°C verdruckt werden, allerdings konnte festgestellt werden, dass die Qualität des verdruckten Vergleichsmaterials bezüglich der Porosität und des Defekterscheinungsbildes schlechter ist als bei dem erfindungsgemäßen Werkstoff W333.

Die Erfindung wird anhand von Beispielen weiter erläutert. Aus dem erfindungsgemäßen Werkstoff wurden auf einer Anlage SLM280-HT mit einer Vorwärmtemperatur von 180°C und in Baurichtung Z unterschiedliche Proben hergestellt.

Die Charakterisierung erfolgte im Zustand wie gebaut (also direkt nach der additiven Ferti gung) und nach der Wärmebehandlung. Dann wurden Anlasshärte-Kerbschlagarbeit- Diagramm, mechanische Eigenschaften und Mikrostruktur aufgenommen und mit bekannten Werkstoffen verglichen. Es wurden Porositätsmessungen, Härtemessungen, Zugversuche und Kerbschlagversuche durchgeführt und die Charakterisierung der Mikrostruktur durchge führt anhand lichtmikroskopischer Untersuchungen (Gefüge und Korngröße) sowie raster elektronenmikroskopische Untersuchungen für die Defektanalyse und XRD-Messungen für die Restaustenitbestimmung durchgeführt. Die chemische Zusammensetzung der verwendeten Pulver ergeben sich aus Figur 14. Anzu merken ist, dass während der additiven Fertigung wenige 0,01 Gew.-% Kohlenstoff verloren gehen können.

Aus den Pulvern wurden entsprechende Probenkörper erstellt, wobei insbesondere eine La serleistung von 320 Watt Fortschrittsgeschwindigkeit von 860 mm/sec, ein Linienabstand von 0,122 mm gewählt wurden.

Die entsprechenden Pulver wurden auf einer Anlage SLM280-HT gedruckt. In Figur 4 sind die Porositäten zweier Parallel proben im vergüteten Zustand dargestellt. Es können keine Mikro risse, Bindefehler oder sonstige Defekte im Gefüge detektiert werden. Der Mittelwert der Porosität beträgt 0,0147 ± 0,0065 %, was sehr niedrig ist.

In Figur 8 ist das Gefüge im Zustand wie gebaut, d.h. direkt nach der additiven Fertigung ohne weitere Wärmebehandlungen, bei unterschiedlichen Vergrößerungen dargestellt. Im Ergebnis hat das Material nach dem Verdrucken einen Kohlenstoffgehalt von 0,26 Gew.-%, wobei die relative Dichte 99,99% beträgt. Mikrorisse und Bindefehler konnten nicht detek tiert werden, wobei eine zusätzliche rasterelektronenmikroskopische Untersuchung ergab, dass die Anzahl und Größe der nicht-metallischen Einschlüsse sehr niedrig bzw. sehr klein ist (< 20 pm) und die nicht-metallischen Einschlüsse überwiegend runde Si02-Einschlüsse sind. Runde Einschlüsse sind gegenüber eckigen Einschlüssen zu bevorzugen, da die Ecken zu einer erhöhten Kerbwirkung bzw. einem erhöhten Spannungszustand führen, der als Riss auslöser wirken kann. Hierbei wurde eine große Flomogenität erreicht. Im Zustand wie ge baut konnten Härten von 49 HRC bei einer Kerbschlagarbeit von ca. 25 Joule erzielt werden, wobei die Mikrostruktur sehr fein ist und im Wesentlichen aus Martensit mit einem Restaus tenitanteil von 12% besteht. Die einzelnen Körner sind so fein, dass man sie gemäß ASTM nicht bestimmen kann, d. h. Korn bewertet nach ASTM feiner 13. Zugversuche im Zustand wie gebaut ergaben eine Zugfestigkeit R _m = 1642 ±2 MPa, R _p o,2 = 955 MPa ±12 MPa und As = 17,8 %. Die so erlangten Proben wurden optional lh Stunde lang Spannungsarmgeglüht bei 690 °C und anschließend in Luft abgekühlt, bei einer Härtetemperatur von 1030° für 20 Minuten gehärtet und in Öl abgeschreckt und anschließend 2 Mal für je 2 h bei verschiede nen Temperaturen angelassen.

Erfindungsgemäß kann Spannungsarmgeglüht werden bei max. 700 °C, darüber kann es zur Entkohlung sowie zur Bildung von unerwünschten Ausscheidungen sowie einer unerwünsch ten Umkörnung kommen. Aus denselben Gründen sollte die Glühdauer nicht zu lange ge wählt werden. Bei zu kurzen Glühdauern bzw. zu geringen Temperaturen treten die positiven Effekte, die das feine Gefüge bewirken, nicht mehr auf. Bevorzugt beträgt die Glühtempera tur beim Spannungsarmglühen 650 bis 690 °C.

Gemessen wurden hierbei die Härte in HRC gemäß ASTM E18-17 (2017), die Kerbschlagar beit Av gemäß ASTM E 23-16b (2016), die Zugfestigkeit R _m und die Dehngrenze bei 0,2 % plastischer Verformung R _p o,2, die Bruchdehnung As sowie der Brucheinschnürung Z im Zug versuch gemäß ISO 6892-1 (2016), die Gefügecharakterisierung gemäß NADCA #207-2016, die Korngröße gemäß ASTM E 112, die Porositätsmessung und der Restaustenitgehalt RA gemäß ASTM E 975.

Aus Figur 9 ergeben sich die Härte-Anlass-Kerbschlag-Werte bei den unterschiedlichen An lasstemperaturen und jeweils gleicher Härtetemperatur von 1030°C. Hieraus ergibt sich das entsprechende Diagramm von Figur 2. In Figur 10 sind die Unterschiede der Proben bei einer Anlasstemperatur von 575°C und 625°C jeweils mit einem Spannungsarmglühen und ohne Spannungsarmglühen vor dem Vergüten gezeigt. Die sich ergebende Härte ist vergleichbar, die Zähigkeit steigt leicht durch das Spannungsarmglühen. Für diese und folgende Untersu chungen wurde ein Beispiel mit 0,30% C, 0,94% Si, 0,27% Mn, 2,71% Cr, 2,67% Mo,

0,67% V, 0,0023% N, Rest Eisen analysiert.

Von den genannten zuvor spannungsarm geglühten und anschließend vergüteten Proben wurden ebenfalls Zugversuche durchgeführt, die Ergebnisse sind in Figur 11 dargestellt. Für die entsprechenden Proben wurden Porosität und Gefüge aufgenommen, wobei sich hieraus ergibt, dass der Sekundärhärtepiek bei einer Anlasstemperatur von Ta = 525°C liegt, bei dem die Sekundärhärte bei 52 HRC liegt. Die Kerbschlagarbeit bei den bereits für den Alumi niumdruckguss als typische Arbeitshärte genannten 45 bis 46 HRC liegt bei 22 Joule bei einer Anlasstemperatur von 625°C.

Figur 13 zeigt das vergütete Gefüge mit (oben) und ohne (unten) Spannungsarmglühen vor der ansonsten identischen Anlassbehandlung und Härtezustand. Die Spannungsarmglühbe handlung für eine Stunde bei 690°C vor dem Vergüten führte zur Beibehaltung des sehr fei nen Korns (Korn bewertet nach ASTM feiner 13), zur Ausbildung des Gefüges HS1 (vollmar- tensitisch, Restaustenitgehalt < 1%) bewertet nach NADCA sowie zu einer leichten Erhöhung der Kerbschlagarbeit. Ohne Spannungsarmglühen ist das Gefüge HS3 klassifiziert nach NADCA, die Korngröße wurde nach ASTM mit 7 bewertet. Die Porosität ist in beiden Proben sehr niedrig, was sich in der guten Zähigkeit widerspiegelt.

In einer weiteren Testreihe wurde die Härtetemperatur auf 960 °C abgesenkt. Alle Proben wurden nachfolgend auf der gleichen Temperatur angelassen, nämlich 575°C, zweimal für zwei Stunden. Zwei Proben wurden vor dem Vergüten spannungsarm geglüht bei 690°C und ihre Eigenschaften mit den nicht-spannungsarmgeglühten Proben verglichen. Sodann wurden die Härte, die Kerbschlagarbeit, das Gefüge und der Restaustenitgehalt bestimmt. Ziel der Herabsetzung war eine vollständige Austenitisierung bei möglichst niedriger Temperatur zu erzielen, also knapp über Ac3. Aus Figur 12 ist ersichtlich, dass durch das Spannungsarmglü hen die Kerbschlagarbeit deutlich verbessert werden konnte. Insgesamt ist die erreichbare Härte niedriger als bei den Proben mit 1030 °C Härtetemperatur und identer Anlasstempera tur. Die feine Mikrostruktur bleibt hier durch die Absenkung der Härtetemperatur unabhängig von vorangehendem Spannungsarmglühen erhalten (mit und ohne Spannungsarmglühen Korn 12 bewertet nach ASTM, Gefüge HS4 bewertet nach NADCA). Das Gefüge ist vollmar- tensitisch, der Restaustenitgehalt beträgt < 1% bei beiden Proben.

Hieraus ergibt sich, dass die Absenkung der Härtetemperatur in einer niedrigen Härte bei gleicher Anlasstemperatur resultiert, wobei ohne Spannungsarmglühen zudem die Kerb schlagarbeit ebenfalls zurückgeht. Bei beiden Härtetemperaturen zeigen die geglühten Pro ben bessere Zähigkeitseigenschaften bei gleicher Härte, was eine Glühbehandlung vor dem Vergüten als sinnvoll erscheinen lässt.

Beiden Zuständen, d.h. mit und ohne Spannungsarmglühen vor dem Härten bei 960 °C, ist eine sehr feine Mikrostruktur zu eigen, wobei angenommen werden kann, dass durch das Absenken der Härtetemperatur nicht alle Sekundärausscheidungen aufgelöst werden, wodurch das Korn stabilisiert wird.

In Figur 14 sind die chemischen Analysen der Vergleichsmaterialien 1.2343, 1.2344 sowie 1.2365 und der Erfindung W333 noch einmal aufgeführt. Von diesen Proben wurden die fol genden mechanischen Kennwerte bestimmt. Figur 15 zeigt verschiedene chemische Zusam mensetzungen des erfindungsgemäßen Pulvers.

In Figur 16 ist die Härte gegen die Anlasstemperatur bei den drei Vergleichsmaterialien ge genüber dem erfindungsgemäßen Material angegeben, wobei trotz des höheren C-Gehalts der Werkstoffe 1.2343/1.2344 der Vergleichswerkstoff 1.2365 und der erfindungsgemäße Werkstoff W333 ab einer Anlasstemperatur von 560 °C höhere Härtewerte besitzen. Der Grund ist der höhere Mo-Gehalt, der zu höheren Anlasshärten führt.

In Figur 17 sind die Kerbschlagarbeiten bei unterschiedlichen Härtezuständen gezeigt, wobei sich zeigt, dass das erfindungsgemäß additiv gefertigte Bauteil mit der Zähigkeit im Vergleich zu den konventionell gefertigten Bauteilen aus den Werkstoffen 1.2343/H11 und 1.2344/H13 für den für Aluminiumdruckgussanwendungen bevorzugten Härtezustand 44 - 52 HRC wie gefordert auf dem gleichen Niveau liegt.

Figur 18 zeigt, dass auch Zugfestigkeit und die Dehngrenze bei 0,2 % plastischer Verfor- mung bei unterschiedlichen Härtezuständen des erfindungsgemäßen, additiv gefertigten Bauteils wie gefordert an die konventionell gefertigten Bauteile aus den Werkstoffe 1.2343 und 1.2344 heranreichen bei typischen Härtezuständen zwischen 43 und 51 HRC.

Figur 19 zeigt die Herstellroute des Werkstücks. Das Pulver mit der erfindungsgemäßen Zu- sammensetzung wird verdüst, aus dem Pulver wird mittels additiver Fertigung ein Bauteil hergestellt. Das Bauteil kann optional Spannungsarm geglüht werden, anschließend wird es gehärtet und angelassen.