Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlbauteils mit einer Härte von mindestens 45 HRC, wobei das Verfahren ein Formen des Bauteils aus einem Stahllegierungspulver durch Anwendung einer additiven

Fertigungsmethode umfasst, bei der sich aneinander angrenzende

Pulverpartikel des Stahllegierungspulvers zu einem Bauteil mit einer Stahlmatrix verbinden.

Ebenso betrifft die Erfindung ein Stahlbauteil mit einer Härte von mindestens 45 HRC.

Wenn nachfolgend "%"-Angaben zu Legierungen oder

Stahlzusammensetzungen gemacht werden, so beziehen diese sich jeweils auf die Masse (Angabe in„Masse-"), soweit nicht ausdrücklich etwas

anderes genannt ist.

Die Anteile bestimmter Bestandteile am Gefüge eines Stahizwischenprodukts oder eines Stahlbauteils sind im vorliegenden Text in Volumen-% angegeben, soweit nicht ausdrücklich etwas anderes vermerkt ist. Die Gehalte des Gefüges des jeweiligen Stahlzwischenprodukts oder Stahlbauteils, insbesondere von deren martensitischen und austenitischen Gefügeanteilen, können mittels konventioneller metallografischer Untersuchungen oder mittels

Röntgend iffraktometrie ("XRD") ermittelt werden, wobei die Auswertung der Gefügeanteile nach der Rietveld-Methode erfolgen kann. Sämtlich der im vorliegenden Text angegebenen mechanischen

Eigenschaften eines Stahlzwischenprodukts oder Stahlbauteils werden, soweit nicht anders angegeben, gemäß DIN 50125 bestimmt. Sofern der vorliegende Text Angaben zur Kerbschlagarbeit oder Kerbschlagzähigkeit enthält, werden diese gemäß DIN EN 10045 bestimmt.

Die Härteprüfung nach Vickers wurde gemäß DIN EN ISO 6507-1 :2006-3 und die Härteprüfung nach Rockwell gemäß DIN EN ISO 6508-1 : 2016-12 durchgeführt. Die Umrechnung von in Vickershärte HV angegebenen

Härtewerten in Härtewerte, die in Rockwell HRC angegeben sind, erfolgte gemäß DIN EN ISO 18625:2014-02.

Additive Fertigungsmethoden werden inzwischen in vielen Industrie- und Anwendungsbereichen angewendet. Die Herstellung metallischer Bauteile über eine additive Fertigung erfolgt typischerweise auf Grundlage eines

Metallpulvers. Um aus dem Pulver einen festen Körper zu formen, werden aneinander angrenzende Partikel des Pulvers selektiv und lokal begrenzt einer Energiequelle ausgesetzt, um durch Aufschmelzen oder Diffusion eine feste stoffschlüssige Verbindung benachbarter Partikel herzustellen.

Unter dem Begriff„additive Fertigungsverfahren“ werden hier alle

Herstellverfahren zusammengefasst, bei denen ein pulverförmiger Werkstoff zur Erzeugung eines Bauteils hinzugefügt wird. Dabei erfolgt dieses

Hinzufügen in der Regel schichtweise. "Additive Herstellverfahren", die in der Fachsprache oft auch als "generative Verfahren" oder allgemein als "3D- Drucken" bezeichnet werden, stehen damit im Gegensatz zu den

klassischen subtraktiven Fertigungsverfahren, wie den spanenden Verfahren (z.B. Fräsen, Bohren und Drehen), bei denen Material abgetragen wird, um dem jeweils herzustellenden Bauteil seine Form zu verleihen. Ebenso unterscheiden sich additive Verfahren grundsätzlich von den konventionellen Massivformgebungsverfahren, wie Schmieden und desgleichen, bei denen unter Beibehaltung der Masse aus einem Ausgangs- oder Zwischenprodukt das jeweilige Stahlteil geformt wird.

Das additive Fertigungsprinzip ermöglicht es, geometrisch komplexe

Strukturen herzustellen, die mit konventionellen Fertigungsverfahren, wie den schon genannten spanabhebenden Verfahren oder Ur/- Umformverfahren (Gießen, Schmieden), nicht oder nur aufwendig realisiert werden können (s. VDI Statusreport "Additive Fertigungsverfahren",

September 2014, herausgegeben vom Verein Deutscher Ingenieure e.V., Fachbereich Produktionstechnik und Fertigungsverfahren,

www.vdi.de/statusadditiv).

Nähere Definitionen der Verfahren, die unter dem Oberbegriff "Additive Verfahren" zusammengefasst sind, finden sich beispielsweise in den VDI- Richtlinien 3404 und 3405.

Bei der additiven Verarbeitung von Metallpulvern zu Bauteilen wird zwischen solchen Verfahren, bei denen die Verfestigung des Metallpulvers durch

Wärmezufuhr erfolgt, durch die die Metallpartikel des Pulvers so

aufgeschmolzen werden, dass sie stoffschlüssige Verbindungen eingehen, und solchen Verfahren unterschieden, bei denen die Verfestigung mit Hilfe von einem Binder erzielt wird, der mit den Pulverpartikeln vermischt wird, so dass die Partikel nach der Aushärtung in einer festen Matrix gehalten sind.

Die CN 105522264 A, CN 105772909 A und CN 205362963 U betreffen jeweils eine Verwendung eines Stickstoff-gestützten Lichtbogens zum 3D-Druck von Stahl. Hierbei wird ein Stahldraht unter Zugabe von Nitrid-legiertem Pulver in einem Auftragsschweißen eingesetzt.

In dem von A.l. Kovalev et al. verfassten Artikel "Selective Laser Sintering of Single-Phase Powder Cr-V Tool Steel", erschienen in Journal of Materials Engineering and Performance, Volume 11(5), Oktober 2002, Seiten 492 - 495, ist beschrieben, wie aus einem Stahlpulver, dessen Partikel aus, in Masse-%, 3,0 % C, 3,0 % Cr, 1 ,0 % Si, 12,0 % V und als Rest aus Fe bestanden, durch Lasersintem blockartige Proben erzeugt werden konnten. Die so erhaltenen Proben wiesen ein ledeburitisches und martensitisches Gefüge mit 15 Vol.-% VC-Karbiden und einem Austenitanteil von 16 Vol.-% auf. Die Härte der Probestücke betrug 825 HV.

Aus der EP 3 323 902 A1 ist zudem ein Stahlwerkstoff bekannt, der eine minimierte Dichte, eine gute Verschleißbeständigkeit und eine damit einhergehend hohe Lebensdauer bei maximierter Beständigkeit gegen extreme Temperaturwechsel und einer ebenso optimierten Korrosionsbeständigkeit besitzt. Hierzu ist der erfindungsgemäße Stahlwerkstoff pulvermetallurgisch hergestellt und weist eine Stahlmatrix auf, die aus (in Masse-%) C: 1 ,5 - 5,0 %, Si: 0,3 - 2,0 %, Mn: 0,3 - 2,0 %, P: 0 - <0,035 %, S: 0 - <0,35 %, N: 0 - <0,1 %, Cr: 3,0 - 15,0 %, Mo: 0,5 - 2,0 %, V: 6,0 -18,0 %, jeweils optional einem

Element oder mehreren Elementen aus der Gruppe "Nb, Ni, Co, W", wobei der Gehalt an Ni, Co und W jeweils höchstens 1 ,0 % und der Gehalt an Nb höchstens 2,0 % beträgt, Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen beseht. Seine besonderen Eigenschaften erhält der Stahlwerkstoff dabei, dass in seine Stahlmatrix Hartphasenpartikel in Gehalten von 2,5 - 30 Masse-% eingebettet sind. Diese Hartphasenpartikel werden vor der

pulvermetallurgischen Verarbeitung dem Pulver, aus dem der Stahlwerkstoff erzeugt wird, zusätzlich zugegeben. Nach der pulvermetallurgisch erfolgenden Formung des Stahlwerkstoffs zu einem Zwischenprodukt wird das

Zwischenprodukt zur Steigerung seiner Härte einer Wärmebehandlung unterzogen. Dazu wird das Zwischenprodukt auf eine

Austenitisierungstemperatur von 1050 °C bis 1200 °C erwärmt und

anschließend auf Raumtemperatur beschleunigt abgekühlt. An das

durchgeführte Härten kann sich zur Verbesserung der Zähigkeitseigenschaften und zum Abbau von Spannungen ein Anlassen anschließen, bei dem das Zwischenprodukt über eine geeignete Dauer bei 450 °C bis 550 °C gehalten wird. In Folge der Anwesenheit der zusätzlich zugegebenen Hartphasenpartikel weist das so erhaltene Bauteil eine Härte von typischerweise 58 - 70 HRC auf.

Durch den lokalen, vergleichsweise hohen Energieeintrag bei der additiven Fertigung metallischer Werkstoffe werden schnelle Aufheiz- und

Abkühlvorgänge induziert, wodurch die Struktur der Werkstoffe starken thermischen Spannungen ausgesetzt wird. Eine Grundvoraussetzung für die additive Fertigung auf Basis von Stahlpulvern ist somit eine gute

Schweißbarkeit des Stahles erforderlich, aus dem das jeweils verarbeitete Stahlpulver besteht.

Der Einsatz der additiven Fertigungsmethoden zur Herstellung von

Stahlbauteilen hoher Härte ist bisher nur begrenzt möglich, da Pulver aus den entsprechenden Grundwerkstoffen schwierig zu fügen sind und die Bauteile zu einer Rissbildung und Verzug neigen. Insbesondere ist es nicht ohne Weiteres möglich, Werkzeugstahlwerkstoffe zur Herstellung von Werkzeugen und

Werkzeugoberflächen mit hoher Härte in additiven Fertigungsverfahren einzusetzen.

Zur Fertigung von Bauteilen mit hoher Härte und Verschleißfestigkeit sind Stahlwerkstoffe geeignet, die einen höheren Gehalt an Hinzulegierungen aufweisen. Dabei ist es bekannt, dass durch die Zugabe von Kohlenstoff ein martensitisches Gefüge erreicht werden kann, in dem Karbide als

Hartphasenpartikel ausgeschieden vorliegen. Mit steigendem Gehalt an C können harte und verschleißbeständige Werkstoffe erhalten werden. Allerdings erweisen sich Stahlwerkstoffe mit hohen C-Gehalten und damit einhergehend steigender Härte als spröde. Zudem können die aus der Martensitbildung entstehenden Spannungen im Werkstoff häufig nicht mehr kompensiert werden. In Folge dessen neigen aus derart hochlegierten Werkstoffen durch additive Fertigung erzeugte Bauteile zu starkem Verzug und zur Rissbildung. Schon vergleichsweise niedrig legierte Werkzeugstahlwerkstoffe sind deswegen nur bedingt für eine additive Fertigung ersetzbar. Vor diesem Hintergrund hat sich die Aufgabe ergeben, ein praxisgerechtes Verfahren anzugeben, das es zuverlässig erlaubt, unter Anwendung additiver Fertigungsmethoden Bauteile von hoher Härte herzustellen.

Ebenso sollte ein Bauteil angegeben werden, das sich durch additive Fertigung zuverlässig erzeugen lässt und dabei eine hohe Härte aufweist.

Ein diese Aufgabe lösendes Verfahren umfasst gemäß der Erfindung

mindestens die in Anspruch 1 angegebenen Arbeitsschritte.

Ein Bauteil, das die voranstehend genannte Aufgabe erfindungsgemäß löst, weist mindestens die in Anspruch 10 angegebenen Merkmale auf.

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

Ein erfindungsgemäßes Verfahren zum Herstellen eines Stahlbauteils mit einer Härte von mindestens 45 HRC, umfasst mindestens die folgenden Schritte: a) Bereitstellen eines Stahllegierungspulvers, dessen Partikel aus einem Stahl erzeugt sind, der, in Masse-%, aus

- mindestens einem Element der Gruppe "C, N", mit der Maßgabe, dass der Gehalt an C, sofern einzeln vorhanden, 0,5 - 5,0 %, der Gehalt N, sofern einzeln vorhanden, 0,5 - 5,0 % oder die Summe der Gehalte an C und N, sofern gemeinsam vorhanden, 0,5 - 6,0 % beträgt,

- jeweils optional mindestens einem Element aus der Gruppe "Si, Mn" mit der Maßgabe, dass der Gehalt an Si und/oder Mn, sofern vorhanden, jeweils 0,1 - 2,5 % beträgt,

und - mindestens einem Karbid- oder Nitridbildner aus der Gruppe "Cr, Mo, V, Ti, Nb, W", wobei für die Gehalte an diesen Karbid- oder Nitridbildnern, jeweils im Fall ihrer Anwesenheit, folgende Maßgaben gelten:

·

Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen, besteht; b) Formen eines Bauteils aus dem Stahllegierungspulver durch Anwendung einer additiven Fertigungsmethode, bei der aneinander angrenzende Pulverpartikel des Stahllegierungspulvers zu einem Bauteil mit einer Stahlmatrix verbunden werden, wobei das nach einer Abkühlung auf Raumtemperatur erhaltene Bauteil ein Gefüge mit einer Stahlmatrix aufweist, deren Austenitanteil mindestens 25 Vol.-% beträgt; c) thermisches Behandeln des Bauteils derart, dass die Stahlmatrix des nach dem thermischen Behandeln erhaltenen Bauteils zu mindestens 80 Vol.-% aus martensitischem Gefüge und als Rest aus sonstigen Gefügebestandteilen besteht und in der Stahlmatrix Hartphasenpartikel vorliegen, die aus dem Stahl des Stahllegierungspulvers gebildet sind und deren Gehalt am von den

Hartphasenpartikeln und der Stahlmatrix eingenommenen Gesamtvolumen 5 - 50 Voi.-% beträgt, wobei das thermische Behandeln gemäß der beiden folgenden Varianten I und/oder II durchgeführt wird:

Variante I: Anlassen des Bauteils, indem das Bauteil bei einer

Anlasstemperatur von 400 - 700 °C durcherwärmt wird; Variante II: vollständiges Tiefkühlen des Bauteils auf eine Temperatur von weniger als -50 °C.

Mit der erfindungsgemäßen Herstellung eines Stahlbauteils mit einer Härte von mindestens 45 HRC werden somit Bauteile erhalten, welche für hohe

Beanspruchungen wie beispielsweise Werkzeuganwendungen geeignet sind. Der Einsatz von additiver Fertigung zum Formen des Bauteils erlaubt dabei ein Freiformen der Bauteilgeometrie und eine flexible Erzeugung von neuen Bauteilen.

Das erfindungsgemäß eingesetzte Stahllegierungspulver weist eine für additive Fertigungsmethoden zumindest ausreichende Schweißfähigkeit auf. Dies wird durch die erfindungsgemäß vorgesehenen Gehalte an C und/oder N und den Karbid- und/oder Nitridbildner gewährleistet. Die erfindungsgemäß

vorgesehenen Gehalte an C und/oder N bewirken eine Stabilisierung von Restaustenit im Gefüge bei der Abkühlung aus der Wärme, die beim jeweils angewendeten additiven Fertigungsverfahren in das Stahllegierungspulver eingebracht wird. Über die erfindungsgemäß vorgesehenen Gehalte an C und N kann folglich der austenitische Gefügeanteil eingestellt werden, der nach der Abkühlung im Gefüge des nach dem Arbeitsschritt b) vorliegenden Bauteils enthalten ist. Erfindungsgemäß sind dabei die Legierungsgehalte des

Stahlpulvers so eingestellt, dass die Stahlmatrix eines aus einem

erfindungsgemäß verwendeten Stahlpulver durch additive Fertigung erzeugten Bauteils nach der auf seine Formgebung folgenden Abkühlung auf

Raumtemperatur ein Gefüge aufweist, das einen hohen Anteil an Austenit besitzt.

Dieser hohe Austenitanteil gewährleistet eine hohe Zähigkeit, die genutzt werden kann, wenn ein erfindungsgemäß nach dem Formen (Arbeitschritt b) des erfindungsgemäßen Verfahrens) erhaltenes Bauteil mit einem weiteren Bauteil, welches beispielsweise ebenfalls durch Anwendung des

erfindungsgemäßen Verfahrens erzeugt worden ist, durch Verschweißen gefügt werden soll. Durch die gute Zähigkeit werden die durch die additive Fertigung oder beim Verschweißen eingebrachten thermischen Spannungen im Bauteil ausgeglichen und, damit einhergehend, Rissbildung und Verzug des Bauteils auch unter den beim Formen oder Verschweißen auftretenden hohen

Temperaturgradienten reduziert bzw. vermieden.

Die Abkühlung aus der Hitze, der das Bauteil während der additiven Fertigung ausgesetzt ist, kann in an sich bekannter Weise durch den natürlichen

Wärmeverlust erfolgen, der eintritt, nachdem die jeweils auf das Bauteil wirkende Wärmequelle abgeschaltet wird. Dabei sind niedrige Abkühlraten, wie sie sich bei der natürlichen, unforcierten Abkühlung an der jeweiligen

Umgebungsatmosphäre, unter der die additive Fertigung durchgeführt wird, ergeben, vorzuziehen, um thermische Spannungen im Bauteil zu vermeiden. Typischerweise betragen geeignete Abkühlraten mindestens 0,1 K/min, wobei, abhängig von der jeweils zur Verfügung stehenden Abkühltechnik, der

Geometrie des Bauteils und dem Verhalten des Bauteils unter der Abkühlung auch Abkühlraten von bis zu 100 K/min möglich sind. Erforderlichenfalls kann die Abkühlung auch gesteuert vorgenommen werden, indem beispielsweise eine in einer 3D-Druckvorrichtung vorgesehenen Bauraumheizung ab- oder zugeschaltet wird, um einen geeignet langsamen Abkühlverlauf zu erzielen.

Die Zusammensetzung des Stahlpulvers ist aufgrund der erfindungsgemäß vorgesehenen Karbid- und/oder Nitridbildner einer Gefügeumwandlung durch eine thermische Behandlung zugänglich. So wird die Stahlmatrix des im

Arbeitsschritt b) des erfindungsgemäßen Verfahrens geformten Bauteils im Arbeitsschritt c) des erfindungsgemäßen Verfahrens durch eine geeignete thermische Behandlung in einen überwiegend martensitischen Zustand überführt.

Diese Einstellung des erfindungsgemäß zu mindestens 80 Vol.-%

martensitischen Gefüges des nach der thermischen Behandlung erhaltenen Bauteils bewirkt eine deutliche Steigerung der Härte und Verschleißbeständigkeit des additiv gefertigten Bauteils So werden im Zuge der im Arbeitsschritt c) durchgeführten thermischen Behandlung Hartphasen, wie Karbide und Nitride, ausgeschieden, die zu einem signifikanten

Härteanstieg führen. Der im Gefüge der Stahlmatrix eines erfindungsgemäß hergestellten oder beschaffenen Bauteils nicht durch Martensit eingenommene Anteil besteht aus Restaustenit, wobei bis zu 5 VoI.-%, insbesondere bis zu 2 Vol.-%, technisch nicht vermeidbare sonstige Gefügebestandteile vorhanden sein können, zu denen unter anderem Sulfide, Oxide, Ferrit-Anteile, Rerlit- Anteile gehören.

Vorzugsweise beträgt der Anteil an Restaustenit in der Stahlmatrix des erfindungsgemäß erzeugten bzw. beschaffenen Bauteils mindestens 5 Vol.-% oder mindestens 15 Vol.-%, wobei es besonders vorteilhaft ist, wenn der

Restaustenitanteil mindestens 25 VoI -% beträgt. Derart hohe

Restaustenitanteile können erhalten werden, in dem nach der Formgebung (Arbeitsschrit b) des erfindungsgeinäßen Verfahrens) und vor der

Wärmebehandlung (Arbeitsschritt c) des erfindungsgemäßen Verfahrens) ausreichend hohe Restaustenitgehalte in der Stahlmatrix des Bauteils vorhanden sind. Der Restaustenitanteil ist zäher als der Martensit und -trägt dazu bei, dass bei der Erzeugung, der Erwärmung und der Abkühlung des Bauteils thermisch induzierte Spannungen kompensiert werden und so die Entstehung von Rissen verhindert wird.

Die Härte erfindungsgemäßer Bauteile beträgt jeweils mindestens 45 HRC, wobei regelmäßig deutlich höhere Härtewerte von mindestens 55 HRC, insbesondere mindestens 60 HRC, erzielt werden.

Die Legierung eines erfindungsgemäß verwendeten Stahlpulvers ist so ausgelegt, dass im Gefüge des thermisch behandelten, nach dem Arbeitsschrit c) erhaltenen Bauteils ein Gehalt an aus dem Stahl des Stahlpulvers gebildeten Hartphasenpartikel von 5 Voi.-% bis 50 Vol.-% vorhanden ist. Dabei entstehen die Hartphasen nicht erst im Zuge der erfindungsgemäß durchgeführten thermischen Behandlung, sondern schon dann, wenn zur Erzeugung eines erfindungsgemäß bereitgestellten Stahlpulvers eine erfindungsgemäß zusammengesetzte Schmelze zu dem Pulver verdüst wird. Der andere Teil des Gefüges eines erfindungsgemäßen Bauteils wird dann jeweils durch die überwiegend martensitische Stahlmatrix des Bauteils eingenommen, wobei, wie erläutert, auch Restaustenit bevorzugt in wirksamen Gehalten in der Stahlmatrix vorhanden ist. Der hohe, aus dem Stahl des Stahlpulvers gebildete

Hartphasenanteil trägt maßgeblich zur Steigerung der mechanischen

Eigenschaften bei.

Bei den betreffenden Hartphasen handelt es sich um Karbide, Nitride und/oder Karbo-Nitride, welche aus den erfindungsgemäß im Stahl vorgesehenen

Karbid- oder Nitrid bildnern der Gruppe Cr, Mo, V, Ti, Nb, W gebildet werden. Durch die erfindungsgemäße Abstimmung der Gehalte an C und/oder N mit den Gehalten an Karbid- oder Nitridbildnern können entsprechende

Hartphasengehalte der Stahlmatrix im thermisch behandelten Bauteil eingestellt werden.

Gleichzeitig bewirkt die erfindungsgemäß vorgegebene Zusammensetzung des Stahls des Stahlpulvers, dass im durch das jeweilige additive

Fertigungsverfahren geformten Bauteil, d.h. vor der thermischen Behandlung (Arbeitsschritt c) des erfindungsgemäßen Verfahrens), eine Stahlmatrix vorliegt, die zu mindestens 25 Vol.-%, insbesondere zu mindestens 30 Vol.-% oder mindestens 50 VoL-% aus Austenit besteht. So liegen im Gefüge der

Stahlmatrix des nach der Formgebung (Arbeitschritt b) des erfindungsgemäßen Verfahrens) als Zwischenprodukt des erfindungsgemäßen Verfahrens erhaltenen Bauteils beispielsweise mindestens 40 Vol.-% Austenit vor. Durch die hohen Restaustenitgehalte des Zwischenprodukts ist gewährleistet, dass auch im fertigen erfindungsgemäß hergestellten oder beschaffenen Bauteil die im Hinblick auf die Vermeidung von Rissen und Spannungen vorteilhaften wirksamen Gehalte an Restaustenit von vorzugsweise mindestens 5 Vol.-% vorhanden sind. Die weiteren Bestandteile des Gefüges eines nach der Formgebung durch das jeweilige additive Verfahren erhaltenen Bauteils sind aus dem Stahl, aus dem das erfindungsgemäß verarbeitete Stahlpulver besteht, gebildete Hartphasen und bis zu 5 Vol.-%, insbesondere bis zu 2 Vol.-%, des Gefüges einnehmende Anteile an sonstigen Bestandteilen, die technisch unvermeidbar sind.

Aufgrund ihrer vergleichbaren Wirkung können Kohlenstoff ("C") und Stickstoff ("N") alternativ zueinander oder in Kombination miteinander im Stahl der Partikel eines erfindungsgemäß verwendeten Stahlpulvers vorhanden sein.

Durch die Zugabe von Kohlenstoff zur Legierung des Stahls der Partikel eines erfindungsgemäß verarbeiteten Stahlpuivers werden mehrere Effekte erzielt. Zum einen ist Kohlenstoff für die im Zuge der thermischen Behandlung

(Arbeitsschritt c) des erfindungsgemäßen Verfahrens) bewirkten martensitische Härtung der Stahlmatrix zuständig. Weiter bildet der erfindungsgemäß vorgesehene Kohlenstoffgehalt mit den Karbidbildnern Cr, Mo, V, Ti, Nb und W harte Karbide im Werkstoff. Zudem dient Kohlenstoff der Stabilisierung des Restaustenits im nach dem Formen (Arbeitsschritt b)) erhaltenen Bauteil und stellt damit dessen ausreichende Zähigkeit sicher. Die Bildung von Restaustenit wird im Fall, dass C alleine vorgesehen ist, durch einen Mindestgehalt an Kohlenstoff ("C") von 0,5 Masse-% gesichert. Gehalte von mindestens

1 Masse-%, insbesondere mindestens 1 ,5 Masse-%, Kohlenstoff tragen hier besonders vorteilhaft zur Ausprägung der Eigenschaften eines

erfindungsgemäß erzeugten bzw. erfindungsgemäß beschaffenen Bauteils bei. Über die Stabilisierung des Restaustenits im nach dem Arbeitsschritt b) erhaltenen Bauteil werden bei der abschließenden thermischen Behandlung (Arbeitsschritt c) des erfindungsgemäßen Verfahrens) die Umwandlung in Martensit und die Ausscheidung von weiteren Hartphasen aus dem Stahl der Stahlmatrix ermöglicht. Gehalte an Kohlenstoff oberhalb von 5,0 Masse-% bewirken jedoch keine deutliche Verbesserung der Härte. Besonders effektiv kann daher die Anwesenheit von Kohlenstoff im Stahl des Stahlpulvers und damit einhergehend in der Stahlmatrix des Bauteils genutzt werden bei

C-Gehalten von höchstens- 4,5 Masse-%.

Stickstoff ("N") wirkt im Stahl ähnlich wie Kohlenstoff hinsichtlich der

Stabilisierung von Restaustenit und dessen Umwandlung in Martensit. Darüber hinaus bilden die erfindungsgemäß vorgesehenen Hartphasenbildner gemeinsam mit N Hartphasen in Form von Nitriden. Im Fall, dass keine wirksamen Gehalte an C, sondern nur Gehalte an Stiqkstoff vorgesehen sind, um die erfindungsgemäß genutzten Effekte der Anwesenheit von N zu nutzen, beträgt der N-Gehalt ebenfalls 0,5 - 5,0 Masse-%, um eine gute

Schweißbarkeit zu gewährleisten und eine hohe Härte durch das thermische Behandeln im Anschluss an eine additive Fertigung des Bauteils zu erzielen. N-Gehalte oberhalb von 5,0 % bewirken keine Verbesserung der Härte. Gehalte von mindestens 1 Masse-%, insbesondere mindestens .1 ,5 Masse-%, Stickstoff tragen besonders vorteilhaft zu den Eigenschaften eines erfindungsgemäß erzeugten bzw. erfindungsgemäß beschaffenen Bauteils bei. Besonders effektiv kann die Anwesenheit von Stickstoff genutzt werden bei N-Gehalten von höchstens 4,5 Masse-%.

Aufgrund der ähnlichen Wirkung von Kohlenstoff und Stickstoff können diese Legierungselemente auch in Kombination vorliegen und prinzipiell durch einen Austausch der Elemente ähnliche Werkstoffeigenschaften erzielt werden. Dabei zeigt sich, dass die Kombination von N und C eine besonders effiziente

Stabilisierung des Restaustenits und die zuverlässige Entstehung von

Hartphasen in Form von Karbo-Nitriden gewährleistet. Im Fall der kombinierten Anwesenheit von N und C im Stahl der Partikel eines erfindungsgemäß eingesetzten Stahlpulvers sollte die Summe der Gehalte an C und N

mindestens 0,5 Masse-% betragen, um die zuvor beschriebenen Effekte im Werkstoff zu erreichen. Liegt die Summe der Gehalte an C und N oberhalb von 6,0 % tritt jedoch keine Verbesserung der Eigenschaften mehr ein. Dabei liegt bei gleichzeitiger Anwesenheit der Mindestgehalt jeweils eines ersten der Elemente C und N vorzugsweise bei mindestens 0,1 Masse-%. Der Mindestgehalt des jeweils anderen Elements ergibt sich dann aus der Differenz zwischen dem Gehalt des jeweils ersten Elements und der erfindungsgemäß vorgegebenen Untergrenze für den Bereich der Gehalte an C und N. Gehalte an Stickstoff und Kohlenstoff von in Summe mindestens 1 Masse-%, insbesondere von in Summe mindestens 1 ,5 Masse-% tragen besonders vorteilhaft zu den Eigenschaften eines erfindungsgemäß erzeugten bzw.

erfindungsgemäß beschaffenen Bauteils bei. Besonders effektiv kann die Anwesenheit von Stickstoff genutzt werden bei C- und N-Gehalten von in Summe höchstens 5,5 Masse-%, insbesondere höchstens 5,0 Masse-%.

Als besonders vorteilhaft im Hinblick auf die im Züge der erfindungsgemäß durchgeführten thermischen Behandlung (Arbeitsschritt c) des

erfindungsgemäßen Verfahrens) eintretende Martensitbildung wirkt sich aus, wenn der C- und / oder N-Gehalt der Partikel des erfindungsgemäß

verarbeiteten Stahlpulvers so gewählt wird, dass nach dem Arbeitsschritt b) des erfindungsgemäßen Verfahrens C und/oder N in gewissen Gehalten in der Stahlmatrix des Bauteils in Lösung vorliegen und nicht an die aus dem Stahl des Stahllegierungspulvers gebildeten Hartphasen gebunden sind. Dabei erweisen sich im Fall der jeweiligen alleinigen Anwesenheit von C oder N, in dieser Weise gelöst vorliegende Gehalte C oder N von mindestens 0,5 Masse- % als günstig, wogegen im Fall der gemeinsamen Anwesenheit von C und N der Gesamtgehalt an in der Stahlmatrix in gelöster Form vorliegendem C und N in Summe vorzugsweise mindestens 0,5 Masse-% beträgt. Durch den gelöst vorliegenden C- und / oder N-Gehalt wird der im nach der Formgebung erhaltenen Bauteil vorhandene Austenit stabilisiert und steht für die

Umwandlung in Martensit zur Verfügung. Der Gehalt an Kohlenstoff und/oder Stickstoff wird bei dieser Ausgestaltung somit abhängig vom Gehalt der Karbid- und/oder Nitridbildner so gewählt, dass ein Überschuss von mindestens 0,5 Masse-% verbleibt, wenn der restliche C- und/oder N-Gehalt mit den

erfindungsgemäß zugegebenen Hartphasenbildnern zu Karbiden abgebunden ist. Der Stahl der Partikel eines erfindungsgemäß eingesetzten Stahlpulvers kann optional Gehalte an Silizium ("Si") von 0,1 - 2,5 Masse-% aufweisen. Silizium wird bei der Erschmelzung des Stahls zur Desoxidation verwendet. Zudem werden durch die Anwesenheit von Silizium eine Senkung der

Schmelztemperatur und eine Reduzierung der Viskosität der Schmelze erreicht. Dies erlaubt eine vereinfachte Herstellung, wenn das Stahllegierungspulver durch konventionelle Pulververdüsung erzeugt wird. Si bewirkt zusätzlich eine Verschiebung der Umwandlungsnasen und insbesondere der Ferrit- und

Perlitnasen im ZTU-Diagramm des Stahls, aus dem die Stahlpartikel des Pulvers erzeugt werden, zu längeren Zeiten, womit die Durchhärtbarkeit des Stahlwerkstoffes gesteigert wird. Dies kann insbesondere durch die gezielte Zugabe von mindestens 0,1 Masse-% Si, insbesondere mindestens 0,3 Masse- % Si oder mindestens 0,7 Masse-% Si, gesichert werden. Die Festigkeit des Austenits auf Härtetemperatur wird durch den gelösten Anteil an Si ebenfalls erhöht, wodurch die höhere Stabilität des Austenits und längere Abkühldauern ermöglicht werden können. Diese Effekte werden bei Si-Gehalten von bis zu

2.5 Masse-%, wobei sich Gehalte von bis zu 2,0 Masse-% oder bis zu

1.5 Masse-% hier als besonders wirkungsvoll erweisen. Zu hohe Gehalte an Si würden zu einer Stabilisierung von Ferrit führen, wodurch der Martensitanteil im Gefüge des Stahls des nach der zum Härten durchgeführten thermischen Behandlung erhaltenen Bauteils vermindert und damit auch die Härte und Verschleißbeständigkeit des hergestellten Bauteils abnehmen würde.

Mangan ("Mn") kann im Stahl der Partikel des erfindungsgemäß verarbeiteten Stahlpulvers und damit einhergehend im erfindungsgemäßen Bauteil vorhanden sein, um die Verdüsbarkeit des Stahls bei der Herstellung des Pulvers und die Härtbarkeit zu optimieren. So werden durch die Anwesenheit ausreichender Gehalte an Mn ähnlich wie durch die Anwesenheit von Si der Schmelzpunkt des Stahls und die Viskosität der Metallschmelze gesenkt, wodurch der

Verdüsungsprozess vereinfacht wird. Gleichzeitig steigert Mangan die

Durchhärtbarkeit des Stahlwerkstoffes. Ebenso trägt der in der Stahl matrix des nach der Formgebung (Arbeitsschritt b) des erfindungsgemäßen Verfahrens) erhaltenen Bauteils gelöste Anteil an Mn zur Stabilisierung des Austenits und damit einhergehend zur Ausprägung des martensitischen Gefüges im Zuge der abschließenden thermischen Behandlung (Arbeitsschritt c) des

erfindungsgemäßen Verfahrens) bei. Zudem bindet Mn Schwefel durch Bildung von MnS ab, wodurch die Gefahr der Entstehung von Heißrissen reduziert wird. Diese Wirkungen werden bei Mn-Gehalten von mindestens 0,1 Masse-% sicher erreicht, wobei dies bei Mn-Gehalten von mindestens 0,3 Masse-%,

insbesondere mindestens 0,7 Masse-%, in der Praxis besonders sicher eintritt. Zu hohe Gehalte an Mangan könnten allerdings die austenitische Phase im nach der durch additive Fertigung erfolgten Formung erhaltenen Bauteil soweit stabilisieren, dass die Dauer der thermischen Behandlung deutlich erhöht würde. Mn-Gehalte von bis zu 2,5 Masse-%, insbesondere bis zu 2,0 Masse-% oder bis zu 1 ,5 Masse-%, erlauben daher die effektive Nutzung der positiven Auswirkungen, die die Anwesenheit von Mn im Stahl des Stahlpulvers und des Bauteils hat.

Mindestens ein Karbid- und/oder Nitridbildner aus der Gruppe "Cr, Mo, V, Ti,

Nb, W“ ist zur Ausbildung der Hartphasen vorgesehen. Chrom ("Cr") und Molybdän ("Mo") beteiligen sich an der Ausbildung von Hartphasen in Form von Karbiden, Nitriden und/oder Karbo-Nitriden, welche bereits im

Ausgangszustand der Partikel des Stahlpulvers vorliegen können und zudem während des Formens (Arbeitsschritt b) des erfindungsgemäßen Verfahrens) und/oder durch die thermische Behandlung (Arbeitsschritt c) des

erfindungsgemäßen Verfahrens) als Ausscheidungen in der Stahlmatrix gebildet werden. Darüber hinaus bewirken Chrom und Molybdän eine verbesserte Durchhärtbarkeit der hergestellten Bauteile. Entsprechend sind minimale Gehalte von 5 Masse-% Cr und/oder 0,5 Masse-% Mo vorgesehen, wobei bei Gehalten oberhalb von 25 Masse-% Cr und/oder oberhalb von 15 Masse-% Mo die Schweißbarkeit eingeschränkt würden. Vanadium ("V") dient ebenfalls der Bildung von Hartphasen in Form von Karbiden, Nitriden und/oder Karbo-Nitriden sowie der Verbesserung der Durchhärtung. Hierzu können V-Gehalte von 0,5 % bis 15 % vorgesehen sein. Die Anwesenheit von V wirkt sich dabei insbesondere im Hinblick auf die durch die erfindungsgemäß durchgeführte thermische Behandlung erzielte

Härtesteigerung günstig aus, da gerade aus V durch diese thermische

Behandlung vanadiumbasierte Hartphasen-Verbindungen entstehen, die maßgeblich zur Härte des Bauteils beitragen.

Ähnliche Wirkungen, wie die zuvor erläuterte Anwesenheit von Cr, Mo und V, können auch Zugaben an Titan ("Ti") in Höhe von 0,5 - 5 Masse-%, von Niob ("Nb") in Höhe von 0,5 - 15 Masse-% und/oder Wolfram ("W") in Höhe von 0,5 - 15 % erzielen. Auch diese Elemente bilden Hartphasen, die im

erfindungsgemäß erzeugten bzw. beschaffenen Bauteil vorliegen und zu dessen Härte beitragen.

Insbesondere beträgt der Gesamtgehalt der Karbid- oder Nitridbildner aus der Gruppe Cr, Mo, V, Ti, Nb, W maximal 40 Masse-%, um eine gute

Schweißfähigkeit des Stahllegierungspulvers zu gewährleisten. Für

Anwendungen mit besonders hohen Anforderungen an die Schweißfähigkeit kann darüber hinaus der maximale Gesamtgehalt an den Karbid- oder

Nitridbildnem der Gruppe "Cr, Mo, V, Ti, Nb, W" auf höchstens 30 Masse-% beschränkt werden.

Der jeweils verbleibende Rest des Stahls besteht aus Eisen und üblichen Verunreinigungen, die aufgrund des Herstellungsverfahrens oder der

Ausgangsmaterialien, aus denen die Bestandteile des Stahllegierungspulvers gewonnen werden, in den Stahl gelangen, dort in Bezug auf die Eigenschaften keine wesentliche Wirkung haben. Zu den unvermeidbar vorhandenen

Verunreinigungen zählen auch Gehalte an P von bis zu 0,05 Masse-%, insbesondere bis zu 0,03 Masse-%, Gehalte an S von bis zu 0,05 Masse-%, insbesondere bis zu 0,0035 Masse-%, sowie beispielsweise in Summe bis zu 0,2 Masse-% an Sauerstoff.

In Bezug auf die praktische Durchführung und die Ausgestaltung der

Arbeitsschritte a) bis c) des erfindungsgemäßen Verfahrens gelten folgende Hinweise:

Arbeitsschritt a)

Die Pulverherstellung kann beispielsweise durch Pulververdüsen oder jedes andere geeignete Verfahren erfolgen. Hierzu kann das Legierungspulver beispielsweise durch Gas- oder Wasserverdüsen oder eine Kombination aus diesen beiden Verdüsungsverfahren erzeugt werden. Denkbar ist eine

Verdüsung einer in erfindungsgemäßer Weise legierten Schmelze zu dem Stahllegierungspulver, wobei Legierungsbestandteile in der verdüsten

Schmelze enthalten sind. Einzelne oder mehrere Legierungsanteile können jedoch auch nach oder im Zuge der Erzeugung der Partikel des Stahlpulvers eingestellt werden. Hierzu können aus der Praxis bekannte Verfahren genutzt werden.

Als besonders günstig im Hinblick auf den Erfolg des erfindungsgemäßen Verfahrens haben sich in erfindungsgemäßer Weise legierte Stahlpulver herausgestellt, die eine mittlere Korngröße von kleiner als 200 mm aufweisen, wobei sich Stahllegierungspulver mit einer Korngrößenverteilung ihrer Partikel von 5 - 150 mm, insbesondere 10 - 150 mm, als besonders praxisgerecht erwiesen haben. Abhängig vom jeweiligen Verfahren, das zur Herstellung des Stahlpulvers wird, lassen sich dabei beispielsweise Stahlpartikel mit

Korngrößen von typischerweise 5 mm bis 60 mm, insbesondere 10 mm bis 60 mm oder 20 mm bis 60 mm, oder 45 mm bis 150 mm, für die erfindungsgemäßen Zwecke einsetzen, wobei sich Korngrößen von bis zu 100 mm als besonders günstig erwiesen haben. Mit diesen Korngrößen lässt sich das

Stahllegierungspulver in vielen additiven Fertigungsmethoden prozesssicher zu Bauteilen verarbeiten. Erforderlichenfalls werden die Partikel der

entsprechenden Korngröße aus den durch Verdüsen erhaltenen Pulverpartikeln in konventioneller Weise durch Sieben und/oder Sichten selektiert.

Um bei der additiven Fertigung eine konstante, störungsfreie Zufuhr des Stahlpulvers zu gewährleisten, haben sich Stahlpulver mit einer Schüttdichte von 2 g/cm ³ bis 6 g/cm ³ (bestimmt nach DIN EN ISO 3923-1 ), einer Klopfdichte von 3 g/cm ³ bis 8 g/cm ³ (bestimmt nach DIN EN ISO 3953) und/oder einem gemäß DIN EN ISO 4490 bestimmten Fließverhalten von weniger als

30 sec/50 g als vorteilhaft erwiesen.

Arbeitsschritt b)

Aus dem erfindungsgemäß bereitgestellten Stahllegierungspulver wird durch Anwendung eines additiven Fertigungsverfahrens das jeweilige Bauteil erzeugt. Unter dem Begriff„additiv“ werden hier die eingangs erläuterten Verfahren verstanden, bei denen ein Werkstoff zur Erzeugung eines Bauteils hinzugefügt wird.

Arbeitsschritt c)

Bei dem thermischen Behandeln gemäß Arbeitsschritt c) des

erfindungsgemäßen Bauteils wird das nach dem Arbeitsschritt b) erhaltene Bauteil gezielt Temperaturen ausgesetzt, bei denen es zur Umwandlung der Stahlmatrix seines Gefüges in ein zu mindestens 80 Vol.-% martensitisches Gefüge kommt.

Gemäß der ersten Variante umfasst die thermische Behandlung ein Anlassen, bei dem das Bauteil auf einer Anlasstemperatur von 400 - 700 °C, insbesondere von 450 - 650 °C, durcherwärmt wird. Durch dieses Anlassen findet eine Sekundärhärtung des Werkstoffs statt, welche mit der Ausscheidung von Hartphasen wie Anlasskarbiden, Anlassnitriden sowie von Karbo-Nitriden einhergeht, da in diesem Temperaturbereich die Diffusion von C und/oder N gefördert wird. Mit der Ausscheidung der Hartphasen wird die austenitische Phase aufgrund des dadurch verringerten Anteils an gelöstem C und/oder N destabilisiert, so dass es bei der Abkühlung von der Anlasstemperatur zu der Umwandlung zumindest eines Teils des zuvor austenitischen Gefüges in Martensit kommt. Die Gefügeumwandlung führt aufgrund der Eigenschaften des Martensits ebenfalls zu einer Härtesteigerung

Im Fall, dass die thermische Behandlung als Anlassen durchgeführt wird, kann das Bauteil mit einer Aufheizgeschwindigkeit von 0,1 K/min bis 100 K/min von der Raumtemperatur auf die Anlasstemperatur aufgeheizt werden und/oder nach dem Ende der Durcherwärmung mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 0,1 K/min insbesondere 1 K/min bis 700 K/min auf Raumtemperatur abgekühlt werden. In der Praxis kann hierzu die Abkühlung in an sich bekannter Weise an einem bewegten oder ruhenden Gasmedium, wie insbesonde Luft, in optional vorgewärmten Öl, unter Einsatz von Abschreckmitteln und desgleichen durchgeführt werden.

Wird ein Anlassen als thermische Behandlung durchgeführt, so kann das Bauteil, nachdem es die Anlasstemperatur erreicht hat, für mindestens 30 min bei der Anlasstemperatur gehalten werden, um eine ausreichende

Sekundärhärtung zu erzielen. Die Haltedauer kann auf höchstens 240 min beschränkt werden, da längere Behandlungsdauern die Wirtschaftlichkeit des Verfahrens einschränken und zu keiner nennenswerten Härtesteigerung mehr führen. Besonders praxisgerecht ist eine Haltedauer von 60 min bis 180 min.

Nach dem Anlassen und der Umwandlung zu Martensit kann ein gewisser Anteil an C und/oder N in Zwangslösung in der Stahlmatrix vorliegen. Hierdurch kann die Zähigkeit des Bauteils verschlechtert werden. Um auch diese Gehaltean zwangsgelöstem N oder C abzubauen, kann es zweckmäßig sein, das Anlassen mindestens einmal, insbesondere zweimal, zu wiederholen. Bei mehr als fünf Wiederholungen ergeben sich keine nennenswerten Verbesserungen der Zähigkeit und auch keine Ausscheidungen mehr, so dass die Anzahl der Wiederholungen auf 5 begrenzt sein kann, um den Zeitaufwand für das thermische Behandeln nicht unnötig zu erhöhen.

Gemäß einer zweiten Variante wird das thermische Behandeln gemäß

Arbeitsschritt c) als Tiefkühlen ausgeführt, bei dem das Bauteil vollständig auf eine Temperatur unterhalb von -50 °C abgekühlt wird. Durch ein solches Tiefkühlen wird die Martensitstarttemperatur des in der Stahlmatrix des Bauteils enthaltenen Restaustenits unterschritten, so dass eine diffusionslose

Umklappung in Martensit stattfindet und so ebenfalls eine Härtesteigerung erreicht wird. Das Tiefkühlen wird insbesondere unter Einsatz von flüssigem Stickstoff oder T rockeneis vorgenommen. Als besonders praxisgerecht erweist sich hier insbesondere bei höheren Restaustenitanteilen ein Tiefkühlen auf Temperaturen unterhalb von -150 °C, um eine weitergehende Umwandlung zu erreichen. Die Dauer des Tiefkühlvorgangs wird dabei jeweils so bemessen, dass eine vollständige Durchkühlung des Bauteils erzielt wird.

Die beiden Varianten I und II der erfindungsgemäß durchgeführten

Wärmebehandlung stellen keine sich gegenseitig ausschließende Alternativen dar, sondern können auch in Kombination miteinander absolviert werden. Dies kann beispielsweise zweckmäßig sein, wenn die Stahlmatrix des

erfindungsgemäßen Bauteils ausschließlich martensitisch und die Anteile der technisch unvermeidbaren sonstigen Bestandteile, insbesondere auch des Restaustenitanteils, auf ein Minimum reduziert sein sollen. So kann sich beispielsweise an das gemäß Variante II durchgeführte Tiefkühlen mindestens eine gemäß Variante I ausgeführte Anlassbehandlung anschließen, um eine Reduzierung der nach dem Tiefkühlen im Martensit zwangsgelösten Gehalte an C und/oder N zu erreichen.

Die Hersteiiungsbedingungen werden beim erfindungsgemäßen Verfahren so eingestellt, dass Gehalte an Hartphasen von mindestens 5 Vol.-% im Gefüge des erhaltenen Bauteils vorhanden sind. Dementsprechend weist auch ein durch ein additives Fertigungsverfahren erzeugtes erfindungsgemäßes Bauteil mindestens 5 Vol.-% an Hartphasen in seinem Gefüge auf. Auf diese Weise ist schon eine gute Verschleißbeständigkeit gesichert. Bei Gehalten an

Hartphasen von 5 Vol.-% bis 15 Vol.-% wird bereits eine erhöhte

Verschleißbeständigkeit bei ausreichender Härte erzielt. Beträgt der Gehalt der Hartphasen 15 Vol.-% bis 35 Vol.-%, so kann eine für viele

Anwendungsbereiche optimierte Härte und Zähigkeit erhalten werden. Zur weiteren Steigerung der Härte können Gehalte an Hartphasen von 35 Vol.-% bis 50 Vol.-% vorgesehen sein. Mit einem Gehalt an Hartphasen von mehr als 50 Vol.-%, geht allerdings eine Neigung zur Sprödigkeit mit einer sehr hohen Härte einher, so dass derart hohe Hartphasenanteile vermieden werden sollten.

Um die optional erfindungsgemäß vorhandenen hohen N-Gehalte des Stahls der Partikel eines erfindungsgemäß verarbeiteten Stahlpulvers bzw. des erfindungsgemäßen Stahlbauteils einzustellen, kann es zweckmäßig sein, zunächst aus einem Stahl mit zu geringem N-Gehalt ein Stahlpulver zu erzeugen und dieses Stahlpulver anschließend "aufzusticken", d.h. den N- Gehalt durch eine zusätzliche Behandlung zu erhöhen. Hierbei wird der an sich bekannte Umstand genutzt, dass die Löslichkeit von Stickstoff in der Schmelze im Vergleich zur festen Phase limitiert ist, dass also die Stickstoffaufnahme von festen Körpern größer ist. Für eine erfindungsgemäß optional durchgeführte Aufstickung kann das zuvor erzeugte Stahlpulver einer stickstoffhaltigen

Atmosphäre ausgesetzt werden. Dabei werden Atmosphäre, Druck, Temperatur und/oder Zeit der Aufstickung so gewählt, dass der erwünschte Stickstoffgehalt in den Stahlpartikeln des Pulvers erzielt wird. Hierzu kann das Stahlpulver beispielsweise für eine Dauer von 1 - 15 h bei Temperaturen von 400 °C bis 1000 °C unter einem absoluten Druck von 0,3 - 50 bar, insbesonde 0,5 - 50 bar, gehalten werden. Alternativ oder zusätzlich kann eine Erhöhung des N- Gehalts der Partikel des Stahlpulvers auch durch ein Zumischen von, insbesondere partikelförmigen, Nitriden zum Legierungspulver erreicht werden, so dass der zugemischte Stickstoff in die aus Stahlwerkstoff bestehenden Partikel des Stahlpulvers diffundieren kann.

Die Eigenschaften, die ein durch eine additive Fertigungsmethode erzeugtes erfindungsgemäßes bzw. erfindungsgemäß erzeugtes Bauteil aufweist, machen ein solches Bauteil insbesondere als Werkzeug geeignet, von dem im

Gebrauch eine hohe Härte und Verschleißbeständigkeit gefordert wird.

Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.

Ein Stahllegierungspulver wurde auf Grundlage einer Schmelze des an sich bekannten Stahlwerkstoffs FeCrVIO erzeugt, indem die Schmelze in an sich bekannter Weise durch Pulververdüsung zu dem Stahlpulver verarbeitet worden ist. Die Zusammensetzung der Stahlpartikel des Stahlpulvers ist in Tabelle 1 in Masse-% angegeben. Die Bestandteile dieser Zusammensetzung wurden mit einem optischen Funkenspektrometer in an sich bekannter Weise ermittelt.

Tabelle 1

Das Stahlpulver wurde auf einen Kombereich von 20 mm bis 53 mm abgesiebt, um die Korngröße für eine nachfolgende additive Fertigung zu optimieren. Das erhaltene Stahlpulver wies eine Schüttdichte von 2 g/cm ³ bis 6 g/cm ³ , eine Klopfdichte von 3 g/cm ³ bis 8 g/cm ³ und ein Fließverhalten von weniger als 30 sec/50 g auf.

Das Stahlpulver wurde nach dem Sieben einer Aufstickung unterzogen. Hierzu ist das Pulver mit einer Aufheizgeschwindigkeit von 10 K/min von

Raumtemperatur auf eine Behandlungstemperatur von 850°C gebracht und dort unter einer Stickstoffatmosphäre von 6 bar für 6 Stunden gehalten worden. Anschließend wurde das Stahlpulver mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 10 K/min auf Raumtemperatur abgekühlt. Durch diese Aufstickung wurde eine Erhöhung des Stickstoffgehalts von 0,08 Masse-% vor dem Aufsticken (vgl. Tabelle 1) auf 2,2 Masse-% nach dem Aufsticken erzielt.

Aus dem Stahllegierungspulver wurden Bauteile durch Anwendung einer additiven Fertigungsmethode in Form von selektivem Laserschmelzen unter Ar- Schutzgasatmosphäre geformt. Quaderförmige Proben mit einer Kantenlänge von 10 x 10 mm ² im Querschnitt wurden dazu auf einer Anlage vom Typ "SLM 100" der Realizer GmbH, Borchen, hergestellt. Die Laserleistung betrug hierbei 100 W, wobei schichtweise Schichtdicken von 30 mm unter einer

Belichtungszeit von 100 ps sowie einem Punkt- und Hatchabstand von 30 mm erstellt wurden.

Mit der selektiven, lokalen Erhitzung resultierte ein Anschmelzen bzw.

Aufschmelzen aneinander angrenzender Pulverpartikel, wodurch sich die Pulverpartikel des Stahllegierungspulvers zu den Bauteilen mit einer

Stahlmatrix verbunden haben.

Nach der Abkühlung auf Raumtemperatur besaß die Stahlmatrix des Bauteils ein mindestens 25 Vol.-%, nämlich etwa 85 Vol.-% austenitisches Gefüge, was durch die Stahllegierungszusammensetzung der ursprünglich bereitgestellten Partikel des verarbeiteten Stahlpulvers und insbesondere die Aufstickung des Stahlpulvers und die damit erzielten hohen N-Gehalte des bei der additiven Fertigung eingesetzten Stahlpulvers ermöglicht worden ist. Beim

Laserschmelzen war keine nennenswerte Rissbildung oder Verzug der hergestellten Bauteile zu beobachten, so dass bestätigt worden ist, dass das erfindungsgemäße Stahllegierungspulver in der additiven Fertigung eingesetzt werden kann. Die entsprechend geformten Bauteile wurden anschließend einem thermischen

Behandeln unterzogen.

Dieses wurde bei den Versuchen als Anlassen durchgeführt, bei der die

Bauteile mit einer Aufheizgeschwindigkeit von 10 K/min auf eine

Anlasstemperatur von 500 °C erwärmt und bei dieser Temperatur über eine Dauer von für 2 h durcherwärmt, um anschließend mit einer

Abkühlgeschwindigkeit von 10 K/min auf Raumtemperatur abgekühlt zu werden. Das Anlassen wurde mit den gleichen Parametern dreimal wiederholt, um den zuvor vorhandenen Austenitanteil des Gefüges weitestgehend vollständig in Martensit umzuwandeln und zwangsgelöste Anteile an C und N zu reduzieren.

Mit den Karbid- und Nitridbildnern, dem vorgesehenen Gehalt an C sowie dem durch Aufstickung angereicherten Gehalt an N stellte sich ein Gehalt an

Hartphasen im Gefüge des Bauteils von 5 - 50 Vol.-%, nämlich mindestens 28 Vol.-% ein. Der Gehalt an Hartphasen lag somit zwischen 15 Vol.-% und 35 Vol.-%, so dass eine für Werkzeuganwendungen optimierte Kombination von Härte und Zähigkeit vorlag.

Alternativ hätte die thermische Behandlung auch ein Tiefkühlen umfassen können, bei dem das Bauteil vollständig auf eine Temperatur unterhalb von -50 °C mittels flüssigen Stickstoffs oder Trockeneis abgekühlt wird, um eine Umwandlung von Austenit in Martensit zu bewirken.

Die Härten der entsprechend hergestellten Bauteile wurden im

Ausgangszustand vor dem Anlassen und im angelassenen Zustand ermittelt, wobei hierzu fünf Einzelmessungen gemittelt wurden. Im Ausgangszustand wurde eine vergleichsweise niedrige Härte ίh HV0,5 von 517±45 (entsprechend etwa 50,3 HRC) festgestellt, welche insbesondere auf den hohen, im Gefüge der nach dem additiven Formen erhaltenen Bauteilen vorhandenen Austenitanteil zurückzuführen war. Dagegen ist durch das Anlassen die Härte HV0,5 auf 857±64 (entsprechend etwa 65,8 ± 1 ,8 HRC) abgestiegen.

Mit den hohen Härten können somit prozesssicher Bauteile in einer additiven Fertigung hergestellt werden, welche auch für Werkzeuge und

Werkzeuganwendungen mit den Anforderungen an hohe

Verschleißbeständigkeit geeignet sind.

Die Erfindung stellt somit ein Verfahren zur Herstellung von Bauteilen mit einer Härte < 45 HRC durch Anwendung additiver Fertigungsmethoden zur

Verfügung.

Hierzu wird a) ein Stahllegierungspulver aus Stahlpartikeln bereitgestellt, die aus, in Masse-%, mindestens einem Element der Gruppe "C, N", von denen entweder 0,5 - 5,0 % C alleine oder 0,5 - 5,0 % N alleine oder 0,5 - 6,0 % C und N gemeinsam vorhanden sind, jeweils optional mindestens einem Element aus der Gruppe "Si, Mn" in Mn- und/oder Si-Gehalten von jeweils 0,1 - 2,5 %, und als Karbid- oder Nitridbildner mindestens einem Element der Gruppe "Cr, Mo, V, Ti, Nb, W", wobei im Fall ihrer Anwesenheit die betreffenden Karbidoder Nitridbildner in Gehalten von Cr: 5 - 25 %, Mo: 0,5 - 15 %, V: 0,5 - 15 %,

Ti: 0,5 - 5 %, Nb: 0,5 - 15 %, oder W: 0,5 - 15 % sind, und als Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen bestehen. Aus dem Stahllegierungspulver wird im Arbeitsschritt b) mit einer additiven Fertigungsmethode, bei der aneinander angrenzende Pulverpartikel des Stahllegierungspulvers zu einer Stahlmatrix verbunden werden, ein Bauteil geformt, bei dem die Stahlmatrix nach einer Abkühlung auf Raumtemperatur zu s 25 Vol.-% aus Austenit besteht. Das Bauteil wird dann im Arbeitsschritt c) thermisch derart behandelt, dass die Stahlmatrix seines Gefüges zu ä 80 Vol.-% aus martensitischem Gefüge und als Rest aus sonstigen Gefügebestandteilen besteht und in der Stahlmatrix Hartphasenpartikel vorliegen, die aus dem Stahl des

Stahllegierungspulvers gebildet sind und deren Gehalt am Gesamtvolumen des Bauteils 5 - 50 Vol.-% beträgt. Die thermische Behandlung wird dabei gemäß einer Varianten I als Anlassen, bei dem das Bauteil bei einer Anlasstemperatur von 400 - 700 °C durcherwärmt wird, und / oder gemäß einer Variante II als ein vollständiges Tiefkühlen des Bauteils auf eine Temperatur von < -50 °C durchgeführt.