Die Erfindung betrifft ein Stahlmaterial für die additive Fertigung, seine Herstellung und ein Verfahren zum Herstellen von Gegenständen aus dem Stahlmaterial.

Additive Herstellverfahren sind mittlerweile bekannt und weit verbreitet. Es ist insbesondere bekannt, Werkstücke im sogenannten Pulverbettverfahren herzustellen. Beim Pulverbettver fahren wird auf einer Trägerplatte ein Pulver aufgebracht und das Pulver an den Stellen, an denen ein Bauteil bzw. eine Wandung oder dergleichen eines Bauteils entstehen soll, ver schmolzen. Hierzu wird entsprechend Energie eingeleitet, beispielsweise über Laserstrahlen. Derartige Pulverbettverfahren funktionieren für eine Reihe von aufschmelzbaren Werkstof fen, das reicht von niedrig aufschmelzenden Werkstoffen, wie Kunststoffen, bis hin zu Stahlmaterialien. Bei Stahlmaterialien werden insbesondere die Verfahren des selektiven Laserschmelzens und des selektiven Lasersinterns verwendet. Ist innerhalb einer Lage des Pulvers die gewünschte Verschmelzung erfolgt, wird eine weitere Pulverlage aufgelegt und die Trägerplatte abgesenkt. Sodann wird die nächste Pulverlage verschmolzen, einerseits miteinander und andererseits mit der darunter liegenden Pulverlage. Hierdurch wird im addi tiven Fertigungsverfahren ein Bauteil Schicht um Schicht aufeinanderfolgend gebaut.

Bei der klassischen Stahlherstellung wird ein Stahlmaterial beispielsweise in einem Konver ter oder Elektrolichtbogen-Ofen erschmolzen, anschließend pfannenmetallurgisch behandelt, anschließend vergossen und beispielsweise anschließend geschmiedet, gewalzt oder in sonstiger Weise weiterverarbeitet.

Bei den klassischen Stahlherstellverfahren und insbesondere bei Edelstählen oder Stählen für besondere Anwendungen werden die Eigenschaften des Stahlmaterials über zumindest eine oder mehrere Wärmebehandlungsstufen eingestellt. Zu diesen Wärmebehandlungen gehört beispielsweise das Härten und Anlassen. Beim Härten wird das Stahlmaterial über Ac3 erwärmt, sodass Ferrit vollständig in Austenit umwandelt und anschließend beispiels weise in Wasser, Öl oder Polymer schnell abgekühlt („Abgeschreckt“). Dadurch klappt der Austenit in harten Martensit um. Anlassen findet bei niedrigeren Temperaturen zwischen 150 und 500 °C statt und verringert die Härte zugunsten einer höheren Zähigkeit. Vergütung beschreibt die kombinierte Wärmebehandlung, bestehend aus Härten und anschließendem Anlassen.

Da bei der Verarbeitung von Stahlpulvern diese herkömmlichen Herstellrouten verlassen werden, muss in anderer Weise sichergestellt werden, dass entsprechende Eigenschaften der Stahlmaterialien erzielt werden.

Ferner ist zu beachten, dass viele Stahlmaterialien leider bei additiven Fertigungsverfahren Besonderheiten zeigen, die die Beherrschbarkeit des additiven Fertigungsverfahrens aus schließen oder sehr stark erschweren. Hierzu kommt insbesondere auch, dass die Ausrüs tung der Fertiger und insbesondere die Ausrüstung von Unternehmen, die Prototypen aus derartigen Stahlmaterialien erzeugen sollen, nicht der Ausrüstung von in großem Stil stahl verarbeitender Unternehmen entspricht.

Aufgabe der Erfindung ist es, ein Stahlmaterial für das additive Fertigen zur Verfügung zu stellen, welches bei gutmütigen Verarbeitungseigenschaften hervorragende Ergebnisse lie fert, die auch die semiprofessionelle Erzeugung von Bauteilen hoher Qualität ermöglicht. Eine weitere Aufgabe der Erfindung kann darin gesehen werden Bauteile direkt nach der additiven Fertigung, insbesondere ohne Wärmebehandlung, mit guten mechanische Eigen schaften vorzugsweise hohe Festigkeit und hohe Zähigkeit herzustellen.

Die Aufgabe wird mit einem Stahlmaterial mit den Merkmalen des Anspruchs 1 gelöst.

Vorteilhafte Weiterbildungen sind in den Unteransprüchen gekennzeichnet.

Es ist eine weitere Aufgabe, ein Verfahren zur Herstellung des Stahlmaterials zu schaffen.

Die Aufgabe wird mit den Merkmalen des Anspruch 7 gelöst.

Vorteilhafte Weiterbildungen sind in den hiervon abhängigen Unteransprüchen gekennzeich net.

Es ist eine weitere Aufgabe, ein Verfahren zur Herstellung eines Bauteils anzugeben.

Die Aufgabe wird mit einem Verfahren mit den Merkmalen des Anspruch 9 gelöst. Vorteilhaf te Weiterbildungen sind in den hiervon abhängigen Ansprüchen gekennzeichnet. Wenn nachfolgend von Prozent die Rede ist, insbesondere im Zusammenhang mit der Le gierung bzw. chemischen Zusammensetzung eines Stahlmaterials sind nachfolgend immer Gew.-% (wt-%) gemeint. Sind nur die Legierungselemente aufgeführt, besteht der Rest auf 100 Gew.-% immer aus Eisen und unvermeidlichen Verunreinigungen.

Der erfindungsgemäße Werkstoff besitzt eine ausgewählte chemische Zusammensetzung, die ihn für die additive Fertigung besonders prädestiniert. Der Anteil von unerwünschtem Restaus tenit im additiv gefertigtem Bauteil wird weitestgehend minimiert. Die Umwandlung von Restaustenit zu Martensit kann zu einer Volumszunahme von 3% führen. Die dadurch entste henden Spannungen können zu Bauteilschädigungen führen. Außerdem kann das additiv ge fertigte Bauteil ein bainitisches Gefüge aufweisen, welches Vorteilhaft ist in Bezug auf höhere Zähigkeit.

Insbesondere besitzt der erfindungsgemäße Werkstoff einen niedrigen Kohlenstofflegie rungsgehalt sowie einen niedrigen Schwefelgehalt, so dass er in guter Weise additiv fertigbar ist. Der Werkstoff ist dabei so gutmütig im Fertigungsverhalten, dass er seriennah gefertigte Bauteile zulässt, die Gebrauchseigenschaften besitzen, die sie für den Einsatz ertüchtigen. Ferner ist dieses Material auf unterschiedliche Festigkeit vorvergütbar oder über thermo chemische Verfahren, wie zum Beispiel PVD-Beschichten, Plasmanitrieren usw. rand schicht- bzw. einsatzhärtbar.

Bei allen Beispielen in den folgenden Tabellen besteht der Rest auf 100% aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen. Der erfindungsgemäße Werkstoff weist dabei eine Zu sammensetzung wie folgt auf:

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

Der Hauptunterschied zwischen den gezeigten Werkstoffen liegt unter anderem im Vanadi umgehalt. Bei der Erfindung wurde Vanadium hinzulegiert um die Perlitbildung zu höheren Zeiten zu verschieben. Hiermit wird gegenüber dem bekannten Werkstoff 17NiCrMo6-4 (Werkstoffnummer 1.6566) verhindert, dass das Perlitgebiet erreicht wird. Um sicherzustellen zu können, dass man im gebauten Zustand ein bainitisches Gefüge erhält, ist die Zugabe von Vanadium wie sich herausgestellt hat, unbedingt notwendig. Geht es zudem um dick wandige Bauteile, kann die Zugabe von Vanadium auf bis zu 2% erhöht werden, um sicher im Bainitgebiet zu bleiben.

Der Mangangehalt beträgt bei der Erfindung maximal 0,45%, um die Bildung von Mangansul- fid und Restaustenit zu verhindern. Mangansulfid beeinflusst die mechanischen Eigenschaf ten negativ, wobei der erhöhte Mangangehalt gegenüber der Erfindung beim oben skizzier ten 17NiCrMo6-4 typisch für klassische einsatzhärtende Stähle ist. Ein solcher klassischer Einsatzhärtender- Stahl ist jedoch für additive Fertigungsverfahren nur bedingt geeignet.

Bezogen auf den 28NiCrMoV8-5 (Werkstoffnummer 1.6932) liegt ein Hauptunterschied der beiden Werkstoffe im Kohlenstoffgehalt, wobei der Kohlenstoffgehalt bei diesem klassischen Vergütungsstahl nach dem Stand der Technik relativ hoch liegt, so dass man nach dem Dru cken ein rein martensitisches Gefüge erhalten würde. Ein rein martensitisches Gefüge ist jedoch für die additive Fertigung nicht optimal und insbesondere für den Prototypenbau nicht optimal, da ein solches Material ohne Wärmebehandlung nur sehr schlecht geeignet ist, da aufgrund der rein martensitischen Lage das Material sehr spröde ist.

Aus der JP-2011-094169 ist ein Stahlmaterial bekannt, welches sehr weite Bereiche angibt, wobei zusätzlich zur oben angegebenen Tabelle 0,1 % Aluminium, 0,055 - 0,09% Niob und 0,008% Titan enthalten sind. Diese Titan- Niob-Ausscheidungen hemmen das Kornwachs tum beim Einsatzhärten. Beim Gießprozess entstehen Ausscheidungen im Temperaturbe reich zwischen 700 und 1000°C, wobei dies auch abhängig von der Abkühlrate ist, wobei die Abkühlgeschwindigkeit zwischen 15°C pro Minute und 5°C pro Minute liegt. Der Effekt kann beim AM- Prozess nicht genutzt werden, da die Abkühlkgeschwindigkeit so hoch ist, dass diese Ausscheidungen keine Zeit haben um sich zu bilden.

Nachfolgend wird auf die Wirkung der einzelnen Legierungselemente und ihrer Aufgabe bei der Erfindung eingegangen.

Kohlenstoff

Ein niedriger Kohlenstoffgehalt ist ausschlaggebend für eine gute Schweißbarkeit, welche im Zuge der additiven Fertigung von großer Bedeutung ist, denn letztlich werden die Pulverpar tikel miteinander verschweißt. Daher werden die Begriffe„Schweißbarkeit“ und„Verdruck- ruckbarkeit“ oft synonym verwendet. Der Kohlenstoff dient in erster Linie zur Bildung von Kohlenstoffmartensit. Durch rasches Abkühlen aus dem Austenitgebiet bildet sich Martensit, wobei der Kohlenstoff im Mischkristall zwangsgelöst bleibt und somit das Gitter verzerrt, so dass dies zu einer Volumenzunahme und auch zum Härteanstieg im Stahl führt. Zudem senkt Kohlenstoff die Schmelztemperatur, was insbesondere bei der Verdüsung des Stahles zur Erzeugung des Pulvers sehr wichtig ist. Schon kleinste Änderungen im Kohlenstoffgehalt haben einen sehr großen Einfluss auf die mechanischen Eigenschaften eines Stahlmaterials.

Bei der Erfindung sollte der Kohlenstoffgehalt über 0,17% liegen, damit sich ein Kohlenstoff martensit bilden kann und die gewünschte Härte erreicht wird. Der Kohlenstoffgehalt sollte aber nicht über 0,23% liegen, da die gute Verdruckbarkeit nicht mehr gewährleistet ist und man im gebauten Zustand ein rein martensitisches Gefüge erhalten würde. Die obere Gren ze kann auch bei 0,22% oder 0,21% gewählt werden, wodurch die Schweißbarkeit und damit Verdruckbarkeit weiter verbessert wird. Zwischen 0,17 und 0,21 % C befindet sich ein bevor zugter Bereich in Bezug auf gute Schweißbarkeit und ausreichende erreichbare Härte.

Silizium

Silizium ist ein Mischkristallhärter und kein Sekundärhärtekarbid bildendes Element. Silizium beeinflusst aber die Karbidausscheidungskinetik im Stahl. Silizium sorgt für eine Verzöge rung der Karbidbildung, des Weiteren dient Silizium als Desoxidationsmittel und ist daher herstellungsbedingt in geringen Konzentrationen in nahezu allen Stählen vorhanden. Silizium erhöht die Zunderbeständigkeit, die Streckgrenze und die Zugfestigkeit. Bei der Einsatzhär- tung ist Silizium ein Element, das den Abfall der Härte bei der Anlassbehandlung nach dem Aufkohlungsprozess unterdrückt und die Härte der Oberflächenschicht des aufgekohlten Teils sicherstellt. Bei Siliziumgehalten unter 0, 10% nimmt die Festigkeit ab, weiters ist dies die technologische Untergrenze um als Desoxidationsmittel zu wirken. Die untere Grenze kann bei 0, 15 oder 0,20 oder 0,25% gewählt werden. Siliziumgehalte über 0,80% verringern die Schweißbarkeit. Die obere Grenze kann auch bei 0,70 oder 0,60 oder 0,50 oder 0,40 oder 0,30% gewählt werden, wodurch sich die Schweißbarkeit schrittweise weiter verbessert. Zwischen 0, 15 und 0,30% Si befindet sich ein bevorzugter Bereich in Bezug auf gute

Schweißbarkeit und ausreichende Härte.

Mangan

Durch die Zugabe von Mangan kommt es zu einer Absenkung der kritischen Abkühlge schwindigkeit. Dies führt zu einer Erhöhung der Einhärtetiefe (Durchhärtbarkeit). Mangan ist wie Silizium ein starkes Desoxidationsmittel und bezüglich der Härtbarkeit und Durchhärtung eines der günstigsten und wirkungsvollsten Legierungselemente. Zu hohe Mangangehalte haben negative Effekte auf die Metallschmelze bei der Desoxidation, bei einem Mangangeh- alt unter 0,45% kann die Desoxidation kontrollierter erfolgen. Höhere Konzentrationen kön nen zur Verminderung der Wärmeleitfähigkeit und in Wechselwirkung mit Schwefel oder Sauerstoff zur Bildung von unerwünschten, nichtmetallischen Einschlüssen (MnS, MnO) füh ren. Mangan erweitert und stabilisiert den Austenitbereich und unterdrückt somit den Beginn der bainitischen Umwandlung und wirkt insofern als sogenannter Umwandlungsverzögerer. Mit zunehmendem Mangangehalt wird die Bainitstarttemperatur (Bs) zu niedrigeren Tempe raturen verschoben. Auch die Martensitbildung wird dadurch zu tieferen Temperaturen ver schoben, was bereits bei Wasserabschreckung eine große Menge an Restaustenit hervor ruft. Restaustenit ist jedoch unerwünscht. Bei konventionellen Schweißverfahren, also au ßerhalb der additiven Fertigung, wird Schwefel zu Mangansulfid abgebunden, so dass die Bildung von niedrigschmelzenden Eisensulfidphasen verhindert wird. Überraschenderweise hat sich gezeigt, dass es bei Mangangehalten zwischen 0, 15 und 0,45% bei der additiven Fertigung nicht zur Bildung von Mangansulfid kommt.

Bei der Erfindung beträgt der Mangangehalt maximal 0,45%, um die Bildung von Mangansul fid zu verhindern, da diese die mechanischen Eigenschaften negativ beeinflussen können. Weiters können höhere Mangangehalte zu Anlassversprödung sowie mehr Restaustenit füh ren. Die obere Grenze kann auch bei 0,40 gewählt werden. Bei niedrigeren Mangangehalten als 0, 15% nimmt die Festigkeit ab, außerdem verringert sich die Durchhärtbarkeit. Die untere Grenze kann auch bei 0,20% oder 0,25% gewählt werden, dadurch kann die Festigkeit er höht werden.

Die erfindungsgemäße gezielte Legierungsanpassung durch Absenken des Mangangehaltes sowie niedrige Schwefelanteile in Kombination mit den raschen Erstarrungsbedingungen des 3D-Druckprozesses in der additiven Fertigung führt nachweislich bei der Erfindung im Zu stand wie gedruckt, aber auch im nachfolgend wärmebehandelten Zustand zu keiner Bildung von Mangansulfiden, so dass die mechanischen Eigenschaften hinsichtlich Festigkeit, Zähig keit und Duktilität besonders gut sind.

Chrom

Durch das Zulegieren von Chrom wird die Durchhärtbarkeit verbessert. Das Zulegieren von Chrom sorgt für eine Absenkung der kritischen Abkühlgeschwindigkeit. Dadurch verbessert sich die Durchhärtbarkeit bzw. die Vergütbarkeit des Stahls ganz wesentlich. Durch Chrom wird einerseits die Bainitumwandlung verzögert, das bedeutet, dass der Umwandlungsbe reich im ZTU-Diagramm nach rechts verschoben wird, und andererseits die Martensitstart temperatur (Ms) stark abgesenkt. Dies kann zur Bildung von Restaustenit führen. Bei Ein satzstählen besteht eine Überkohlungsgefahr im Randbereich aufgrund verringerter Kohlen stoffdiffusion und damit verbundenen erhöhten Restaustenitgehalten. Unter 0,80% Cr nimmt die Festigkeit ab, außerdem wird die Durchhärtbarkeit verschlechtert. Die untere Grenze kann auch bei 0,85 oder 0,90% gewählt werden. Über 2,0% Cr kann die Schweißbarkeit ver ringert werden. Die obere Grenze kann auch bei 1 ,9 oder 1 ,8 oder 1 ,7 oder 1 ,6 oder 1 ,5 oder 1 ,4 oder 1 ,3 oder 1 ,2 oder 1 ,1 gewählt werden, wodurch die Schweißbarkeit graduell verbes sert wird. Besonders bevorzugt sind Chromgehalte zwischen 0,8 und 1 ,1%.

Molybdän

Molybdän wird zulegiert, um die Durchhärtbarkeit zu verbessern. Durch Zugabe von Molyb dän wird die Aktivierungsenergie für die Kohlenstoffdiffusion im Austenit erhöht und somit der Diffusionskoeffizient für Kohlenstoff bzw. die Kohlenstoffdiffusion erniedrigt. Dies führt zu niedrigeren Bainitstarttemperaturen (Bs) und zur verringerten Bainitbildung. Die Zugabe von Molybdän führt zur Verfeinerung der Mikrostruktur, d.h., unabhängig von der Abkühlrate ist ein feines Gefüge vorherrschend. Unter 0,15% Mo verringert sich die Anlassbeständigkeit und die Durchhärtbarkeit. Die untere Grenze kann auch bei 0,20 gewählt werden. Die obere Grenze kann bei 0,80 oder 0,70 oder 0,60 oder 0,50 oder 0,40 oder 0,30 oder 0,25% Mo gewählt werden. Besonders bevorzugt sind Molybdängehalte zwischen 0,15 und 0,25%. Nickel

Durch Nickel wird die Durchhärtbarkeit gesteigert. Grund dafür ist das Absenken der kriti schen Abschreckgeschwindigkeit. Darüber hinaus sorgt Nickel für eine Verbesserung der Zähigkeitseigenschaften, sowie eine Verschiebung der Übergangstemperatur der Kerb schlagarbeit zu niedrigeren Werten. Nickel ist ein Austenit stabilisierendes Element und da her neigt eine Legierung mit einem zu hohen Nickelanteil ebenfalls zur Bildung von Restaus tenit. Unter 0, 1 % Ni wird die Durchhärtbarkeit verringert und die Zähigkeit reduziert. Die un tere Grenze kann auch bei 0,2 oder 0,4 oder 0,6 oder 0,8 oder 1 ,0% Ni gewählt werden. Ni ckelgehalte über 2% sind bei größeren Bauteilen für die Durchhärtbarkeit wichtig, additiv gefertigte Bauteile sind üblicherweise nicht allzu groß, daher sind 2% Ni ausreichend. Au ßerdem können höhere Nickelgehalte unerwünschten Restaustenit begünstigen. Die obere Grenze kann auch bei 1 ,9 oder 1 ,8 oder 1 ,7 oder 1 ,6 oder 1 ,5% Ni gewählt werden. Beson ders bevorzugt sind Nickelgehalte zwischen 1 ,0 und 1 ,5%.

Vanadium

Vanadium ist ein Ferritstabilisator und senkt ebenfalls die Bainitstart(Bs)-Temperatur. Bei langsamer Abkühlung wird dadurch die Perlitbildung unterdrückt und es wird eine Bainit oder Martensitbildung ermöglicht. Vanadium wirkt als starker Karbidbildner. Verbesserungen der Zähigkeitseigenschaften durch fein verteilte Karbide werden schon bei 0, 1 % Vanadi umanteil erzielt.

Bei der Erfindung wird zur Sicherstellung eines bainitischen Gefüges schon im gedruckten Zustand die Zugabe von Vanadium unbedingt notwendig. Geht es um dickwandige Bauteile, kann die Zugabe von Vanadium auf bis zu 2% erhöht werden, um ein bainitisches Gefüge sicherzustellen. Die obere Grenze kann für große Bauteile bei 2% gewählt werden, bei klei neren Bauteilen sind entsprechend geringere Vanadiumgehalte ausreichen. Die obere Gren ze kann je nach gewünschter Bauteilgröße bei 2,0 oder 1 ,8 oder 1 ,5 oder 1 ,2 oder 1 ,0 oder 0,8 oder 0,6 oder 0,4 oder 0,3 oder 0,2% gewählt werden. Bei kleinen Bauteilen ist ein Va nadiumgehalt von 0,2% aus kostentechnischen Gründen bevorzugt.

Niob

Niob gehört neben Vanadium zu den Mikrolegierungselementen. Dieses Element weist ähn lich wie Vanadium eine hohe Affinität zu C und N auf und bildet somit Nitride, Karbide und Karbonitride. Nb-Karbonitride besitzen im Vergleich zum V eine höhere Stabilität. Aus die sem Grund wäre auch eine höhere Austenitisierungstemperatur notwendig um diese Karbo nitride in Lösung zu bringen. Dadurch sollte nicht mehr als 0,5% zulegiert werden. Durch die optionale Zugabe von Niob kann es zu einer Kornfeinung und somit auch zu einer Steige rung der Festigkeit sowie auch der Zähigkeit kommen. Die kornfeinende Wirkung ist bei Niob etwas stärker als bei Vanadium, bereits 0,001 % Nb zeigen eine kornfeinende Wirkung. Die Zugabe von Niob ist optional. Die untere Grenze kann auch bei 0 % gewählt werden. Die obere Grenze kann bei 0,5 oder 0,4 oder 0,3 oder 0,2 oder 0,1 oder 0,05 % gewählt werden.

Optional können auch bis zu 1 ,6% Wolfram zulegiert werden, welches sich ähnlich verhält wie Molybdän und üblicherweise im Verhältnis 1 :2 (die doppelte Menge W entspricht der einfachen Menge Mo) austauschbar ist. Optional können auch bis 1 % Cu, bis 1% AI, bis 1 % Co, bis 0,5% Ti, bis 0,5% Ta, bis 0,5% Zr, bis 0,15% N, bis 1 % B zulegiert werden.

Schwefel

Schwefel bildet im Eisen Eisensulfide wie FeS. Oberhalb von 1200°C können FeS- Ausscheidungen an den Korngrenzen einen Heißriss verursachen. Durch die voran genann te Zugabe von Mangan bildet Schwefel sogenannte Mangansulfide (MnS), welche sich posi tiv auf die spanabhebende Bearbeitung auswirken aber negativ auf die mechanischen Ei genschaften, da diese Defekte die Zähigkeit verringern können. Der übliche Schwefelgehalt bei gängigen Einsatzstählen (z.B. 1.7131) liegt bei <0,035 %. Dies ist für bei konventionellen Schweißmethoden ausreichend für die Schweißbarkeit. Dies gilt überraschenderweise nicht für die Verdruckbarkeit.

Überraschenderweise konnten die mechanischen Kennwerte und besonders die Zähigkeit des additiv gefertigten Bauteils durch eine Schwefelreduktion weit unter die üblichen Gren zen stark verbessert werden. Additiv gefertigte Bauteile dieses Legierungskonzepts sind oh ne Wärmebehandlung üblicherweise relativ spröde. Daher ist normalerweise eine Wärmbe handlung, bestehend aus Härten und Anlassen oder auch nur Anlassen notwendig, um die Sprödigkeit, gekennzeichnet durch eine niedrige Kerbschlagarbeit, soweit zu verringern, dass sie für den Prototypenbau einsatzfähig sind und nicht bereits bei Erschütterungen, Vib rationen oder Torsionsbeanspruchungen möglicherweise zerstört werden. Das erfindungs gemäße Stahlmaterial eignet sich bestens dafür additiv gefertigte Bauteile herzustellen, wel che auch ohne Wärmebehandlung robust in der Handhabung sind und direkt für Prototypen- Tests verwendet werden können. Auch nach einer Wärmebehandlung, wie beispielsweise Härten und Anlassen oder auch nur Anlassen, ist die Zähigkeit besser gegenüber der nicht schwefelreduzierten Variante.

Die Hypothese lautet, dass sich der Schwefel als grenzflächenaktives Element bei der additi ven Fertigung an die Schmelzfront bewegt, sich dort anreichert und zu niedrigschmelzenden Verbindungen (v.a. FeS) führt. Dies führt zu feinsten Heißrissen. Derartige Defekte zeigen sich vor allem in einer verminderten Kerbschlagarbeit. Bei konventionellen Schweißprozes sen wird der Schwefel im Schmelzpool durch Mangan zu MnS abgebunden, sodass der Ge halt an freiem Schwefel gesenkt wird. Dadurch wird die Bildung von FeS und somit Heißris sen unterbunden.

Dagegen sind die Abkühlraten bei der additiven Fertigung sehr hoch und die Bildung von MnS wird kinetisch gehindert. Der Schwefel bleibt mobil und führt zur Bildung von FeS und somit zu den genannten Heißrissen. Dies erklärt, warum die additive Fertigung überra schenderweise wesentlich sensitiver in Bezug auf den Schwefelgehalt ist.

Bei der Erfindung sollte der Schwefelgehalt geringer als 0,015% sein, da es sonst zur Bil dung einer schwefelreichen Phase an den Grenzflächen der Schweißraupen kommen kann. Diese Phase führt im Anschluss zu einer Materialtrennung.

Erfindungsgemäß muss der Schwefelgehalt zumindest aber unter dem Grenzwert von 0,015% liegen, da es sonst beim Druckprozess zu Rissen nahe der Schweißraupen kommen kann. Der Schwefel ist im Material nicht homogen verteilt, da sich eine Schwefel reiche Phase vor der Erstarrungsfront bildet, welche gegenüber dem Grundmaterial einen niedrigeren Schmelzpunkt hat und damit verzögernd erstarrt. Da diese Phase eine Materialtrennung (vergleichbar wie ein nichtmetallischer Einschluss) darstellt, kommt es im Bereich der Schweißraupengrenzflächen vermehrt zur Rissbildung. Dies konnte durch Mikrosondenmes sung nachgewiesen werden, indem die Schwefelkonzentration im Rissbereich um das Drei fache höher ist als im Grundmaterial. Die Legierung mit einem Schwefelgehalt von 0,003% zeigt keine Risse nach dem Druckprozess und eine außergewöhnlich hohe Kerbschlagarbeit. Die obere Grenze kann auch bei 0,010 oder 0,008 oder 0,006 oder 0,005 oder 0,003% Schwefel gewählt werden. Je niedriger der Schwefelgehalt umso höher wird die Zähigkeit, da die Kerbschlagarbeit erhöht wird.

Wärmebehandlung

Erfindungsgemäß sind die additiv gefertigten Bauteile auch ohne anschließende Wärmebe handlung für den raschen Einsatz als Prototyp geeignet. Bei Bedarf können die Bauteile bei 800 bis 950 °C für 10 bis 60 min gehärtet werden. Bevorzugt wird bei 850 °C für 30 min ge härtet. Die Zeitdauer bezieht sich ab dem Punkt, an dem das Bauteil vollständig durchwärmt ist. Die untere Grenze ergibt sich aus Ac3 + 30 °C. Höhere Härtetemperaturen können zu Kornvergröberung und damit zu einem Härteverlust führen. Längere Haltedauern können ebenfalls zu unerwünschter Kornvergröberung führen. Anschließend kann bei 150 bis 250 °C für 1 bis 4 h angelassen werden. Der Anlassvorgang kann mehrmals wiederholt werden. Bevorzugte mechanischen Eigenschaften können bei einer Anlasstemperatur zwischen 180 bis 220 °C, besonders bevorzugt bei 200°C, und einer Haltedauer von 2 h erreicht werden.

Die Erfindung wird anhand einer Zeichnung beispielhaft erläutert. Es zeigen dabei:

Figur 1 : den Einfluss des Schwefelgehalt auf die Gefügeausbildung und die Rissbil dung;

Figur 2: den Einfluss des Mangan- und Schwefelgehalts auf das Gefüge,

Figur 3: die Korngrößenverteilung;

Figur 4: eine Tabelle, zeigend ein beispielhaftes Pulver;

Figuren 5a und b: elektronenmikroskopische Aufnahmen des erzeugten Pulvers;

Figur 6: das zur Verfügung stehende Prozessfenster für die Verarbeitung des erfin dungsgemäßen Stahlpulvers;

Figur 7: den Vergleich des Gefüges (Stahl 2) mit Plattformheizung und ohne Platt formheizung;

Figur 8: ein Diagramm, zeigend die möglichen Baurichtungen:

Figur 9: einen Vergleich der Erfindung (Stahl 1) mit einen Standard Einsatzhärter

(16MnCr5) und einer weiteren Versuchslegierung mit höherem Schwefel gehalt (Stahl 2);

Figur 10: einen Vergleich der mechanischen Eigenschaften zwischen Stahl 1 und

Stahl 2 wie gedruckt liegend; Figur 1 1 : den Vergleich der Materialien nach Figur 10 im Zustand wie gedruckt ste hend;

Figur 12: der Vergleich nach Figur 10 mit Anlassen bei 200°C;

Figur 13: den Vergleich nach Figur 1 1 mit Anlassen bei 200°C;

Figur 14: der Vergleich der mechanischen Eigenschaften (Stahl 1 , Stahl 2 und dem

Vergleichmaterial 16MnCr5) nach Härten bei 850°C und Anlassen bei 200°C im liegenden Zustand;

Figur 15: den Vergleich nach Figur 14 in stehendem Zustand;

Figur 16: der Vergleich nach Figur 14, jedoch bei einer Härtung bei 950°C;

Figur 17: der Vergleich nach Figur 15, jedoch bei einer Härtung bei 950°C;

Figur 18: der Vergleich des erfindungsgemäßen Materials mit dem Stahl 2 bezüglich der Kerbschlagarbeit und der Rockwellhärte wie gedruckt liegend;

Figur 19: der Vergleich nach Figur 18 im Zustand wie gedruckt stehend; Figuren 20, 21 : der Vergleich nach den Figuren 18, 19 mit einer zusätzlichen Anlassbe handlung bei 200°C;

Figuren 22, 23: der Vergleich der mechanischen Eigenschaften des erfindungsgemäßen

Materials mit dem Stahl 2 und dem 16MnCr5 bei einer Härtung bei 850°C und einer Anlassbehandlung bei 200°C einmal im liegenden und einmal im stehenden Zustand;

Figuren 24, 25: der Vergleich nach den Figuren 22, 23, jedoch bei einer Härtung von

950°C;

Figur 26: der Vergleich der Gefüge zwischen einem Vergleichsmaterial und dem er findungsgemäßen Material. Figur 27: Einfluss verschiedener Schwefelgehalte auf die Kerbschlagarbeit der ge druckten Bauteile (ohne Wärmebeahndlung)

Eine Zusammensetzung der erfindungsgemäßen Stahlzusammensetzung ist wie folgt:

Eine Eigenschaft dieser Zusammensetzung ist, dass der Schwefelgehalt unter 0,015 Gew.-% liegt, da es sonst im Druckprozess zu Rissen nahe der Schweißraupen kommen kann.

In Figur 1 erkennt man ganz links das Gefüge bei 0,051 % Schwefel (Stahl 2) und als extre mes Gegenbeispiel daneben bei 0,003% Schwefel (Stahl 1). Die beiden rechten Figuren zeigen einerseits in Messung 1 die Risse bei einem Schwefelgehalt von 0,051 Gew.-% im gedruckten Zustand sowie in der Darstellung rechts daneben im gedruckten und wärmebe handelten Zustand. Das linke Bild zeigt eine höhere Porosität sowie auch vereinzelt Risse. Wird diese Legierung (Stahl 2) mit einer Plattform heizung verdruckt, vermehren sich die Ris se drastisch (Figur 7).

Jedoch ist bei der Erfindung nicht nur der Schwefelanteil sehr gering, sondern auch der Mangangehalt angepasst, so dass durch die Anpassung des Mangangehalts und des niedri gen Schwefelanteils in Kombination mit den raschen Erstarrungsbedingungen des 3D- Druckprozesses des bei der erfindungsgemäßen Zusammensetzung sowohl im gedruckten als auch im gedruckten und wärmebehandelten Zustand zu keiner Bildung von Mangansulfi- den kommt, welche die mechanischen Eigenschaften hinsichtlich Festigkeit, Zähigkeit und Duktilität verschlechtern. In Figur 2 erkennt man links das Gefüge der erfindungsgemäßen Zusammensetzung, während rechts als Vergleichsbeispiel ein 16MnCr5 dargestellt ist, bei dem die Mangansulfide sichtbar sind.

Nachfolgend wird die Herstellung des Materials erläutert.

Die erfindungsgemäße Stahlzusammensetzung wird in an sich bekannter Weise im Elekt- rolichtbogenofen oder Konverter erschmolzen und gegebenenfalls sekundärmetallurgisch auf die Legierungszusammensetzung eingestellt. Das so erhaltene Stahlmaterial wird in einem Vakuuminduktionsofen verflüssigt und in einer Atomisierungskammer in an sich bekannter Weise durch Inertgasverdüsung verdüst (Vacuum-Induction-Gas-Atomization). Metallpulver können grundsätzlich auch über Wasserverdüsung hergestellt werden.

Aufgrund des Mangangehalts der erfindungsgemäßen Zusammensetzung erfolgt das Er schmelzen vorzugsweise unter Schutzgasatmosphäre und insbesondere unter Argonat mosphäre oder Argonschutzgasatmosphäre um ein Abdampfen des Mangans zu verhin dern. Anschließend erfolgt der eigentliche Verdüsungsprozess unter Zuhilfenahme von ei nem sehr hohen Gasdruck. Hierbei wird der Feuerfesttiegel gekippt, wodurch die flüssige Schmelze in einen Tundish (Verteilerrinne, Verteilergefäß) fließt und aus einer Öffnung am Boden des Tundish das flüssige Metall in eine Düse fließt. Die Düse zerstäubt das schmelz flüssige Metall zu feinen Metallpartikeln, die eine Größe unter 1 mm besitzen. Die Metallparti kel erfahren eine schlagartige Abkühlung und liegen nach dem Verdüsen in Pulverform vor.

Als Verdüsungsgas kann beispielsweise Argon oder Stickstoff verwendet werden.

Das so gewonnene Pulver bedarf anschließend einer Aufbereitung.

Für eine entsprechende Klassierung dieses Pulvers gibt es sowohl die Möglichkeit es abzu sieben als auch das Pulver in einem Abweiseradsichter über eine Sichtung entsprechend zu klassieren. Vorzugsweise entspricht die Größe der Pulverteilchen und/oder die Korngrößen verteilung den Anforderungen des jeweiligen additiven Fertigungsverfahrens. Für das Pul verbettverfahren beispielsweise entspricht die gewünschte Partikelgrößenverteilung bei spielsweise 15 - 63 pm (für spezielle Anwendungen können auch engere Grenzen gesetzt werden), 15 - 45 pm oder 20 - 53 pm. Der untere Wert ist dabei der D10-Wert, der obere der D90-Wert.

Diese Größe der Pulverteilchen und gewünschten Partikelgrößenverteilungen können, wie bereits ausgeführt, durch Sieben erzielt werden, wobei durch das Sieben die Klassierung des Pulvers nach der Partikelgröße in unterschiedliche Pulverfraktionen gewährleistet wird. Die unterschiedlichen Siebfraktionen können zu einem gewünschten Kornband zusammenge setzt werden, wenn dies notwendig ist.

Beim Sichten erfolgt das Klassieren durch Ausnutzung von unterschiedlichen Sinkgeschwin digkeiten unterschiedlich großer Partikel in einem Gasstrom. Dieses Verfahren eignet sich insbesondere für große Pulvermengen, wobei zuvor auch eine Siebung erfolgen kann. Beim Sichten kann der Trennschnitt durch die Gasmenge, die durch den Sichter geführt wird und die Abweiseraddrehgeschwindigkeit beeinflusst werden.

In Figur 3 erkennt man eine beispielhafte mögliche Korngrößenverteilung beim erfindungs gemäßen Werkstoff. Diese Korngrößenverteilung ist durch die Tabelle gemäß Figur 4 ge kennzeichnet.

Um derartige Pulver zu charakterisieren wird die Partikelgröße bestimmt, die Sphärizität und die Rieselfähigkeit. Insbesondere wird eine optische Analyse und Überprüfung des Pulvers über REM-Aufnahmen durchgeführt. Bei Korngrößen <20 pm ist das Pulver insbesondere für das sogenannte Metal-Injection-Molding-Sinterverfahren und das sogenannte Binder-Jetting- Verfahren geeignet.

Korngrößenverteilungen von 15 - 63 pm, insbesondere 15 - 45 pm, werden insbesondere bei Laserpulverbettverfahren (z.B. Selective Laser Melting) oder Electron-Beam-Melting ver wendet, während Pulver mit einer Größe >45 pm beim Laser-Metal-Deposition-Verfahren und beim Direct-Energy-Deposition-Verfahren verwendet werden.

Selbstverständlich können derartige Pulver auch für heißisostatische Pressverfahren verwen det werden.

Die Figuren 5a und 5b zeigen Aufnahmen mit unterschiedlicher Vergrößerung eines typi schen, aus dem erfindungsgemäßen Material erzeugten Pulvers.

Das so gewonnene Pulver ist dann für die Verarbeitung bereit.

Nachfolgend soll die Verarbeitung im Pulverbettverfahren näher erläutert werden.

Figur 6 zeigt das Prozessfenster des erfindungsgemäßen Materials in Pulverform, wobei man erkennt, dass ein sehr breiter Bereich an Laserenergie möglich ist und dazu auch ein sehr großer Bereich an Laserfortschrittsgeschwindigkeit, so dass hier sehr eindrucksvoll dargelegt ist, dass das erfindungsgemäße Stahlmaterial in Pulverform sich in besonders gutmütiger Weise verdrucken lässt, so dass eine große Bandbreite von herkömmlichen AM- bzw. 3D- Druckern verwendet werden kann, ohne den Bereich zu verlassen, in dem sehr gute Ergeb nisse erzielt werden. Aufgrund des niedrigen Kohlenstoffgehaltes von um die 0,19 Gew.-% ist mit dem erfindungs gemäßen Material eine Pulverbettvorwärmung nicht notwendig, was den Druckprozess weiter erheblich vereinfacht.

In dem angegebenen Prozessfenster gemäß Figur 6 ist eine sehr hohe Stabilität der Porosität vorhanden, welche bei 0,01 - 0,03 % liegt, was ebenfalls zeigt, wie gut und einfach der erfin dungsgemäße Werkstoff verdruckbar ist.

Bei der Verwendung eines herkömmlichen Druckers EOS M290 können beispielsweise Laser leistungen von 200 - 275 W bei einer Scangeschwindigkeit von 775 - 1000 mm/sec verwen det werden. Verwendbare Schichthöhen liegen zwischen 30 und 60 pm bei einem Linienab stand von 110 pm und einem Fokusdurchmesser des Lasers von 100 pm. Die Volumenener giedichte liegt hierbei zwischen 50 und 75 Joule/mm ³ , so dass der Prozess sehr große Tole ranzen hat, die wiederum eine einfache Verdruckbarkeit gewährleisten.

Bei dem erfindungsgemäßen Werkstoff ist keine Vorwärmung nötig. Negative Auswirkung zeigt die Vorwärmung bei der Legierung Stahl 2, denn hier kommt es durch den hohen Gehalt an Schwefel zur vermehrten Rissbildung durch den zusätzlichen Energieeintrag. Der zusätzli che Energieeintrag durch die Erhöhung der Laserleistung kann zum Abdampfen des Materials, Schweißspritzern und zu einer Instabilität des Schweißbades führen (Stahl 1 und 2).

Durch gezielte Druckprozessparametervariationen konnte nachgewiesen werden, dass jegli cher erhöhter Energieeintrag, ausgehend von dem ohnehin schon sehr breiten definierten Pa rameterfenster, die Diffusion von Schwefel erhöht und somit die Tendenz zur Schwefelsegre gation und der daraus folgenden Rissbildung zunimmt. Die mit der oben genannten Anlage „EOS M290“ ohne Bauraumheizung erstellten Proben wurden erzeugt als Proben im Zustand wie gebaut bzw. wie gedruckt, ohne anschließende Wärmebehandlung und im Zustand vergü tet, wobei die Härtetemperatur einmal 850°C und einmal 950°C betrug. Abgeschreckt wurde mit Wasser. Bei dieser Vergütungsbehandlungen handelt es sich um einen Härtevorgang (850°C bzw.950°) mit einer Haltedauer von ca. 30 min. Die Dauer für den nachfolgenden An lassprozess (200°C) beträgt 2 Stunden, anschließend wurde an Luft abgekühlt.

Darüber hinaus wurden auch Proben direkt nach dem Drucken bei 200°C angelassen, ohne eine vorhergehende Härtung. Gemäß Figur 8 wurden hierbei entsprechende mechanische Untersuchungen in die Z-Baurichtung als auch in die XY-Baurichtung durchgeführt, was be deutet, dass die mechanische Beprobung einmal entsprechend des Fortschrittverlaufs der Schweißraupe (XY-Baurichtung) erfolgte und einmal in die Verschweißungsrichtung der aufei nander folgenden Lagen (Z-Baurichtung). Der eingesetzte Prototypenstahlpulverwerkstoff als niedrig legierte Stahllegierung mit dem Potenzial zur Einsatzhärtung war wie folgt (Stahl 1): 0,18% C, 0,29% Si, 0,23% Mn, 0,005% P, 0,0031% S, 0,97% Cr, 0,20% Mo, 1 ,27% Ni, 0,13% V, Rest Eisen und Verunreinigungen. Als Referenz wurde ein Stahl mit höherem Schwefelgehalt und ansonsten gleicher Zusammenset zung herangezogen (Stahl 2 mit 0,051 % S). Außerdem wurde mit ein Standard-16MnCr5 ver glichen.

Die mechanischen Eigenschaften wurden verglichen mit zwei anderen Werkstoffen entspre chend Figur 9. Der Zugversuch wurde gemäß DIN EN ISO 6892-1 durchgeführt mit dem Pro benkörper B02 und Verfahren B. Die Kerbschlagarbeit wurde ermittelt gemäß Kerbschlagbie geversuch ASTM E23 bei Raumtemperatur und Charpy-V-Proben. Die Härte in Rockwell C wurde ermittelt gemäß ASTM E18-17.

In Figuren 10 und 11 erkennt man zunächst die Festigkeitswerte, gemessen an der Zugfestig keit (R _m in MPa) im gedruckten, aber nicht wärmebehandelten Zustand. Hierbei erkennt man in Figur 10 den gedruckten Zustand liegend, also in XY-Richtung, und in Figur 11 im gedruck ten Zustand stehend.

Ein Vergleich zwischen Stahl 1 und Stahl 2 zeigt, dass die Zugfestigkeiten R _m sowohl im ge druckt liegenden Zustand als auch im gedruckt stehenden Zustand keine großen Unterschiede zeigen. In beiden Fällen ist eine sehr hohe Zugfestigkeit von an die 1200 MPa erzielbar. Auch die 0,2-%-Dehngrenze (R _P o,2 in MPa) ist bei beiden Stählen vergleichbar hoch.

Betrachtet man jedoch die Bruchdehnung (A5 in %) sowie die Brucheinschnürung (Z in %), erkennt man, dass der Stahl 1 dem Stahl 2 weit überlegen ist. Dies wird unter anderem auf den negativen Einfluss des Schwefels zurückgeführt.

Die Figuren 12 und 13 zeigen die vorgenannten Beispiele, jedoch zusätzlich zu dem Zustand wie gedruckt mit einem nachfolgenden Anlassprozess. Hierbei ergibt sich kein wirklich geän dertes Bild, auch hierbei ist im Hinblick auf die Bruchdehnung sowie die Brucheinschnürung der Stahl 1 dem Stahl 2 weit überlegen.

Die Figuren 14 und 15 zeigen den Vergleich dreier Werkstoffe bei einer Härtung nach dem Verdrucken bei 850°C und einer nachfolgenden Anlassbehandlung bei 200°C. Die Festig keitswerte (R _m ) liegen beim erfindungsgemäßen Werkstoff im Bereich des 16MnCr5. Bei ste hend gebauten Proben zeigt der erfindungsgemäße Werkstoff höhere Festigkeiten (R _m ), näm- lieh mehr als 1400 MPa. Auch in Bezug auf die Brucheinschnürung (Z) übertrifft der erfin dungsgemäße Werkstoff den 16MnCr5 bei stehenden Proben um ca. 20%. Somit besitzt der erfindungsgemäße Werkstoff bei einer höheren Festigkeit zusätzlich noch eine höhere Duktili tät im Vergleich zum bekannten Werkstoff. In Bezug auf den Stahl 2 mit dem höheren Schwe felgehalt zeigt der erfindungsgemäße Werkstoff eine um 200 MPa höhere Festigkeit (R _m ). Bei der Bruchdehnung und Brucheinschnürung ist der erfindungsgemäße Werkstoff dem Ver gleichswerkstoff aus den Figuren zuvor auch hier weit überlegen.

Bei der Wärmebehandlung bzw. Härtung bei 950°C und einer nachfolgenden Anlassbehand lung bei 200°C ergibt sich im liegenden und stehenden Zustand ein ähnliches Bild in Figuren 16, 17 wie in den Figuren 14, 15. Es kann jedoch festgestellt werden, dass die maximale Fes tigkeit des Stahl 1 bei einer Wärmebehandlung mit 850°C Härtetemperatur erreicht wird.

Vergleicht man nun die Zähigkeit, erkennt man, dass zwar die Festigkeitswerte des Stahl 2 im Gegensatz zum Stahl 1 im gedruckten Zustand nahezu gleich sind, jedoch ist der Stahl 1 im Bereich der Zähigkeit dem Stahl 2 weit überlegen. Die hohe Kerbschlagarbeit im gedruckten Zustand ist offensichtlich auf die feine Kornstruktur zurückzuführen, welche durch den Druck prozess mit seiner raschen Erstarrung entsteht und andererseits durch die adaptierte Legie rungszusammensetzung, die auf den Druckprozess optimiert ist. Insbesondere macht sich hier auch die erfindungsgemäße Zulegierung von Vanadium bemerkbar, denn diese verschiebt den Perlitbereich zu höheren Zeiten, dass ein eher bainitisches Gefüge erzielt wird, welches die Zähigkeit begünstigt. In den Figuren 18 und 19 erkennt man, dass die Härten, gemessen in HRc im Übrigen gleich sind, während die Zähigkeitswerte frappierend weit auseinander lie gen.

In den Figuren 20 und 21 sind die beiden Werkstoffe gegenübergestellt, welche nach dem Drucken direkt angelassen wurden. Das Bild ist ähnlich wie im lediglich gedruckten Zustand, die Kerbschlagarbeit hat jedoch im Vergleich zum lediglich gedruckten Zustand etwas abge nommen. Auch dies zeigt eindrucksvoll, dass mit dem Stahl 1 in einfacher Weise schon mit dem gedruckten Material ohne Nachbehandlung hervorragende Eigenschaften erzielt werden.

In den Figuren 22 und 23 ist der Werkstoffvergleich gezeigt, jedoch zusätzlich noch mit dem 16MnCr5 im bei 850°C gehärteten und bei 200°C angelassenen Zustand. Hierbei erkennt man, dass die Kerbschlagarbeitswerte (K _v in J) des Stahl 1 deutlich über jeden des 16MnCr5 liegen und wie bereits auch nachgewiesen natürlich auch gegenüber dem Stahl 2. Wie in den Figuren 24 und 25 zu sehen, steigt beim 16MnCr5 die Kerbschlagarbeit, wenn man die Härtetemperatur erhöht, was auf eine Kornvergröberung zurückgeführt wird. Die Härte ist bei allen Werkstoffen annähernd gleich und selbst die Erhöhung der Kerbschlagarbeit beim 16MnCr5 erreicht zu keinem Zeitpunkt die hervorragenden Zähigkeitswerte des Stahl 1.

In Figur 26 ist eine Übersicht über die Gefüge des 16MnCr5 im Vergleich zur Erfindung (Stahl 1) gezeigt.- Stahl 1 (Fig.26 a) zeigt ein martensitisch/ bainitisches Gefüge, welches sich durch die Zugabe von Vanadium einstellt. Die Korngröße beträgt ungefähr 10pm. Die Figur 26 b zeigt das Gefüge des 16MnCr5, welches rein martensitisch ist und die Korngröße beträgt ca. 20pm. Erhöht man die Härtetemperatur beim 16MnCr5 auf 970°C, so kommt es zu einer Kornvergröberung (Figur 26 c).

Figur 27 zeigt die Kerbschlagarbeit Kv des gedruckten Bauteils ohne Wärmebehandlung in Abhängigkeit des Schwefelgehalts. Die restlichen Legierungselemente sind analog zu Stahl 1 bzw. Stahl 2. Es wurden je 3 Proben getestet, die Standardabweichung beträgt ±10%. Durch Reduktion des Schwefelgehalts konnte die Kerbschlagarbeit deutlich verbessert werden. Bei 0,003% S betrug sie 140 J.

Bei dem Stahl 1 ist von Vorteil, dass dieser auch ohne nachfolgende Wärmebehandlung be reits überragende mechanische Eigenschaften zeigt, die zudem auch noch in einem sehr wei ten Prozessfenster erzielbar sind, so dass dieser Werkstoff quasi von„jedermann“ mit großem Erfolg verdruckbar ist. Damit wird es möglich, nicht nur Prototypen, sondern auch seriennahe Bauteile oder Kleinserien in einfacher Weise mit großem Erfolg zu erzeugen, was für die Er zielung einer weiten Verbreitung des 3D-Druckprozesses notwendig ist und zudem auch die Kosten bei derartigen Druckprozessen niedrig hält. Bei der Erfindung ist zudem von Vorteil, dass durch die angepasste Legierungslage keine Veränderung der Bauteilgeometrie stattfin det, da Restaustenit nach dem Druckprozess vermieden wird. Die unerwünschte Umwandlung von Restaustenit zu Martensit würde zu einer Volumszunahme von 3% führen. Die dadurch entstehenden Spannungen können zu Bauteilschädigungen führen.

Aufgrund der angepassten chemischen Zusammensetzung kann der Werkstoff nach dem Druckprozess bzw. auch nach dem wärmebehandelten Zustand weiter verarbeitet werden. Weitere Verarbeitungsverfahren sind zum Beispiel Oberflächenbehandlungsverfahren, wie das Einsatzhärten, das Nitrieren und das Karburieren. Auch Reparaturschweißverfahren, wie zum Beispiel das Laser-Deposition-Verfahren (LMD) oder das Direkt-Energy-Deposition-Verfahren (DED) können durchgeführt werden. Der Werkstoff ist auch Oberflächenverfestigungsverfah- ren durch mechanische Einwirkung, wie zum Beispiel das Kugelstrahlen oder Festwalzen zu gänglich.