DE2829369B2 - Verfahren zum Ausbilden von harten, verschleißfestenMetallkarbide enthaltenden Überzügen - Google Patents
Verfahren zum Ausbilden von harten, verschleißfestenMetallkarbide enthaltenden ÜberzügenInfo
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Description
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Ausbilden von harten, verschleißfesten, Metalikarbide enthaltenden
Überzügen auf metallischen Substraten im Plasmaspritz- oder Explosionsplattierverfahren.
Eine Vielzahl von Komponenten in Steuervorrichtungen (Ventilen, Drosseln und dergleichen). Maschinen
(Lagern, Zylindern, Kolben usw.) sowie Werkzeugen (Klauenzähnen, Spannfuttern, Rollen und dergleichen)
erfordert Oberflächen, die einem schleifenden, adhäsiven und erosiven Verschleiß, häufig in einem korrodierenden
Mesium, standhalten. Ein Beispiel dafür ist ein Auslaßventil einer Brennkraftmaschine, das oxidierende
Gasströme hoher Geschwindigkeit aushalten muß, die häufig Kohlenstoffpartikel enthalten und zu starker
Erosion führen. Ein anderes Beispiel ist die Spitze einer Gasturbinenschaufel, die nicht nur den heißen korrodierenden
Gasen, sondern auch dem schleifenden und adhäsiven Verschleiß widerstehen muß, der durch Stoß
und Reiben gegenüber dem Maschinengehäuse verursacht wird. Es ist bekannt, harte, verschleißfeste
Schichten auszubilden, indem beispielsweise Einsätze aus harten Werkstoffen an kritischen Bereichen
aufgelötet oder harte Überzüge auf die Obe; flächen durch Explosiersplattieren, Plasmaspritzen (mit übertragenem
und nichtübertragenem Lichtbogen), Elektroplattieren, Zerstäuben oder Ionenplattieren aufgebracht
werden. Die Verwendung von Einsätzen ist aber kostspielig und mit den meisten praktischen Anwendungen
nicht kompatibel. Bekannte, u.a. auch aus Metallkarbiden bestehende Explosionsplattierüberzüge
(US-PS 34 73 943) sind hinsichtlich der auftragbaren Dicke und der anwendbaren geometrischen Formen
beschränkt. Außerdem können sie bei Anwendungen mit hohem Volumen relativ kostspielig sein. Das
Zerstäuben und Ionenplattieren ist noch kostenaufwendiger. Das Elektroplattieren ist mit Bezug auf die
effektiv anwendbaren Werkstoffe sehr beschränkt, wobei Chrom vielleicht der härteste der Werkstoffe ist,
die zur Erzielung von Verschleißfestigkeit vorgesehen werden.
Verschiedene Schweißverfahren werden in mehr oder minder großem Umfang benutzt, um Hartauftragwerkstoffe
mit guter Verschleißfestigkeit auch bis zu sehr dicken Schichten aufzutragen. So ist es bekannt
(DE-OS 24 33 814), im Plasmaspritzverfahren Molybdänpulver aufzubringen, das bis zu 8,0 Gew.-%
Sauerstoff enthält, dem 0,5 bis 45 Gew.-% Nickel, Kobalt, Eisen, Titan, Vanadium, Chrom, Aluminium,
Wolfram, Tantal, Rhenium und/oder Zirkonium zulegiert oder zugemischt sind und dem gegebenenfalls
ferner ein oder mehrere Karbide der Elemente Titan, Tantal, Niob, Chrom und/oder Molybdän in Anteilen
von bis zu 90 Gew.-% und/oder bis zu 10 Gew.-% elementares Silizium und/odei Siliziumverbindungen
mit Sauerstoff, Stickstoff, Kohlenstoff oder Wasserstoff zugegeben sind. Anders als bei den vorstehend
genannten Verfahren wird dabei der Hartauftragwerkstoff auf der Oberfläche des Substrats geschmolzen. Es
kommt stets zu einer erheblichen Verdünnung mit dem
Substratmetall. Dies ist auf eine starke Vermischung des schmelzflüssigen Hartauftragwerkstoffes mit der Oberfläche
des Substrats zurückzuführen. Dadurch wird die Verschleißfestigkeit des Auftrags herabgesetzt; kostspieliger
Werkstoff geht verloren. Zu weiteren Werkstoffverlusten kommt es, weil die Steuerung des
Prozesses nur in beschränktem Maße möglich ist und sehr rauhe Oberflächen ausgebildet werden, so daß
häufig große Werkstoffmengen durch Schleifen beseitigt werden müssen, bevor die Komponente für den
vorgesehenen Zweck verwendet werden kann. Daher sind auch die Schleifkosten hoch. Mit übertragenem
lichtbogen arbeitende Plasmaauftragsverfahren sind den anderen Auftragsschweißprozessen dahingehend
ähnlich, daß die Oberfläche und der Überzug geschmolzen werden. Weil der Prozeß jedoch besser gesteuert
werden kann, geht weniger, aber immer noch eine erhebliche Menge an Werkstoff durch Verdünnungsvorgänge
verloren. Außerdem kommt es häufig zu übermäßiger Rauheit
Im Plasmaverfahren mit nichtübertragenem Lichtbogen aufgebrachte Überzüge (im folgenden einfach als
Plasmaüberzüge bezeichnet) lassen sich in genau beherrschbarer Weise auftragen, so daß nur wenig
Werkstoff verlorengeht Dabei wird der in der Regel pulverförmige Überzugswerkstoff geschmolzen und
mittels des raschen Plasmagasstroms beschleunigt sowie gegen ein Substrat gerichtet, das auf einer
Temperatur von weniger als ungefähr 1500C gehalten wird. Nach dem Auftreffen auf das Substrat erstarren
die Teilchen sofort, ohne daß es in nennenswertem Umfang zu einer Aufheizung des Substrats kommt. Die
Verbindung zwischen dem Überzug und dem Substrat ist daher in erster Linie mechanisch, obwohl bei einigen
wenigen Überzügen aus Werkstoffen wie Molybdän und Wolfram gewisse Anzeichen für eine sehr dünne
metallurgische Reaktionszone gefunden wurden. Für zahlreiche Anwendungsfälle ist das Auftragen eines
Überzuges ohne nennenswertes Erhitzen des Substrats ein eindeutiger Vorteil, weil das Substrat zwecks
Optimierung seiner mechanischen Eigenschaften wärmebehandelt und auf die Endabmessungen maschinell
bearbeitet werden kann, ohne daß die Gefahr besteht, daß es während des Aufbringens des Überzuges zu
Änderungen der Eigenschaften oder Abmessungen kommt
Wenn jedes Teilchen auf die Oberfläche auftrifft und dort während des Plasmaauftragverfahrens erstarrt,
erzeugt es eine gewisse Restspannung. Es ist noch nicht möglich, die Restspannung zu berechnen, die bei einer
vorgegebenen Kombination von Überzug und Substrat zu erwarten ist. Näherungsweise kann davon ausgegangen
werden, daß die thermischen Spannungen dadurch erzeugt werden, daß zunächst der Überzug von seinem
Schmelzpunkt auf die Temperatur des Teils während der Beschichtung abgekühlt und das beschichtete Teil
dann seinerseits auf Umgebungstemperatur abgekühlt wird. Dies stellt jedoch eine große Vereinfachung dar,
insbesondere weil bei jedem Überlaufen der Oberfläche durch den Plasmabrenner das Plasmagas zu einem
vorübergehenden Temperaturanstieg an der Oberfläche des Substrats (oder des Überzuges, falls es sich nicht um
die erste Beschichtungslage handelt) führt und die aufprallenden Pulverteilchen vermutlich einen noch
größeren kurzzeitigen Temperaturanstieg verursachen. Bei jedem Durchgang des Brenners wird ferner eine
Reihe von Teilchenschichten aufgetragen, was zu einem zusätzlichen Temperaturgradienten innerhalb der Teilchenschichten
führt Die maximal auftragbare Dicke eines gegebenen Überzugs ist daher eine komplexe
Funktion der Bindungsfestigkeit zwischen Überzug und Substrat Die Restspannung wird von Faktoren wie der
Auftragsgeschwindigkeit den Wärmeausdehnungskoeffizienten
des Überzugs und des Substrats, deren Wärmekapazitäten, der Wärmeleitfähigkeit den mechanischen
Eigenschaften, den vor dem Aufprall herrschenden Temperaturen und dergleichen beeinflußt
Bei Anwendung von konventionellen Plasmaauftragverfahren werden etwa die folgenden Werte für die
größten Dicken von häufig vorgesehenen Überzügen auf flachen Oberflächen erreicht:
reines Ni über | 2^0 mm |
Legierung aus | |
80 Gew.-% Ni und 20 Gew.-% Cr | 0,51 mm |
Co-Basislegierungen im allgemeinen | 038 mm |
Legierung aus 28 Gew.-% Cr; | |
1,1 Gevv.-% C,- l,0Gew.-% Si | 0,25 mm |
4,0 Gew.-% W; bis zu 3,0 Gew.-°/o Fe; | |
bis zu 3,0 Gew.-% Ni; Rest Co | 0,25 mm |
Cermet aus | |
88 Gew.-% WC und 12 Gew.-°/o Co | 0,38 mm |
Cermet aus | |
85 Gew.-% Cr3C2 und 15 Gew.-% | 0,38 mm |
einer Legierung eus | |
80 Gew.-% Ni und 20 Gew.-% Cr | |
Al2O3 | 0,76 mm |
Cr2O3 | 0,30 mm |
Es ist üblich, das Substrat vor dem Aufbringen eines Plasmaüberzugs vorzuerhitzen, um adsorbiertes Wasser
und Gase auszutreiben. Dies geschieht normalerweise unter Verwendung des Plasmabrenners selbst ohne daß
Pulver fließu Das Teil wird nicht über 150°C erhitzt; dieses Vorgehen hat wenn überhaupt wenig Einfluß auf
die Restspannung.
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zum Ausbilden von harten, verschleißfesten,
Metallkarbide enthaltenden Überzügen zu schaffen, das es erlaubt im Vergleich zu den Ergebnissen bekannter
Verfahren die Härtewerte und die erzielbaren Schichtdicken weiter zu steigern sowie besonders hohe
Auftragsleistungen zu erreichen.
Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß
a) das Substrat auf eine Temperatur im Bereich von 3500C bis 1000° C vorerhitzt wird, und daß
b) eine Zusammensetzung aufgebracht wird, die aus Kohlenstoff, mindestens einem ersten Metall aus
der Eisen, Nickel, Kobalt und deren Legierungen umfassenden Gruppe sowie aus mindestens einem
zweiten Metall aus der Chrom, Wolfram, Tantal, Silizium, Niob, Vanadium, Titan, Molybdän, Zirkonium
und Hafnium umfassenden, Karbide bildenden Gruppe von Metallen besteht
c) und das Substrat während des Auftragens so lange innerhalb des Vorerhitzungstemperaturbereiches
gehalten wird, bis unter Erzeugung des harten, verschleißfesten Überzuges eine feine, gleichförmige
Dispersion von Karbidteilchen innerhalb des Überzuges ausgebildet ist.
Es wurde gefunden, daß durch Vorerhitzen des Substrats auf den genannten Temperaturbereich Überzüge
aufgetragen werden können, die mehr als fünfmal
dicker als Oberzüge sind, die sich unter konventionellen
Bedingungen fertigen lassen. Das Vorerhitzen erfolgt vorliegend auf eine wesentlich höhere Temperatur als
bei den bekannten Verfahren. Außerdem wird das Substrat während des gesamten Beschichtungsverfah- -,
rens auf erhöhter Temperatur gehalten. Der Kürze halber sind dieses Vorerhitzen und das Aufbringen des
Oberzuges bei erhöhter Temperatur im folgenden kurz als »Warmauftrag« bezeichnet. Die Mindesttemperatur,
die für eine vorgegebene Kombination aus Überzug und in
Substrat notwendig ist, läßt sich einfach empirisch bestimmen. Der Warmauftrag erwies sich als besonders
geeignet für Kobaltbasislegierungen, weil bei diesen Werkstoffen unter normalen Auftragsbedingungen sehr
hohe Spannungen auftreten. ι j
Zwar hat man bereits den Einfluß der Substrattemperatur auf die Dichte und die Bindung eines selbstgehenden
Überzugs aus einer Legierung mit 80 Gew.-°/o Ni, Cr, 3 Gew.-% B, Si (genaue Zusammensetzung nicht
angegeben) auf einem Stahl mit 03 bis 18 Gew.-% Cr untersucht (Doroyhkin und Kuznetsow, »Plasma Spraying
of Self-Fluxing Alloys onto Heated Substrates«, Poroshkovaya Metallurgiya, Nr. 12 [144], Seiten 51 —56,
Dezember 1974). Selbstgehende Legierungen werden aber normalerweise mit einer Thermosprüheinrichtung 2>
aufgetragen und anschließend auf dem Substrat geschmolzen, beispielsweise mit einem Acetylen-Sauerstoff-Brenner
oder durch Behandlung im Ofen. Das B und Si neigen zur Bildung eines Flußmittels, das Oxide
auflöst, die während des Auftragens gebildet werden, in
und das zusätzliche Oxidation während des Schmelzens beschränkt Diese Werkstoffe wurden früher als im
Plasmaverfahren aufgetragene Überzüge vorgeschlagen, jedoch zur Verwendung unter normalen Bedingungen
bei einer auf ungefähr 150° C beschränkten r> Substrattemperatur. Bei derartiger Anwendung sollen
sie zu einem etwas dichteren Überzug führen, als er normalerweise erzielt wird. Dieser Effekt ist vermutlich
auf den niedrigeren Schmelzpunkt und die höhere Fließfähigkeit zurückzuführen, die durch die B- oder
Si-Zusätze verursacht werden, sowie auf deren Rußmitteleigenschaften.
Doroyhkin und Kuznetsov berichten, daß durch Vorerhitzen des Substrats auf über 800° C
Überzüge mit einer Porosität von weniger als 2% erzielt werden konnten. Diese hohe Dichte wird dem Fließen -ΐί
von schmelzflüssigem Material auf der Oberfläche während des Auftragens zugeschrieben. Es wird eine
stetig zunehmende Überzugsdichte bei steigenden Substrattemperaturen zwischen 20 und 8000C angegeben,
jedoch darauf hingewiesen, daß die Härte des w Überzugs konstant blieb. Wenn die Substrattemperatur
800° C überschritt, nahm die Härte des Überzugs ab. Bei den diskutierten Arbeiten hatten das Vorerhitzen des
Substrats und/oder der Warmauftrag den Zweck, entweder dieRestspannung im Überzug zu beherrschen
oder die Überzugsdichte zu erhöhen; bei allen Überzügen handelte es sich um konventionelle metallische
Mischkristallegierungen, die gegebenenfalls intermetallische
Ph?sen gebildet haben können.
_ Vorliegend wurde dagegen festgestellt, daß bei t>o Überzügen, die Karbide enthalten, eine überraschende Steigerung der Härte und der Verschleißfestigkeit durch Warmauftrag erreicht werden können, wobei die im Einzelfall angewendete Vorerhitzungstemperatur eine Funktion der Zusammensetzung von Überzug und t>5 Substrat ist Bei dem Verfahren nach der Erfindung wird zusätzlich zu Karbiden, die sich gegebenenfalls bei normalem Kaltauftrag ergeben, eine feine Ausscheidungsdispersion von Karbiden gebildet. Die im einzelnen erhaltene Karbidzusammensetzung hängt naturgemäß von der Zusammensetzung des Überzugs ab. Der Mechanismus der Verfestigung aufgrund von Warmauftrag ist noch nicht völlig geklärt; er ist jedoch offenbar mit dem erhaltenen besonderen Mikrogefüge verbunden. Von zusätzlichem Vorteil i^t, daß bei einem Warmauftrag Karbidüberzüge von größerer Dicke und bei höherer Auftragsleistung als bei konventionellem Vorgehen hergestellt werden können.
_ Vorliegend wurde dagegen festgestellt, daß bei t>o Überzügen, die Karbide enthalten, eine überraschende Steigerung der Härte und der Verschleißfestigkeit durch Warmauftrag erreicht werden können, wobei die im Einzelfall angewendete Vorerhitzungstemperatur eine Funktion der Zusammensetzung von Überzug und t>5 Substrat ist Bei dem Verfahren nach der Erfindung wird zusätzlich zu Karbiden, die sich gegebenenfalls bei normalem Kaltauftrag ergeben, eine feine Ausscheidungsdispersion von Karbiden gebildet. Die im einzelnen erhaltene Karbidzusammensetzung hängt naturgemäß von der Zusammensetzung des Überzugs ab. Der Mechanismus der Verfestigung aufgrund von Warmauftrag ist noch nicht völlig geklärt; er ist jedoch offenbar mit dem erhaltenen besonderen Mikrogefüge verbunden. Von zusätzlichem Vorteil i^t, daß bei einem Warmauftrag Karbidüberzüge von größerer Dicke und bei höherer Auftragsleistung als bei konventionellem Vorgehen hergestellt werden können.
Weitere Ausgestaltungen der Erfindung ergeben sich aus den Unteransprüchen. Die Erfindung ist im
folgenden anhand von bevorzugten Ausführungsbeispielen näher erläutert.
Die wesentlichen Unterschiede lassen sich am besten veranschaulichen, wenn man die in der untenstehenden
Tabelle I angegebenen Überzüge im Falle von Warmauftrag und Kaltauftrag vergleicht, d. h, wenn der
Auftrag erfolgt, nachdem dem Substrat eine erhebliche Wärmemenge zuvor zugeführt wurde und während das
Substrat auf der Vorheiztemperatur gehalten wird, im Gegensatz zu einem auf konventionelle Weise vorgenommenen
Auftrag. Die speziellen Wannauftragtemperaturen wurden so gewählt, daß das Anhaften eines
1 mm dicken Überzugs auf einem Substrat aus rostfreiem Stahl mit 19 Gew.-% Cr110 Gew.-% Ni, bis
zu 0,08 Gew.-% C, bis zu 2 Gew.-% Mn, bis zu 1 Gew.-%
Si, Rest Fe gewährleistet war. Die NiCr+Al2O3-ObCrzüge
bildeten dabei eine Ausnahme, weil ein 1 mm dicker Übezrug aus diesem Werkstoff bei Raumtemperatur
aufgebracht werden kana Die Vergleichseigenschaften der Überzüge sind in der folgenden Tabelle Il
zusammengestellt, und zwar sowohl für nicht nachbehandelte
als auch für wärmebehandelte Überzüge,
Überzug Nennzusammensetzung | * maximal· | Temperatur |
des Überzugs | ||
Gew.-"/., | C | |
1 28 Cr, 1,1 C, 1,0 Si, | 540-590 | |
4,0 W, 3,0 Fe*. 3,0 Ni*, | ||
Rest Co | ||
2 11,5Co, 4,OC, Rest W | 370-480 | |
3 10 AI2O,** + 22,5 Cr, | 590-700 | |
6.3 AI, 9 Ta, 0,7 Y, | ||
0,6 C, 0,6 Si, Rest Co | ||
4 75 Al2O,** + 18.5 Cr, | 170-220 | |
Rest Ni | ||
** AIjO? vorliegend als ein mechanisches Pulvergemisch mil | ||
der vorlegierten metallischen Komponente. |
Anmerkungen:
Der Überzug 1 bildet überwiegend eine Wolframkarbidausscheidung;
der Überzug 2 bildet Wolframkarbide;
der Überzug 3 bildet Tantal !carbide;
der Überzug 4 bildet keine Karbide.
der Überzug 3 bildet Tantal !carbide;
der Überzug 4 bildet keine Karbide.
Bei dem Substrat handelte es sich in allen Fällen um rostfreien Stahl mit 19 Gew.-% Cr, 10 Gew.-% Ni, bis zu
0.08 Gew.-% C. bis zu 2 Gew.-% Si, Rest Fe.
7 | Verfahren | 28 29 | 369 | 8 | Härte | |
Tabelle II | Dichte gleich % | |||||
Überzug | Vor/nach 4-stündg. | Dichte | d. theoret. | (Vickers Härte-Z.) | ||
üblich | Wärmebehdlg. | Dichte*1 | 441 | |||
üblich | bei 1080 C | 382 | ||||
warm | (g/cm3) | 89% | 755 | |||
1 | warm | vor | 7,5 | - | 443 | |
üblich | nach | - | 97% | 277 | ||
üblich | vor | 8,1 | - · | 280 | ||
warm | nach | - | 88% | 313 | ||
4 | warm | vor | 6,9 | 90% | 228 | |
üblich | nach | 7,0 | 93% | 724 | ||
üblich | vor | 7,3 | - | 786 | ||
warm | nach | - | 84% | 1231 | ||
2 | warm | vor | 12,5 | 88% | 1264 | |
üblich | nach | 13,0 | 94% | 614 | ||
üblich | vor | 13,9 | 92% | 505 | ||
warm | nach | 13,6 | 90% | 948 | ||
3 | warm | vor | 6,6 | 93% | 661 | |
nach*2 | 6,9 | 96% | ||||
vor | 7,0 | 96% | ||||
nach*' | 7,0 | |||||
*' Die theoretische Dichte wurde der Literatur für gegossene oder geschmiedete Werkstoffe entnommen.
*: Infolge einer Störung des Ofens erfolgte die Wärmebehandlung 4 Stunden lang bei 1120 C.
*' Infolge einer Störung des Ofens erfolgte die Wärmebehandlung 3 Stunden lang bei 1080 C".
Vergleicht man die Eigenschaften der nicht nachbehandelten Überzüge entsprechend Tabelle II, so zeigt
sich sofort, daß der Warmauftrag die Härte der drei karbidbildenden Kobaltbasislegierungsüberzüge 1, 2
und 3 wesentlich steigert, daß dies jedoch bei dem Oberzug 4 mit Mischkristallgefüge nicht der Fall ist.
Dies gilt, obwohl die Dichte des Oberzugs 4 ungefähr in
der gleichen Weise zunimmt wie im Falle des Oberzugs 3. Festzuhalten ist ferner, daß ein Vergleich der
Oberzüge 3 und 4 zeigt, daß die AI2O3-Dispersion,
obwohl sie die Verschleißfestigkeit gegenüber der Mischkristallegierung verbessern kann, das Ansprechverhalten
auf Warmauftrag nicht beeinflußt. Eine Prüfung des Mikrogefüges der Oberzüge offenbart
einen deutlichen Gefugeunterschied zwischen der Warm- und der Kaltversion der Überzüge 1, 2 und 3.
was jedoch nicht für den Oberzug 4 gilt Im Falle der
drei erstgenannten Überzüge wird während des Auftragens eine metastabile, sehr sehr feine Ausscheidung
gebildet, bei der es sich um Karbide (Wolfram, Tantal and/oder Chrom, je nach der Zusammensetzung
des Oberzuges) handeln dürfte, während bei dem vierten Oberzug keine Ausscheidung zu beobachten ist.
Während bei dem Oberzug 2 das Pulver aus Wolframkarbidteilchen in einem metallischen Kobaltgefüge
besteht, schmilzt und/oder löst sich der größte
Teil des im Pulver vorhandenen WC in dem Gefüge, während sich das Pulver in dem Plasma befindet Beim
Auftreffen erlaubt das extrem rasche Abkühlen, zu dem es beim normalen Kaltauftrag kommt, daß sich nur ein
Teil des W als WC ausscheidet Eine zusätzliche Menge kann als W2C, als (Co, W)6C oder als ein metastabiles
Karbid ausgeschieden werden. Eine beträchtliche Menge scheint jedoch in Losung zu bleiben; mindestens
j; kann sie unter Verwendung von Lichtoptiken nicht als
Ausscheidung aufgelöst werden. Wenige große Teilchen können den vollständigen Beschichtungsprozeß in
ungeschmolzenem Zustand durchlaufen. Beim Wannauftrag bildet sich, wie im Falle der Oberzüge 1 und 2,
eine sehr feine Ausscheidung zusätzlich zu den nach Kaltauftrag beobachteten Ausscheidungen. Es scheint
daher, daß der wesentliche Härteanstieg auf die karbidbildende Art des Oberzuges und die Größe der
Ausscheidungen oder Ausfällungen zukrückzuführen ist Während es sich bei dem speziellen Beispiel des
Oberzugs 2 um Wolframkarbid mit 114% Co handelt
werden ähnliche Ergebnisse bei der allgemeinen Klasse von Worframkarbidwerkstoffen erzielt, die zwischen
2% und ungefähr 20% Co enthalten, und zwar einschließlich der Werkstoffe, die außer dem Wolframkarbid
Zusätze an Titan-, Tantal-, Vanadium-, Niob- und Chromkarbiden aufweisen, um die mechanischen
Eigenschaften oder die Verschleißfestigkeit des Wolframkarbids zu verbessern. Ein solcher Zusatz kann bis
zu 20 Gew.-% des Wolframkarbids in Form einer Mischung oder Verbindung mit dem Wolframkarbid
oder als eine auf dem Wolframkarbid befindliche Schicht ersetzen. Ähnliche Ergebnisse werden ferner
mit anderen Einzel-, Misch- oder Verbindungskarbidsystemen
erzielt, beispielsweise bei Titankarbid in einem Nkkelgefüge oder Titan- und Tantalkarbiden in Nickel-,
Kobalt- oder Eisengefügen.
Bei den meisten der vorliegenden Überzüge ist es nicht notwendig, mit einer Oberzugstemperatur zu
i>5 arbeiten, die so hoch liegt, daß es zu einer beträchtlichen
Diffusion zwischen dem Oberzug und dem Substrat kommt Solch hohe Temperaturen während des
Auftragens können für die Härte des Oberzugs
nachteilig sein. Dessen ungeachtet kann es für einige
Anwendungen des Überzuges vorteilhaft sein, eine gewisse Interdiffusion nach dem Aufbringen des
Überzugs herbeizuführen, um die Bindungsfestigkeit zu verbessern. In der Tabelle II sind die Auswirkungen
einer derartigen Wärmebehandlung (4 Stunden bei 10800C im Vakuum) auf die warm und kalt aufgetragenen
Überzüge gezeigt. Wiederum liegt ein Unterschied zwischen dem Überzug 4 und den drei anderen
Überzügen vor. Im Falle der karbidbildenden Überzüge nimmt die Härte beim Warm- oder Kaltauftrag auf
Grund der Wärmebehandlung zu oder leicht ab. Die Warmüberzüge bleiben den Kaltüberzügen jedoch
überlegen. Im Falle des Überzugs 4 bleibt der kalt aufgetragene Überzug ungeändert, während der warm
aufgetragene Überzug etwas weicher wird; zwischen den nach den beiden Verfahren hergestellten überzügen
bestehen wenig Unterschiede. Infolgedessen ist der Warmauftrag von karbidbildenden Überzügen selbst
dann von Vorteil, wenn diese Überzüge nach dem Aufbringen wärmebehandelt werden müssen.
Eine Wärmebehandlung kann in Abhängigkeit von der vorgesehenen Zeitdauer und Temperatur zu
erheblichen Änderungen des Mikrogefüges der Überzüge führen, unabhängig davon, ob diese warm oder kalt
aufgetragen sind. 3ei Überzügen, wie dem Überzug 4, die einfache Dispersionen einer unlöslichen Phase,
beispielsweise AI2O3, in einer einfachen Mischkristallmatrix,
beispielsweise Ni-Cr1 sind, treten keine wesentlichen Änderungen auf, bis die Zeit/Temperatur-Parameter
lang bzw. groß genug sind, um Rekristallisation und Kornwachstum zu gestatten. Andererseits kann
es bei komplexeren Überzügen, beispielsweise den karbidbildenden Überzügen 1, 2 und 3, zu weiterer
Ausscheidung kommen, wenn der Auftrag kalt erfolgt ist (oder wenn der Auftrag warm erfolgt ist und nicht
der gesamte Kohlenstoff in Kombination gegangen ist); die Karbide neigen zur Bildung größerer Teilchen.
Dieses Verhalten wurde für die Überzüge 1, 2 und 3 beobachtet, wenn diese in der oben beschriebenen
ίο Weise wärmebehandelt wurden. Es versteht sich, daß
diese einzige Wärmebehandlung möglicherweise für keinen der Überzüge das Optimum darstellt und daß
eine geeignete Diffusionsbindung mit geringerem Härteverlust bei niedrigerer Wärmebehandlungstemperatur
(Temperaturen unter ungefähr 800° C sind jedoch für gewöhnlich innerhalb vernünftiger Zeitspannen
nicht effektiv) erhielt werden kann, sowie daß die Überzüge durch andere thermomechanische Behandlungen
noch weiter verbessert werden können.
Weitere Hinweise auf die Wirksamkeit des vorliegend erläuterten Vorgehens ergeben sich aus der
untenstehenden Tabelle III, in welcher die mechanischen Eigenschaften des Überzugs 3 bei Warm- und
Kaltauftrag verglichen sind. Der Warmauftrag führt offensichtlich zu einer drastischen Steigerung der
Bruchfestigkeit und des Elastizitätsmoduls des Überzugs. Außerdem erweisen in der Tabelle IV zusammengestellte
Ergebnisse von Verschleißversuchen wiederum die Überlegenheit des Warmauftrags für karbidbil-
dende Überzüge, jedoch nicht für Mischkristallüberzüge, d. h. den Überzug 4.
Warmauftrag
(nicht nachbeh.)
(nicht nachbeh.)
herkömml. Auftrag
(nicht nachbeh.)
(nicht nachbeh.)
Bruchmodul σ max.)
Bruchdehnung (ε max.)
Elastizitätsmodul (E)
Bruchdehnung (ε max.)
Elastizitätsmodul (E)
*s = Streuung.
N/mm2
s*=48 N/mm2
s*=48 N/mm2
2,98 mm/m
s=0,1 mm/m
000 N/mm2
s= 10 000 N/mm2
3
s=0,1 mm/m
000 N/mm2
s= 10 000 N/mm2
3
372 N/mm2
s=41 N/mm2
s=41 N/mm2
4,48 mm/m
s=0,3 mm/m
s=0,3 mm/m
83 000 N/mm2
s= 13 000 N/mm2
s= 13 000 N/mm2
Belastung*** 1335 N
Nicht nachbehand. Block
Nicht nachbehand. Block
herkömmlicher Auftrag
Wärmebehandelter Block
Warmauftrag
herkömmlicher Auftrag
Warmauftrag
herkömmlicher Auftrag
Belastung 2000 N
Warmauftrag
herkömmlicher Auftrag
Warmauftrag
herkömmlicher Auftrag
90
133
133
100
33
33
3560
1141
1141
1516
163
163
3,4
8,3
8,3
nicht getestet
Überzug durchgeschliffen
Überzug durchgeschliffen
herkömmlicher Auftrag
Wärmebehandelter Block
Warmauftrag
herkömmlicher Auftrag
Warmauftrag
herkömmlicher Auftrag
22
31
31
Überzug durchgeschliffen bei Belastung
mit 1335 N
mit 1335 N
44
153
153
Verschleißnarbenvolumen, ermittelt gemäß dem Verfahren ASTM D 2714-68 in einer Block/Ring-Verschleißtestmaschine
unter Verwendung von llydraulikfluid, nach 5400 Umdrehungen (bei 180 l/min) von Ringen aus Stahl mit 1,8 Gew.-% Ni;
0,25 Gew.-% Mo; 0,18 Gew.-% Si; 0,55 Gew.-% Mn; 0,20 Gew.-% C; bis zu 0,035 Gew.-% P; bis zu 0,040 Gew.-% S,
Rest Fe gegenüber überzogenen Blöcken. Das auf Petroleumbasis beruhende llydraulikfluid hatte eine Viskosität von
5,0 mm2/s bei 99 C, 14,0 mm2/s bei 37,8 C und 500 mmVs bei -40 C, einen Stockpunkt von -59,4 C und einen Flammpunkt
von 93,3 C Für jede Gruppe von Bedingungen wurden zweifache Versuche durchgeführt; die Ergebnisse wurden
gemittelt Die Blocknarbenvolumen wurden aus der projizierten Narbenfläche berechnet.
Zusammensetzungen entsprechend Tabelle I.
Unter Belastung wird die senkrechte Kraft zwischen Ring und Block verstanden.
Zusammensetzungen entsprechend Tabelle I.
Unter Belastung wird die senkrechte Kraft zwischen Ring und Block verstanden.
Als praktische Anwendung des vorliegenden Verfahrens wurden Auslaßventile von Brennkraftmaschinen
mit einer Legierung aus 28 Gew.-% Cr; 1,1 Gew.-% C; jo
1,0 Gew.-% Si; 4,0 Gew.-% W; bis zu 3,0 Gew.-% Fe; bis
zu 3,0 Gew.-% Ni, Rest Co überzogen, nachdem das
Ventil auf eine bestimmte erhöhte Temperatur gebracht war. Eine Anzahl von unterschiedlichen Maßnahmen
kann zum Vorerhitzen des Ventils vorgesehen werden, » beispielsweise induktives Erhitzen, Ernitzen mit der
Plasmavorrichtung selbst ohne Pulverfluß und/oder Erhitzen mit einem zusätzlichen Acetylen-Sauerstoff-Brenner.
Die beiden letztgenannten Maßnahmen wurden versucht; sie erwiesen sich als befriedigend, w
Nach dem Vorerhitzen des Ventils auf die für das Oberziehen vorgesehene Mindesttemperatur wurde das
im Plasma niedergeschmolzene Material in einer höheren als der normalen Zufuhrmenge aufgebracht
(beispielsweise 60 g/min gegenüber 30 g/min). Die Geschwindigkeit der Bewegung des Teils vor der
Plasmaeinrichtung war gleichfalls wesentlich geringer als normal; sie betrug beispielsweise 1,26 bis 1,03 m/min
gegenüber 254 bis 508 m/min für die meisten konventionellen
Plasmaüberzüge. Der Brenner selbst wurde an so der zu beschichtenden Stirnseite entlanggefahren,
während das Ventil gedreht wurde, um innerhalb des gewünschten Bereichs eine gleichförmige Dicke aufzubringen.
Es wurden verschiedene Vorrichtungen getestet, um während des Vorheizvorganges und auch
während des Beschichtens für eine inerte Atmosphäre zu sorgen und damit eine Oxidation des Substrats und
des Überzugs zu verhindern. Es zeigte sich jedoch, daß Ventile in Luft ohne übermäßige Oxidation vorerhitzt
werden können und daß das Beschichten nur unter Verwendung eines Plasmabrenners mit Argonschutzhülle
erfolgen kann, wie er aus den US-PS 34 70 347 und 35 26 362 bekannt ist Es ist recht gut möglich, daß etwas
auf Kosten der Reinheit des Oberzugs selbst auf diese Schutzhülle verzichtet werden kann.
Als spezielle Beispiele dieses Vorgehens wurden Kraftfahrzeugausiaßventile aus den drei in der Tabelle
V angegebenen Substratwerkstoffen beschichtet, nachdem sie auf eine Anzahl von unterschiedlichen
Temperaturen vorerhitzt waren, um die Mindesttemperatur zu ermitteln, bei welcher sich die Ventile
beschichten lassen, ohne daß Wärmerisse auftreten oder der Oberzug sich abhebt Diese Mindestbeschichtungstemperaturen
sind in der folgenden Tabelle V zusammengestellt
Wärmeausdehng.-koeffizient,
K"1
Beschichtungstemperatur,
0C
legierungen Rest Fe
20% Cr, 1,3% Ni; 2^5% Si; 0,4% Mn; 0,81% C;
Rest Fe
15,5% Cr, 24% Ti; 0,7% Al; 7% Fe; Rest Ni
20% Cr, 8,25% Mn; 2,1% Ni; 0,55% C; 0,15% Si;
03% N; 0,06% S; Rest Fe
bis zu 3,0% Fe; bis zu 3,0% Ni; Rest Co
17,3XlO6 | 570 |
11,9XlO"6 | 720 |
12,4-16,7XHT6 | 420 |
— | 570 |
16,0XlO"6
In allen Fällen zeigte es sich, daB die Temperatur während des Beschid.iungsvorgangs auf mindestens
815° C ansteigen konnte, ohne daB es während des
Auftragens zu übermäßiger Oxidation kommt. Die Ventillegierungen gemäß Tabelle V sind sowohl >
austenitisch als auch ferritisch; sie haben Wärmeausdehnungskoeffizienten,
die sowohl größer als auch kleiner als derjenige der Oberzugslegiemng sind.
Zusätzlich zu den vorstehenden Versuchen wurde eine weitere Legierung aus 0,22 Gew.-% Si, 0,45 ι ο
Gew.% C 1,47 Gew.-% Mn, Rest Fe mit Erfolg beschichtet, indem das Ventil zunächst auf 850° C
vorerhitzt wurde. Es wurde jedoch kein Versuch unternommen, die Optimaltemperatur für die Beschichtung
dieses Ventils zu ermitteln. In ähnlicher We;se r>
wurden andere Oberzüge, bestehend aus 20 Gew.-% Cr-Cr23C6 plus 80 Gew.-% einer Legierung aus 28
Gew.% Cr; 1,1 Gew.-% C; 1,0 Gew.-% Si; 4,0 Gew.%
W; bis zu 3,0 Gew.% Fe; bis zu 3,0 Gew.% Ni; Rest Co
und aus 20 Gew.% Ferrochrom (66 Gew.-% Cr; 6,2 >»
Gew.-% C; 2J5 Gew.% Si; Rest Fe) plus einer Legierung aus 28 Gew.% Cr; 1,1 Gew.% C; 1,0
Gew.% Si; 4,0 Gew.% W; bis zu 3,0 Gew.-% Fe; bis zu 3,0 Gew.% Ni; Rest Co auf die Legierung aus 0,22
Gew.% Si; 0,45 Gew.% C; 1,47 Gew.% Mn, Rest Fe r» aufgebracht
Im Rahmen einer eingehenderen Untersuchung des Oberzuges von Auslaßventilen aus Stahl mit 9 Gew.-%
Mn; 21 Gew.% Cr; 33 Gew.% Ni; 0,4 Gew.% N; 0,2
Gew.% Si; 0,06 Gew.% S; 032 Gew.% C, Rest Fe jo
wurden Oberzüge der in Tabelle V genannten Zusammensetzung (Oberzug 1) nach einem Vorerhitzen
auf Temperaturen von 650° C bis Ober 900° C aufgetragen. Die Temperatur der Oberfläche wurde während
des Beschichtens entweder konstant gehalten oder man r> ließ sie etwas ansteigen. Für das Oberziehen dieser
speziellen Legierung wurden die folgenden optimalen Beschichtungsparameter im Hinblick auf gute Überzugsmikrogefüge.
Härte, Bindung und minimale Oxidation gefunden: Vorerhitzen auf eine Temperatur von <to
800° C und dann Beschichten unter ständiger weiterer Wärmezufuhr derart, daB die Endtemperatur ungefähr
10000C betrug, oder Halten des Teils auf ungefähr 800° C während des gesamten Beschichtungsvorgangs.
Es ist hervorzuheben, daß die Ventile sowohl aus dem 4
> vorstehend genannten Stahl als auch dem in Tabelle V als letzter Ventillegierung angegebenen Stahl unter
Verwendung des vorliegenden Verfahrens ohne Schwierigkeit beschichtet wurden, während das Auftragen
unter Benutzung konventioneller Hartauftrag- so schweißverfahren mit dem Acetylen-Sauerstoff-Brenner
oder mit abertragenem Plasmalichtbogen in der Regel nicht erfolgreich ist, weil es zu einem Ausgasen
des geschmolzenen Substrats kommt, was eine Blasenbildung des Oberzugs bewirkt Bei Anwendung des
vorliegenden Verfahrens tritt kein Schmelzen des Substrats ein, so daß die Chromnitride oder andere
Stickstoffquellen keinen gasförmigen Stickstoff freisetzen.
Zur Verbesserung der Bindung zwischen dem to
Überzug und dem Ventil kann es. wie oben diskutiert, in manchen Fällen ratsam sein, das Teil nach der
Beschichtung wärmezubehandeln. Dies geschah in den obigen Fällen inder Weise, daß das Teil im Vakuum auf
eine Temperatur von 1080° C erhitzt und vier Stunden b5
lang auf dieser Temperatur gehalten wurde. Diese Art der Wärmebehandlung ist nicht unbedingt für alle
Anwendungsfälle notwendig.
Um den thermischen Enaüdungswiderstand oder die
Dauerfestigkeit dieser Überzüge zu demonstrieren, wurden Segmente aus einem ferritischen Ventil {0,22
Gew.% Si; 0,45 Gew.% C; 1,47 Gew.% Mn; Rest Fe), die mit 20 Gew.-% Cr; 11,4 Gew.-% Cr23C6 plus 68.6
Gew.-% einer Legierung aus 28 Gew.-% Cr; 1,1 Gew.% C; 1,0 Gew.% Si; 4,0 Gew.% W; bis zu 3,C
Gew.-% Fe; bis zu 3,0 Gew.-% Ni; Rest Co beschichte!
waren, über 300mal von jeweils 850° C auf Raumtemperatur
gebracht, ohne daB eine interne Oxidation des Oberzugs oder eine Verschlechterung der Grenzflächenbindung
zu erkennen waren.
Die wesentlichen wirtschaftlichen Vorteile des vorliegend erläuterten Verfahrens gegenüber einem
Acetylen-Sauerstoff-Schweißen für das Beschichten von Auslaßventilen ergeben sich auch aus den Zeichnungen.
Dabei zeigt
Fig. la und Ib das Profil eines typischen im Acetylen-Sauerstoff-Verfahren hartauftraggeschweißten
Motorventils mit der Oberzugszusammensetzung der Tabelle V vor und nach dem Schleifen, sowie
F i g. 2a und 2b ein ähnliches Motorventil (jedoch von
unterschiedliche'- Giöße), das mittels des vorliegenden
Verfahrens beschichtet wurde.
Zwei Dinge sind aus der Zeichnung klar zu erkennen. Zum einen ist die Werkstoffmenge, die nach dem
Beschichtungsvorgang beseitigt werden muß, bei dem Acetylen-Sauerstoff-Verfahren wesentlich größer, weil
dem Profil des Ventils nicht so genau gefolgt werden kann, wie dies bei dem Plasmaauftrag der Fall ist Zum
anderen ist bei dem Acetylen-Sauerstoff-Verfahren auch deutlich sichtbar, daß es zu einer starken
Verdünnung und damit zu einer entsprechenden Verschlechterung der Eigenschaften des Oberzuges
kommt Im Falle des im Plasmaverfahren aufgetragenen Werkstoffes trat nur eine ausreichende Interdiffusion
zwischen dem Oberzug und dem Substrat während der Wärmebehandlung ein, um eine gute metallurgische
Bindung zu gewährleisten.
Als weiteres Beispiel einer praktischen Anwendung des vorliegenden Verfahrens wurde das Problem
angegangen, das mit den Spitzen der Turbinenschaufel
verbunden ist die in dem Turbinenabschnitt von Gasturbomotoren vorgesehen werden. Der Turbinenabschnitt
ist so aufgebaut, daß zwischen den Spitzen dei rotierenden Schaufeln und der äußeren Luftabdichtun
(Mantel oder umgebendes Gehäuse) ein möglichst kleines Spiel besteht, um den Leistungsgrad des Motor
zu steigern. Wegen der unterschiedlichen Erwärmungs
oder Abkühlgeschwindigkeiten zwischen den Schaufelr und dem Mantel, Verformungen des Mantels wahrem
harter Landungen und dergleichen reiben aber gewöhn lieh die Schaufelspitzen zeitweise an dem Mantel, was
einen Verschleiß sowohl an den Schaufelspitzen als aucl am Mantel zur Folge hat Das Problem wird dadurcl
noch kritischer, daß durch diesen Verschleiß konventio
nelle dünne (0Λ76 bis 0,178 mm dicke) Nickelaluminid
oder MCrAI-Überzüge beseitigt werden, die vorgese
hen sind, um die Turbinenschaufeln gegen übermäßig'
Oxidation oder Korrosion in den Heißgasen zi schützen, die in diesem Abschnitt des Motors anzutref
fen sind. Die MCrAI-Legierungen stellen eine Famili von Oberzügen oder Decklagen mit hervorragenden
Korrosionswiderstand dar, wobei es sich bei M, den Grundbestandteil der Legierung, um Ni, Co, Fe ode
eine beliebige Kombination dieser Werkstoffe handed kann. Cr in Mengen von 10 bis 40 Gew.-% sowie Al i
Mengen von 5 bis 20 Gew.-% vorhanden sind, wahrem
kleine Mengen (03 bis 5 Gew.-%) an Elementen wie Y, Hf, Pt, Rh und dergleichen zugesetzt sein können.
Bereits ein recht leichtes Reiben zwischen der Schaufelspitze und dem Mantel zerstört einen derartig
dünnen Überzug, so daß die blanke Turbinenschaufel 5 freigelegt wird. Durch eine rasche Korrosion der
Sciiaufelspitze wird das Spiel zwischen der Spitze und
dem Mantel erweitert; der Leistungsgrad des Motors sinkt ab. Eine derartige Korrosion kann schließlich
einen wesentlichen Teil der Schaufel zerstören, so daß ein frühzeitiger Austausch notwendig wird. In dem
Bemühen, dieses Problem zu lösen, wurden zunächst Versuche mit sehr dicken (0,76 bis 2,29 mm) Überzügen
aus MCrAl gemacht Die Kriechbeständigkeit solcher Überzüge war jedoch angesichts der hohen Zentrifugalkraft
unzureichend, die durch das Rotieren der Schaufeln erzeugt wird. Weil diese Überzüge so weich
waren, hatten sie ferner die Neigung zu verschmieren und sich durch Reibung abzunutzen, was zu übermäßigem
Verschleiß führt.
Dagegen zeigte es sich, daß nach dem vorliegenden Verfahren ausgebildete Überzüge eine ausreichende
Kriechbeständigkeit haben und auch für einen Korro-
20
sionsschutz sorgen. Vor Motorentests wurden Hochtemperatur-Kriechversuche
durchgeführt, um die Gangbarkeit des Konzepts zu demonstrieren. Für diese
Kriechversuche wurden simulierte Schaufelspitzen aus einer Nickelbasissuperlegierung gefertigt, auf ungefähr
59O0C vorerhitzt und dann in der beschriebenen Weise
beschichtet, während die Temperatur langsam auf ungefähr 815°C anstieg. Diese Proben wurden dann vier
Stunden lang bei 1080° C im Vakuum wärmebehandelt, wie dies normalerweise bei Turbinenschaufeln geschieht
Aus den Überzügen wurden kleine S»äbe hergestejlt, indem die simulierte Schaufel abgeschnitten
und der Überzug auf eine Länge von 19 mm, eine Breite
von 6,35 mm und eine Dicke von 1,27 mm bis 2,03 mm geschliffen wurde. Die Stäbe wurden im Dreipunkt-Biegeversuch
bei erhöhter Temperatur in Luft unter einer statischen Druckbelastung getestet. Die mit mehreren
derart hergestellten Überzügen erzielten Ergebnisse sind den Werten für einen typischen konventionellen
MCrAl-Überzug aus 23 Gew.-°/o Cr; 13 Gew.-°/o Al; 0,65
Gew.-% Y; Rest Co in der untenstehenden Tabelle VI gegenübergestellt.
Überzug
Zusammensetzung des Überzugs
Temp.
( C)
Druckbelastung
MPa
Zeit
(h)
Kriechwinkel
6 23 Gew.-% Cr; 13 Gew.-% Al; 0,75 Gew.-% Y; Rest Co
7 25 Ge.v.-% Cr; 7,5 Gew.-% Al; 10 Gew.-% Ta; 0,75 Gew.-% C; 0,75 Gew.-% Si; 0,75 Gew.-% Y;
Rest Co
8* Überzug 7+10 Gew.-% Al2O,
9 Überzug 7+16 Gew.-% Al2O3
6 siehe oben
7 siehe oben
7 siehe oben
8 siehe oben
8 siehe oben
6 siehe oben
8 siehe oben
6 siehe oben
IO Überzug 7+ 22 Gew.-% AI2O,
* gleich wie Überzug 3 der Tabelle I.
Aus einem Vergleich der Überzüge 6 und 7 bei 982°C/13,8MPa oder 1080°C/3,4 MPa folgt, daß die
nach dem vorliegende:! Verfahren hergestellten Überzüge
eine wesentlich größere Kriechbeständigkeit als konventionelle MCrAI-Überzüge haben. Es ist ferner zu
erkennen, daß eine gewisse zusätzliche Kriechbeständigkeit erzielt werden kann, wenn den Überzügen eine
Oxiddispersion zugesetzt wird; dies folgt insbesondere aus einem Vergleich des Überzugs 7 mit dem Überzug 8
unter den ersten drei Versuchsbedingungen. Die größere Langzeitstabilität des Überzuges 8 sowie
zusätzlicher Varianten entsprechend den Überzügen 9 und 10 zeigt sich nach 150 Stunden bei 108(TC unter
13,8 MPa. Der bevorzugte Bereich des AbOi-Zusatzcs
liegt im Bereich von 10Gew.-% bis 25Gew.-%.
982 | 13,8 | 12 |
982 | 13,8 | 12 |
982 | 13,8 | 12 |
982 | 13,8 | 12 |
1080 | 3,4 | 12 |
1080 | 3,4 | 12 |
1080 | 13,8 | 12 |
1080 | 13,8 | 12 |
1080 | 13,8 | 150 |
1080 | 13,8 | 150 |
1080 | 13,8 | 150 |
49,1
2,6
2,6
1,4
1,5
1,5
2,1
14,8
14,8
8,2
17
17
5,6
Die vorstehenden Erläuterungen beziehen sich auf im Plasmaverfahren aufgebrachte Überzüge. Die wesentlichen
Gesichtspunkte gelten jedoch auch für Explosionsplattierüberzüge. Pulver mit der gleichen Zusammenset-
zung wie der Überzug 3 wurden mit und ohne den AI2O3-Zusatz im Explosionsplattierverfahren sowohl
auf ein kaltes Substrat (herkömmlicher Auftrag) als auch auf ein »warmes« Substrat (d. h. ein auf den oben
beschriebenen Temperaturbereich vorerhitztes Sub-
strat) aufgebracht. Die warm aufgetragenen Überzüge erwiesen sich als härter als der herkömmliche Überzug.
Sie hatten Mikrogefügemerkmale ähnlich den oben erläuterten Überzügen, die im Plasmaverfahren warm
aufgetragen wurden.
65
Hierzu 1 Blall Zeichnungen
Claims (11)
1. Verfahren zum Ausbilden von harten, verschleißfesten,
Metallkarbide enthaltenden Überzügen auf metallischen Substraten im Plasmaspritzoder
Explosionsplattierverfahren, dadurch gekennzeichnet, daß
a) das Substrat auf eine Temperatur im Bereich von350°Cbis 1000° C vorerhitzt wird, und daß
b) eine Zusammensetzung aufgebracht wird, die aus Kohlenstoff, mindestens einem ersten
Metall aus der Eisen, Nickel, Kobalt und deren Legierungen umfassenden Gruppe sowie aus
mindestens einem zweiten Metall aus der '5 Chrom, Wolfram, Tantal, Silizium, Niob, Vanadium,
Titan, Molybdän, Zirkonium und Hafnium umfassenden, Karbide bildenden Gruppe von
Metallen besteht,
c) und das Substrat während des Auftragens so 2"
lange innerhalb des Vorerhitzungstemperaturbereiches gehalten wird, bis unter Erzeugung
des harten, verschleißfesten Überzuges eine feine, gleichförmige Dispersion von Karbic1 teilchen
innerhalb des Überzuges ausgebildet ist
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß eine in Gewichtsprozent aus 28% Cr,
1,1 % C, 1,0% Si, 4,OO/o W, 3,0% Fe, 3,0% Ni, Rest Co
bestehende Zusammensetzung verwendet wird.
3. Verfahren nach Ansrpuch 1, dadurch gekennzeichnet, daß eine aus Wolframkarbiden und 2 bis 20
Gew.-% Kobalt bestehende Zusammensetzung verwendet wird.
4. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekenn- r> zeichnet, daß bis zu 20 Gew.-% des Wolframkarbids
durch mindestens ein Karbid aus der Tantalkarbid, Titankarbid, Niobkarbid, Vanadiumkarbid, Chromkarbid
und deren Verbindungen umfassenden Gruppe ersetzt werden. ίο
5. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der aufgebrachte Überzug zusätzlich
bei einer Temperatur von mehr als 8000C wärmebehandelt
wird.
6. Verfahren nach Anspruch 1 oder 5, dadurch « gekennzeichnet, daß ein Substrat aus einer aufgestickten
Eisenbasislegierung verwendet wird.
7. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß zusätzlich mindestens ein Oxid aus der
Aluminiumoxid, Chromoxid, Zirkoniumoxid, Magnesiumoxid, Yttriumoxid, Thoriumoxid, Titanoxid,
Hafniumoxid, Berylliumoxid, Calciumoxid, Nioboxid, Oxide der Seltenerdmetalle und deren Verbindungen
umfassenden Gruppe verwendet wird.
8. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß eine in Gew.-% aus (25% Cr, 7,5% Al,
10% Ta, 0,75% Y, 0,75% C, 0,75% Si, Rest Co) plus
10 bis 25% AI2O3 bestehende Zusammensetzung verwendet wird.
9. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekenn- ίο
zeichnet, daß eine in Gewichtsprozent aus (25% Cr, 7,5% Al, 10% Ta, 0,75% Y, 0,75% C, 0,75% Si, Rest
Co) plus 16% AI2O3 bestehende Zusammensetzung verwendet wird.
10. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß der harte, verschleißfeste Überzug auf
ein aus einer aufgestickten Eisenbasislegierung bestehendes Motorventil aufgebracht wird, das auf
eine Temperatur von 650° C bis 10000C vorerhitzt
wird.
11. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet,
daß der Überzug auf die Spitze einer Turbinenschaufel aufgebracht wird.
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