DE2920198A1

DE2920198A1 - Beschichtungsstoff und verfahren zum aufbringen desselben zwecks herstellung von verschleissfesten und korrosionsbestaendigen beschichteten gegenstaenden

Info

Publication number: DE2920198A1
Application number: DE19792920198
Authority: DE
Inventors: Merle Howard Weatherly
Original assignee: Union Carbide Corp
Current assignee: Union Carbide Corp
Priority date: 1978-05-23
Filing date: 1979-05-18
Publication date: 1979-12-20
Also published as: RO80890B; ATA375479A; NO163413B; MX166399B; RO80890A; SG38983G; IT1120420B; GB2106144A; SE7904429L; DE2920198C2; PT69644A; ZA792116B; DK210579A; DE2954498C2; ES480784A1; GB2021641A; HK30785A; IT7949125A0; FR2426744A1; GB2106144B

Description

Die Erfindung befaßt sich mit verschleißfesten und Korrosionsbeständigen Beschichtungsstoffen, Verfahren zum Auftragen derselben und den erhaltenen beschichteten Gegenständen. Insbesondere betrifft die Erfindung Beschichtungsstoffe, die Nickelbasislegierungen und Metallkarbide enthalten, die in situ zur
Reaktion gebracht werden, um einen Überzug auszubilden, d.er
vollständig dicht ist und für eine ausgezeichnete Verschleißfestigkeit sorgt.

Im folgenden ist wiederholt auf Plasma- und Explosionsplattierverfahren zum Aufbringen von Beschichtungsstoffen Bezug genommen. Typische Plasmaauftragsverfahren sind aus der US-PS
3 01<5 447 bekannt, während Explosionsplattierverfahren in der '

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US-PS 2 714 563 beschrieben sind. Diese Verfahren bedürfen daher vorliegend keiner näheren Erläuterung.

Bei vielen industriellen Anwendungen besteht ein wachsender Bedarf an Oberflächen mit verbesserter Schleißfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit. Dies gilt insbesondere für den Fall von Verschleiß durch Schleifwirkung in einer korrodierenden Umgebung. Massives, gesintertes Wolframkarbid-Kobalt oder ähnliche massive Sinterstoffe von sehr hoher Härte wurden bei einigen Anwendungen mit Erfolg als massive Komponenten oder als Einlagen benutzt. In zahlreichen Fällen scheidet ihr Einsatz aber wegen mangelnder Zähfestigkeit, hoher Kosten oder Fertigungsschwierigkeiten aus. In solchen Fällen ist die einzige praktische Lösung ein Auftrag oder ein Überzug auf einem Metallsubstrat. Durch Schweißen aufgebrachte Hartauftragstoffe stellen die verbreitetste Art von Auftragen dar, di^ in Umgebungen benutzt werden, wo es zu Verschleiß durch Schleifwirkung kommt. Es wurden unterschiedliche Schweißverfahren verwendet, um diese Stoffe aufzubringen. Wohl am häufigsten wird mit dem Sauerstoff-Acetylen-Schweiß- oder Flammspritzverfahren gearbeitet, wobei Drähte, Stäbe oder Pulver benutzt werden. Ein übliches Vorgehen besteht darin, die Stoffe in einer oder mehreren Schweißlagen aufzutragen und den Auftrag dann mit dem gleichen oder einem anderen Schweißbrenner oder in einigen Fällen auch durch eine Behandlung im Ofen umzuschmelzen. Bei allen Schweißverfahren kommt es zu einem ge-

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wissen Aufschmelzen der Substratoberfläche und damit zu einer Verdünnung des Auftrags mit dem Substratmetall.

Die am häufigsten verwendeten Hartauftragstoffe sind von der American Society for Metals (ASM) in Metal Progress, Bd. 112, Nr. 6, November 1977, Seite 49, zusammengestellt. Die Hartauftragstoffe der ASM-Klasse 5, die 75 bis 96 Gew.% (alle Zusammensetzungen sind im folgenden in Gew.% angegeben) Wolframkarbid als ungeschmolzene Kristalle oder Körner in einer Kobaltbasislegierung enthalten, sind die verschleißfestesten Stoffe. Sie sind jedoch in der Regel sehr spröde und haben eine geringe mechanische Stoßfestigkeit. Es ist schwierig, sie ohne Rißbildung, übermäßige Oxidation und dergleichen aufzubringen. Die hinsichtlich ihrer Verschleißfestigkeit an zweiter Stelle stehenden Hartauftragstoffe sind die Legierungen der ASM-Klasse 4, die aus Nickel- und Kobaltbasislegierungen bestehen. Die Co-Basislegierungen der Unterklasse 4A enthalten in Lösung W (Wolfram) und C (Kohlenstoff); sie können aaher einen beschränkten Volumenanteil an Wolframkarbid durch Ausscheidung während des Abkühlens bilden. Diese Aufträge werden ebenso wie diejenigen der Klasse 5 in der Regel unter Verwendung eines Flußmittels, einer Inertgasumhüllung oder anderer Mittel aufgebracht, um eine Oxidation während des Auftragens und des anschließenden Schmelzens zu minimieren. Die Ni-Basislegierungen der Unterklasse 4B werden als "selbstgehende" Legierungen bezeichnet und enthalten B (Bor) und Si (Silicium)

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zur Eigenbildung von Flußmittel. Während des anfänglichen Auftragens oder des nach dem Auftragen stattfindenden Umschmelzens vereinigen sich die meisten dieser Flußmittelelemente mit den Metalloxiden; sie steigen zu der Oberfläche des Auftrags auf und bilden eine Schlacke. Die selbstgehenden Legierungen werden normalerweise für sich eingesetzt; gelegentlich liegen sie aber auch in einem Gemisch mit ungeschmolzenen Wolframkarbidkörnern vor, um die Zähigkeit der Hartauftraglegierungen der Klasse 5 zu verbessern. Beispiele dafür sind aus den US-PSn 4 013 453 und 4 075 371 (Patel) bekannt. Dabei wird eine Nickelbasislegierung, die 0,5 bis 5 S und 0,5 bis 6 Si enthält, mit einem WC-Ni-Agglomerat gemischt und im Flammspritzverfahren aufgebracht. Nennenswerte Reaktionen zwischen den WC-Teilchen und der metallischen Matrix werden absichtlich vermieden, um die anfängliche Pulvergröße und die Verteilung der WC-Körner aufrechtzuerhalten.

Die am meisten verwendeten selbstgehenden Legierungen enthalten bis zu 3,5 B und bis zu 4,5 Si. Ni-Basislegierungen mit bis zu 6 B und Si sind aus der US-PS 2 875 043 (Tour) für den Spezialfall bekannt, daß die Legierungen zusätzlich 3 bis 10 Mo (Molybdän) und 3 bis 8 Cu (Kupfer) enthalten. Die letztgenannten Zusätze erhöhen vermutlich die Fließfähigkeit dieser im übrigen in konventioneller Weise eingesetzten selbstgehenden Legierungen. Es finden sich keine Hinweise darauf, diese Legierungen mit einer Karbid-Hartphase zu verwenden oder für

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einen anderen Zweck als das Sauerstoff-Acetylen-Spritzschweißen mit Umschmelzen einzusetzen.

Aus der US-PS 3 341 337 (Quass) ist es bekannt, Borsäure bei Ni-, Co-oder Fe-Basis-Flammspritzpulver (für das Sauerstoff-Acetylen-Hartauftragschweißverfahren) zusammen mit oder ohne Wolframkarbidkörnern zuzumischen, um eine Oxidation während des Aufbringens zu verhindern. Der größte Teil der Borsäure geht durch Verdampfung oder als Schlacke absichtlich verloren. Es ist nicht beabsichtigt, daß die Borsäure mit dem Auftrag reagiert oder einen Teil desselben bildet.

Die US-PS 3 025 182 (Schrewelius) beschreibt die Ausbildung eines nichtporösen, korrosionsbeständigen Überzugs durch
Sauerstoff-Acetylen-Flammspritzen eines Gemischs aus einem
Metall und 2 bis 40 B oder einer borhaltigen Verbindung. Es ist hervorgehoben, daß beide Komponenten einen Schmelzpunkt von über 1300 C haben und daß der größte Teil des Bors sich aufgrund der Flußmittelwirkung als Borsäure verflüchtigt·.
Dies sei, wie dort angegeben, besonders wichtig, weil B für die letztlich erhaltenen Überzüge häufig schädlich sei.

Noguchi et al. beschreiben in Nippon Tungsten Review, Bd. 1 (September 1974), Seiten 54 bis 58 eine Variante des normalen selbstgehenden WC (Wolframkarbid)-Gemischs für das
Sauerstoff-Acetylen-Spritzverfahren, nämlich ein vorlegiertes

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Pulver, das mehr als 15 WC, 8 bis 12 Cr (Chrom), 2.bis 4 Fe, 5 bis 6 (B + Si + C), Rest Ni enthält. Die speziellen Anteile an B, Si und C sind nicht genannt; sie könnten für jede dieser Komponenten vermutlich gleich Null sein. Obwohl über dichte Überzüge berichtet wird, deren Verschleißfestigkeit besser ist als diejenige von selbstgehenden Legierungen, die mit WC gemischt sind, ist die Härte der Überzüge (weniger als 1000 (alle Härtewerte sind vorliegend in kg/mm , gemessen auf der Diamantpyramiden-Härteskala bei einer Last von 300 g, angegeben) noch immer niedriger als diejenige von konventionellen Explosion splattier-WC-Co-Überzügen.

Trotz aller Bemühungen, die bei im Hartauftrag^Schweißverfahren hergestellten Überzügen oder Auftragen.aufgewendet wurden, konnte die Verschleißfestigkeit von gesinterten Wolframkarbiden auch nicht näherungsweise erreicht werden. Dessen ungeachtet werden solche Überzüge in großem Umfang dort benutzt, wo die Sinterwerkstoffe nicht angewendet werden können.

Eine weitere für Plasma- und Explosionsplattierüberzüge geeignete Werkstoffart wurde viele Jahre lang bei Anwendungen verwendet, die nur relativ dünne, für gewöhnlich 0,05 bis 0,5 mm dicke verschleißfeste Überzüge von mäßiger Härte bis zu etwa 1200 DPH₃₀₀, gewöhnlich aber weniger als 1000 DPH₃₀₀, erfordern. Eine der brauchbarsten Klassen von Stoffen für diesen Zweck ist die Familie der Wolframkarbid-Kobaltüberzüge (in der

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Regel mit 10 bis 15 Gew.% Kobalt). Wie bei allen nicht nachbehandelten Plasma- und Explosionsplattierüberzügen weisen diese Wolframkarbid-Kobaltüberzüge in gewissem Umfang untereinander verbundene Poren auf. Diese Porosität setzt die Korrosionsbeständigkeit des Überzuges und in gewissem Maße auch dessen Verschleißfestigkeit, insbesondere die Verschleißfestigkeit bei schleifender Beanspruchung, herab. Während diese Überzüge mit großem Erfolg in einer Vielzahl von Fällen benutzt werden, bei denen Verschleiß durch Adhäsion auftritt, hat ihre Anwendung bei Verschleiß durch starke Schleifwirkung einen wesentlich beschränkteren Erfolg.

Stoffe ähnlich den selbstgehenden Hartauftragschweißlegierungen wurden für ein Aufbringen im Plasmaverfahren angepaßt; dabei werden sie in der Regel benutzt, ohne daß der Überzug nach dem Aufbringen aufgeschmolzen wird. Sie steigern einfach die Fließfähigkeit der geschmolzenen Pulverteilchen, wenn sie auf die zu überziehende Oberfläche auftreffen, und machen unter Umständen eine Teilchen/Teilchen-Bindung durch eine lokalisierte Flußmittelwirkung möglich. Das Ergebnis dürfte ein dichterer, festerer Überzug mit weniger untereinander verbundenen Poren sein. Typische Stoffe für diese Art von Anwendung enthalten Bor, Silicium oder Phosphor sowohl als Reduktionsmittel (Flußmittel) als auch zum Senken des Schmelzpunktes und zur Erhöhung der Fließ-

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fähigkeit der benutzten Metalle wie im Fall von selbstgehenden Hartauftragschweißlegierungen. Bor ist für gewöhnlich bis zu etwa 3,5 Gew.% vorhanden, während sich Silicium bis zu ungefähr 4 Gew.% findet. Phosphor wird weniger häufig als Bor oder Silicium vorgesehen. Während ein gewisser Erfolg beim Plasmaauftragen hinsichtlich der Steigerung der Dichte und Festigkeit der Überzüge durch Verwendung dieser sogenannten selbstgehenden Stoffe erzielt wurde, war ein vollkommenes Dichten nicht zu erreichen; es wurde auch keine wesentliche Erhöhung der Festigkeit aufgrund der Bildung von neuen Phasen festgestellt, die Silicium oder Bor enthalten.

Die Verwendung der gleichen selbstgehenden Legierungen, gemischt mit einem Wolframkarbid-Kobaltpulver, für das Aufbringen eines Überzuges im Plasmaverfahren ist ebenfalls bekannt. Wie im Falle des Einsatzes der selbstgehenden Legierungen allein, werden die plasmagespritzten Mischüberzüge nach dem Aufbringen nicht umgeschmolzen; wiederum hat die selbstgehende Komponente die Aufgabe, die Fließfähigkeit zu steigern, um die Porosität nach Möglichkeit herabzusetzen; außerdem soll die selbstgehende Komponente als ein lokalisiertes Reduktionsmittel wirken. Ein besonders komplexer Plasmaspritzüberzug ist in der US-PS 3 936 295 (Cromwell et al.) beschrieben. Er besteht aus einer Wolframkarbid-Co-Komponente (15 bis 39 Gew.%), Nickel-Aluminium-(O bis 10,5 Gew.%) und Nickel-Molybdän-(26,7 bis 85 Gew.%) Legierungen sowie aus einer selbstgehen-

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den Legierung (0 bis 47,8 Gew.%). Wesentlich ist dabei das Vorhandensein der exotherm reagierenden Ni-Al- und Ni-Mo-Komportenten. Die selbstgehende Legierung, die dort keine wesentliche Komponente darstellt, enthält, falls verwendet, 2,75 bis 4,75 B und 3,0 bis 5,0 Si, wobei diese Elemente ihre übliche selbstgehende Wirkung (Flußmittelwirkung) übernehmen.

Versuche wurden mit einer Reihe von Verfahren in dem Bemühen durchgeführt, die Poren der Überzüge oder anderer poröser Körper zu füllen oder zu infiltrieren. Beispielsweise wurden die Poren in Plasma- oder Explosionsplattierüberzügen mit verschiedenen organischen Verbindungen (beispielsweise Epoxidharzen) gefüllt, um die Korrosionsbeständigkeit bei niedriger Temperatur zu verbessern. Bereits bei etwa 260 C oder weniger zersetzen sich jedoch diese Werkstoffe, so daß sie ihre Wirksamkeit als Dichtmittel verlieren. Außerdem können diese Dichtmittel in den Überzug nur mit Schwierigkeiten eindringen; selten sorgen sie für eine vollständige Dichtung über die volle Dicke des Überzuges hinweg. Sie tragen, wenn überhaupt, nur sehr wenig zu der mechanischen Festigkeit des Überzuges bei. Außerdem zeigte es sich, daß sie die Abriebfestigkeit des Überzuges praktisch überhaupt nicht verbessern.

Aus den US-PSn 2 942 970, 2 581 252 und 2 752 606 (Goetzel et al.) ist ein Verfahren zum Herstellen eines Karbidkörpers (nicht eines Überzuges) bekannt, in dem zunächst ein sehr

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poröses Skelett(30 bis 70 % Porosität, d.h. mehr als im Plasma- oder Explosionsplattierverfahren erzielt werden kann) aus dem Karbid mit einem geringen Anteil an metallischem Bindemittel gefertigt und dieses Skelett dann mit einer duktilen, wärme- und korrosionsbeständigen Ni-, Co- oder Fe-Basislegierung infiltriert wird. Es findet sich kein Hinweis auf die Verwendung von B, Si oder P (Phosphor) im Infiltrationsmittel. Solche Stoffe müssen in jeder nennenswerten Menge dort auch vermieden werden, um das Erfordernis der Wärmebeständigkeit und der hohen Duktilität zu erfüllen. In der US-PS 2 412 442 (Goetzel et al.) ist ein korrosionsbeständiger Überzug aus Cr, Zr (Zirkonium), Al (Aluminium) oder Si für die vorstehend genannten, vollständig infiltrierten Karbidkörper beschrieben, der insbesondere durch Zementation ausgebildet wird. Entsprechend einem anderen bekannten Verfahren zum Beschichten dieser vollinfiltrierten Körper (US-PS 2 899 338 Goetzel et al.) wird ein Überzug hergestellt, indem der in vollem Umfang dichte, infiltrierte Karbidkörper zunächst mit einer Unterschicht oder Bindeschicht aus einer Fe-, Co- oder Ni-Basislegierung mit 0 bis 20 Mg (Magnesium), 0 bis 5 B, 0 bis 12 P, 0 bis 4 Si, 0 bis 2 Mn (Mangan) und 0 bis 2 C versehen wird, wobei die Legierungselemente 20 % der Gesamtzusammensetzung nicht überschreiten. Diese Bindeschicht wird dann mit einem Ni-Cr-Primärüberzug überdeckt, der 4 bis 10 mal so dick wie die Unterschicht ist. Anschließend wird das beschichtete

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,ORIGINAL INSPECTED

Bauteil wärmebehandelt, um die Bindeschicht sowohl in den Primärüberzug als auch in den Grundwerkstoff eindiffundieren zu lassen. B, Si und P werden in erster Linie vorgesehen, um den Schmelzpunkt der Bindeschicht herabzusetzen und eine Diffusion/ Infiltration des Primärüberzuges zu gestatten, ohne diesen zu schmelzen. Es wird keine Reaktion mit dem Primärüberzug oder dem Grundwerkstoff gelehrt; es finden sich auch keine Hinweise darauf, B, Si oder P für einen anderen Zweck als die Herabdrückung des Schmelzpunktes einzusetzen. Der B-, Si- oder P-Gehalt ist nur insofern kritisch, als er ausreichen muß, um den Schmelzpunkt zu erniedrigen.

Aus der US-PS 3 743 556 (Breton) ist ein in gewissem Umfang ähnliches Verfahren bekannt, bei dem zunächst eine Fe-, Ni- oder Co-Basislegierung auf ein Substrat aufgebracht und dann eine Schicht aus "Füllstoff" (Diamant, WC, TaC, Hartlegierungen, Boride und dergleichen) aufgetragen wird, wobei beide Schichten mittels eines organischen Bindemittels an Ort und Stelle gehalten werden. Beim Erhitzen zersetzt sich das organische Bindemittel; die erste Schicht schmilzt und infundiert die Außenschicht. Es sind keine Daten für die Härte und die Verschleißfestigkeit des Endprodukts genannt. Diesseits durchgeführte Versuche mit ähnlichen Verfahren führten zu einem Überzug mit einer Härte von weniger als 1000

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Es ist ferner bekannt, daß porige Metallkörper (nicht Überzüge) mit einem niedriger schmelzenden Metall infiltriert werden können. So wird beispielsweise nach der US-PS 1 342 801 (Gebaurer) einfach ein Metall von niedrigerem Schmelzpunkt verwendet. Die US-PS 2 401 221 (Bourne) gibt die Lehre, poröse, verdichtete Eisenbriketts mit Kupfer zu infiltrieren, das mit Eisen vorgesättigt ist, um die Reaktionen zu minimieren.

Die vorstehend genannten Verfahren konnten jedoch weder allein noch in Kombination zu völlig befriedigenden Methoden oder Werkstoffen führen, wenn es darauf ankommt, die Verschleißfestigkeit und die Korrosionsbeständigkeit von Überzügen wesentlich zu verbessern. Mit der Erfindung soll daher ein Überzug erhalten werden, der völlig dicht ist, um für einen Korrosionsschutz zu sorgen, und der eine ausgezeichnete Verschleißfestigkeit hat, die derjenigen von gesintertem, massivem Wolframkarbid nahe- oder gleichkommt.

Die Erfindung beruht auf der Feststellung, daß derartige extrem verschleißfeste und korrosionsbeständige Überzüge erhalten werden können, indem bestimmte Nickelbasislegierungen mit verschiedenen Überzügen auf Karbidbasis in situ zur Reaktion gebracht werden. Hinzu kommt die weitere Feststellung, daß die Struktur und Härte des Überzuges von einer kritischen Beziehung zwischen der Dichte und dem Borge-

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halt abhängt, wie dies im folgenden näher erläutert ist.

Ein wesentlicher Aspekt der Erfindung ist ein Verfahren zum Herstellen von verschleißfesten und korrosionsbeständigen Überzügen. Die Überzüge nach der Erfindung können entsprechend zwei Grundverfahren hergestellt werden, obwohl im Rahmen der Erfindung brauchbare Varianten denkbar sind. Das eine Verfahren, das kurz als das Zweischichtverfahren bezeichnet werden kann, besteht darin, daß zuerst im Plasmaoder Explosionsplattierverfahren eine Schicht aus einem Metallkarbid (mit oder ohne einem metallischen Bindemittel) aufgebracht wird, daß dann eine zweite Schicht aus einer reaktionsfähigen Ni-Basislegierung aufgetragen wird und daß der beschichtete Gegenstand schließlich wärmebehandelt wird, um die zweite Schicht zum Schmelzen zu bringen sowie in die erste Schicht eindringen und mit dieser reagieren zu lassen. Das zweite Verfahren, das sich als Einschichtverfahren bezeichnen läßt, sieht vor, daß im Plasma- oder Explosionsplattierverfahren ein Gemisch aus einem Metallkarbid (mit oder ohne einem metallischen Bindemittel) und einem reaktionsfähigen Ni-Basismetall aufgebracht wird und daß der beschichtete Gegenstand dann wärmebehandelt wird, so daß das reaktionsfähige Metall schmilzt und mit der Metallkarbidkomponente reagiert. Jedes dieser Verfahren kann in Verbindung mit Fe-, Ni- oder Co-Basissubstraten verwendet werden. Ein begrenztes Maß an Diffusion und/oder Reaktion mit dem Substrat

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tritt ein und erhöht die Bindefestigkeit des Überzuges. Es sei erwähnt, daß die Plasma- oder Explosionsplattierverfahren zu einer Schicht mit einer Dichte von mehr als 75 % des theoretischen Wertes führen.

Die Erfindung hat ferner ein neuartiges Pulver als Ausgangswerkstoff für die Bildung der verschleißfesten und korrosionsbeständigen Überzüge zum Gegenstand. Bei dem Zweischichtverfahren nach der Erfindung besteht die erste Schicht aus einem Metallkarbid, bei dem es sich um ein Wolfram-, Chrom-, Vanadium-, Hafnium, Titan-, Zirkonium-, Niob-, Molybdän- oder Tantalkarbid oder um Gemische oder Verbindungen dieser Karbide handeln kann. Das Metallkarbid kann zusammen mit bis zu 25 Gew.% eines metallischen Bindemittels, beispielsweise Co, Ni, Fe oder Gemischen oder Legierungen derselben verwendet werden. Das reaktionsfähige Metall der zweiten Schicht ist eine neuartige Nickelbasislegierung mit einem ungewöhnlich hohen Borgehalt. Die im einzelnen vorgesehene Zusammensetzung variiert in Abhängigkeit von dem speziellen Metallkarbid, dem Auftragverfahren sowie der Zeitdauer und der Temperatur der Wärmebehandlung; sie fällt jedoch in den Bereich von 3,0 bis 18,0 B, 0 bis 20 Cr, 0 bis 6,0 Si, 0 bis 5 Fe, Rest Ni, wenn die Dichte der ersten Schicht bei dem Zweischichtverfahren im nicht nachbehandelten Zustand größer als 95 % des theoretischen Wertes ist. Der Bereich des Borgehalts beträgt 6,0 bis 18,0, wenn die Dichte zwischen 75 und 95 % der theoretischen Dichte beträgt. Das

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Metallkarbid macht 40 bis 75 Gew.% der Gesamtzusammensetzung der beiden Schichten aus.

Bei dem Einschichtverfahren besteht das neuartige Ausgangspulver aus einem Gemisch des obengenannten Metallkarbids und der reaktionsfähigen Metalle. (Das Metallkarbid macht 75 bis 40 Gew.% der Gesamtzusammensetzung aus.)

Ein weiterer Gegenstand der Erfindung ist ein auf die erfindungsgemäße Weise ausgebildeter Überzug auf einem Substrat, der eine Härte von mehr als 1000 DPH₃₀₀ und keine untereinander verbundenen Poren hat.

Die Anwendung des Plasma- oder Explosionsplattierverfahrens für die Aufbringung der ersten Schicht im Zweischichtverfahren ist kritisch, weil diese erste Schicht eine Dichte von mehr als 75 % der theoretischen Dichte haben muß (ein Wert der wesentlich über demjenigen der porösen Körper nach Goetzel oder dem Schichtverfahren nach Breton liegt), um einen praktisch in vollem Umfang dichten Endüberzug zu erhalten. Die zweite Schicht kann bei dem Zweischichtverfahren gleichfalls im Plasma- oder Explosionsplattierverfahren aufgebracht werden. Wahlweise läßt sie sich aber auch auf andere Weise aufbringen, beispielsweise als Aufschlämmung, durch Elektrophorese, durch Aufdampfen oder durch Kathodenzerstäubung. Bei der Einschichtmethode ist das Plasma- oder Explosionsplattierverfahren kri-

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tisch für die Erzielung einer Anfangsdichte von mehr als 75 %, um wiederum eine Endstruktur zu gewährleisten, die im wesentlichen porenfrei ist und die erforderliche Härte hat. Herkömmliche Pulververfahren wie Aufschlämmverfdhren oder Elektrophoreseverfahren können nicht zu einer derart hohen Dichte führen. Karbide lassen sich nicht physikalisch aufdampfen. Eine Kathodenzerstäubung wäre zwar möglicherweise technisch durchführbar, sie wäre aber unpraktisch. Der Erfindungsgegenstand läßt sich daher von einem großen Teil des Standes der Technik schon allein anhand der Dichte einer Anfangsschicht unterscheiden.

Die Mikrogefüge der erhaltenen Überzüge sind sehr komplex und hängen von der speziellen Zusammensetzung sowie dem Anteil an Metallkarbid, reaktionsfähigem Metall und dem Substrat ab. Sie werden noch nicht voll verstanden. Allgemein ist zu beobachten, daß die vorliegend verwendeten reaktionsfähigen Metalle die Metallkarbide nicht nur benetzen (und im Falle des Zweischichtverfahrens in die Poren der ersten Schicht eindringen), sondern daß sie auch mit den Metallkarbiden reagieren und dabei die Zusammensetzung und die Morphologie des gesamten Überzuges drastisch ändern. Diese Reaktion kann die Form einer Auflösung des Metallkarbids mit anschließender Ausscheidung von neuen Phasen, oder in gewissem Umfang, der gleichen Phase in einer neuen Morphologie annehmen, oder es kann dabei zu einer Feststoffreaktion kommen. Es wird nicht nur eine gleichförmige Verteilung der Karbide erhalten, sondern auch eine gleichförmige Ver-

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teilung von Boriden und/oder komplexen Metall-Bor-Karbiden. Außerdem wird der Überzug praktisch in vollem Umfang dicht; ein gegebenenfalls verbleibender kleiner Volumenanteil an Porosität wird vollständig eingekapselt. Infolgedessen ist das Substrat gegen Korrosion umfassend geschützt. Eine Korrosion des Überzuges ist auf die Außenfläche beschränkt.

Die Feststellung, daß solche Reaktionen von Nutzen sind, ist im Hinblick auf die allgemein übliche Art der Infiltration von porösen Körpern oder Überzügen überraschend, wo bewußt versucht wird, Reaktionen zu vermeiden oder minimal zu halten (vergleiche beispeilsweise Goetzel, .Breton, Patel, Gebaurer und Bourne). Die vorliegend verwendeten reaktionsfähigen Metalle unterscheiden sich ebenfalls wesentlich von den selbstgehenden Legierungen, wie sie in Verbindung mit Metallkarbiden für ein Plasmaauftragschweißen oder selbst ein Sauerstoff-Acetylen-Spritzverfahren (Noguchi, ASM, Goetzel usw.) vorgesehen werden, weil der Borgehalt für die Plasmaüberzüge (mit einer Dichte im nicht nachbehandelten Zustand von 75 bis 95 % des theoretischen Wertes) wesentlich höher ist. Die Beibehaltung und Ausnutzung einer hohen Konzentration an Bor unterscheiden sich entscheidend von den Lehren von Schrewelius und Quass, wo versucht wird, das Bor während des Auftragens zu beseitigen, um schädliche Wirkungen zu verhindern. Wesentliche Unterschiede liegen auch im Vergleich zu der Anwendung von selbstgehenden Legierungen vor, weil das Bor bei den vor-

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liegend benutzten reaktionsfähigen Metallen harte Phasen, beispielsweise Boride und komplexe Borkarbide, bilden soll und nicht als Flußmittel verbraucht wird.

Die Beschichtungsstärke beim Zweischichtverfahren scheint auf Werte beschränkt zu sein, wie sie normalerweise beim Plasma- oder Explosionsplattierverfahren angetroffen werden, d.h. auf etwa 0,50 bis 0,76 mm. Diese Beschränkung ist eine Funktion der speziellen Zusammensetzung, der Überzugsparameter und der Substratgeometrie; sie ist auf die kumulativen Restspannungen zurückzuführen, die während des Auftragens entstehen. Dagegen wurde überraschend gefunden, daß beim Einschichtverfahren extrem dicke Überzüge aufgetragen werden können, die oft dicker als 2,5 mm sein können. Dieser wesentliche Vorteil des Einschichtverfahrens gegenüber dem Zweischichtverfahren wird in gewissem Umfang dadurch aufgewogen, daß bei Verwendung gleicher Zusammensetzungen das Zweischichtverfahren zu etwas härteren Überzügen führt.

Als Metallkarbid eignet sich für die vorliegenden Zwecke insbesondere Wolframkarbid. Bei Verwendung des Zweischichtverfahrens wird zunächst ein Überzug aus Wolframkarbid und Kobalt im Plasma- oder Explosionsplattierverfahren aufgebracht, worauf ein zweiter Überzug aus einem reaktionsfähigen Nickelbasismetall im Plasma- oder Explosionsplattierverfahren, als Aufschlämmung oder durch Elektrophorese und dergleichen aufge- _t

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tragen wird. Schließlich wird der beschichtete Gegenstand im Vakuum oder in einem inerten Gas auf eine ausreichend hohe Temperatur (beispielsweise etwa 950 bis 1200⁰C) erhitzt, um den zweiten Überzug schmelzen, in den ersten Überzug eindringen und mit diesem reagieren zu lassen. Die Zusammensetzung des Pulvers für den ersten Überzug ist äquivalent dem Wolframkarbid und 0 bis 25 Kobalt. Der spezifische Kohlenstoffgehalt kann von etwa 4,60 bis 6,13 reichen, wenn stöchiometrisches WC verwendet wird, oder von etwa 3,20 bis 6,13, wenn ein Teil des Karbids nicht stöchiometrisch ist. Es können bis zu 2,0 Fe und eine tragbare Menge an Spurenverunreinigungen vorhanden sein. So kann der erste Wolframkarbid-Kobalt-Überzug aus einem Gemisch der Phasen WC, W«C und M,C (Co,W-C usw.) bestehen, wobei der Rest Kobalt in metallischer Form ist. Das Pulver für den zweiten Überzug hat die folgende Zusammensetzung: 3,0 bis 18,0 B, 0 bis 6,0 Si, 0 bis 20 Cr, 0 bis 5,0 Fe, Rest Ni. Die bevorzugten Bereiche für die beiden überzüge sind im Falle des ersten Überzuges das Äquivalent von Wolframkarbid und 10 bis 25 Co sowie im Falle des zweiten Überzuges 6,0 bis 11,0 B für das Plasmaverfahren oder 3,0 bis 11,0 B für das Explosionsplattierverfahren sowie 2,0 bis 4,0 Si, 3,0 bis 15,0 Cr, 0 bis 2,0 Fe, Rest Ni. Es versteht sich, daß sich während des Plasmaoder Explosionsplattierverfahrens die Zusammensetzung in gewissem Umfang verschieben kann. Das Verhältnis des zweiten Überzuges zu dem ersten Überzug ist eine Funktion der für

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jeden Überzug verwendeten speziellen Legierungszusammensetzung. Das Dickenverhältnis reicht von etwa 0,2 bis 1,2; der bevorzugte Bereich liegt bei 0,3 bis 1,0. Dies entspricht einem Gewichtsverhältnis von ungefähr 0,0? bis 0,65. Das Substrat kann für jedes dieser Überzugssysteme eine beliebige Eisen-, Nickel- oder Kobaltbasislegierung sein.

Wenn Wolframkarbid als Metallkarbid vorgesehen und im Einschichtverfahren gearbeitet wird, wird ein Überzug in Form eines Gemisches aus zwei oder mehr Komponenten im Plasmaoder Explosionsplattierverfahren aufgebracht. Die eine Komponente besteht im wesentlichen aus Wolframkarbid und 0 bis 15 Co. Bei dieser Komponente kann es sich um ein Gemisch von Phasen von WC, W2C und M,C (Co-W-C usw.) handeln, wobei der Rest des Kobalts in einer metallischen Form vorliegt. Eine kleine Menge an Eisen oder anderen Elementen kann in dieser Komponente vorhanden sein. Der spezifische Kohlenstoffgehalt kann zwischen etwa 4,60 und 6,13 liegen, wenn stöchiometrisches WC benutzt wird; wenn ein Teil des Karbids nicht stöchiometrisch ist, kann er zwischen etwa 3,20 und 6,13 liegen. Es können bis zu 2,0 Fe und in vernünftigen Grenzen Spurenverunreinigungen vorhanden sein.

Die zweite Komponente kann eine einzige Legierung oder ein Gemisch von Legierungen mit einer Gesamtzusammensetzung von 3,0 bis 18,0 B, 0 bis 6,0 Si, 0 bis 20,0 Cr und 0 bis 5,0 Fe sein. Ein Beispiel für ein Gemisch von Legierungen ist 40 bis

60 Gew.% einer Legierung aus 14,0 bis 19,0 B, 0 bis 3,5 Fe, 0 bis I₇O Si, Rest Nickel, und 00 bis 40 Gew.% einer Legierung aus 2,0 bis 4,0 B, 2,0 bis 6,0 Si, 1,0 bis 5,0 Fe, 0 bis 20,0 Cr, Rest Nickel. Das Gemisch der Komponenten besteht aus 75 bis 55 % der ersten (Wolframkarbid-)Komponente und 25 bis 45 % der zweiten Komponente (reaktionsfähiges Metall). Der Überzug kann auf ein Substrat aus einer beliebigen Eisen-, Nickel- oder Kobaltbasislegierung aufgebracht werden.

Nach dem Auftragen des Überzuges wird die Komponente bei einer Temperatur von mehr als 950°C für eine ausreichende Zeitdauer wärmebehandelt, um eine Reaktion und/oder Diffusion zwischen den Komponenten des Überzuges zu bewirken. Ein begrenztes, gleichwohl aber wichtiges Maß an Diffusion/ Reaktion findet mit dem Substrat statt.

Die Mikrogefüge der nach der Wärmebehandlung erhaltenen Überzüge sind sehr komplex und noch nicht voll geklärt. Nach dem Zweischichtverfahren hergestellte Überzüge bestehen im wesentlichen aus vier Zonen. Die äußerste Zone enthält einige große, eckige Teilchen in einer metallischen Matrix mit einer feinen Dispersion von sehr kleinen Teilchen. Die zweite Zone enthält etwas kleinere eckige Teilchen als die Außenzone und wiederum eine Dispersion von sehr feinen Teilchen in einer metallischen Matrix. Die dritte Zone besteht aus einem

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von dem Substrat nach außen hin zunehmenden Teilchengradienten in einer metallischen Matrix. Die vierte Zone ist schließlich ein enges Band der Interdiffusion/Reaktion mit dem Substrat. Die Röntgenanalyse läßt schließen, daß die vorherrschenden Phasen in den drei ersten Zonen die in der Tabelle I aufgeführten Phasen sind.

	Tabelle I	kleinere Phasen	Härte ^DPH300
Zone	Hauptphasen	WC	1300-2200
außen	W₂M¹B₂, η	W₂M¹B₂ + η	1200-2000
zweite	WC	WC	300- 700
dritte	W₂M¹B₂, η
wobei	M¹ = Co, Ni η = η, +η, Karbide
	<rj, = M₄W₂C oder M₃W₃C

η₂ = M₂W₄C

Typische Härtewerte der verschiedenen Zonen sind in der Tabelle I gleichfalls genannt.

Die Mikrogefüge der im Einschichtverfahren hergestellten Überzüge sind gleichfalls sehr komplex und noch nicht vollständig

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geklärt. Der äußere größere Teil des Überzuges besteht aus einer Dispersion von recht groben, eckigen, harten Teilchen, vermutlich WC, und einer sehr dichten feineren Dispersion von verschiedenen Arten von Teilchen, die alle in eine metallische Matrix eingebettet sind. Eine schmaler Innenzone besteht zu einem wesentlichen Teil aus einer harten Phase, die in Form von großen Blöcken von fast kontinuierlichen Teilchen oder einer feinen Dispersion von Teilchen vorliegen kann, was von der speziellen Zusammensetzung und der verwendeten Wärmebehandlung abhängt. Schließlich befindet sich eine schmale Interdiffusionszone zwischen dem Überzug und dem Substrat. Typische Härtewerte für die äußerste Zone sind 1000 bis 1800 DPH

Es versteht sich, daß im Rahmen der Erfindung eine große Vielzahl von anderen Karbidsystemen mit Vorteil angewendet werden kann. Beispielsweise wurden ausgezeichnete Mikrogefüge und Härtewerte mit den TiC- und VC/WC-Systemen erzielt. Die optimale Auswahl eines gegebenen Karbids hängt von den speziellen Verschleiß- und Korrosionsbedingungen an der betreffenden Anwendungsstelle sowie von wirtschaftlichen Erwägungen hinsichtlich der Überzugssysteme ab.

BEISPIELE

Die Erfindung ist im folgenden anhand von bevorzugten Ausführungsbeispielen näher erläutert.

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Beispiel I

12,7 χ 12,7 χ 25,4 mm große Proben aus Stahl AISI 1018 (Nennzusammensetzung 0,18 C; 0,75 Mn; Rest Fe) wurden zunächst auf einer 12,7 χ 25,4 mm großen Stirnseite mit der Legierung 1 in einer Dicke von 0,127 bis 0,508 mm entsprechend Tabelle II beschichtet.

Legierung 1 = W-Il Co-4,1 C (Wolframkarbide + Kobalt)

Sodann wurde die Legierung 2 im Plasmaspritzverfahren über den ersten Überzug in verschiedenen Dicken gemäß der Tabelle II aufgebracht.

Legierung 2 = Ni-?,3 B-2,7 Si-3,2 Cr-2,3 Fe

Diese Überzüge wurden dann für entweder 1 h bei 1100 C, 1 h bei 1160⁰C oder 5 min bei 1160°C im Vakuum wärmebehandelt. Die Überzüge hatten nach der Wärmebehandlung die in der Tabelle II zusammengestellten Härtewerte. Es zeigte sich, daß das Verhältnis des zweiten Überzuges zum ersten Überzug von großer Wichtigkeit ist, um in dem endgültigen Überzug die besten Mikrogefüge auszubilden. Wenn die Größe des zweiten Überzuges gegenüber dem ersten Überzug zu klein ist, wird der erste Überzug nicht voll durchdrungen; der Gesamtüberzug ist mit dem Substrat nicht gut verbunden. Dies war im Falle der Versuchsproben bei

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allen, bis auf die dünnsten ersten Überzüge, zu beobachten, wenn das Gewichtsverhältnis 0,30 oder weniger oetrug. Gute Mikrogefüge wurden bei Verhältnissen von 0.35 oder 0,40 ausgebildet, obwohl das Verhältnis von 0,40 vorzuziehen ist, weil bei dem Verhältnis von 0,35 die Neigung bestand, daß Bänder aus metallreichem Werkstoff auftraten, die weicher als der Rest des Überzuges waren. Die Härte der Überzüge mit einem Verhältnis von 0,45 war geringer als bei den Überzügen mit Verhältniswerten von 0,35 oder 0,40, mit Ausnahme bei der niedrigeren Wärmebehandlungstemperatur. Die bei entweder Π00 oder 1160⁰C 1 h lang wärmebehandelten Überzüge waren einander ähnlich, mit der Ausnahme der Übe_#rzüge mit dem Verhältnis von 0,45. Dagegen zeigten die während der kürzeren Zeitspanne von 5 min bei 1160 C wärmebehandelten Überzüge eine etwas geringere Härte. Eine Überprüfung der Mikrogefüge und der Härtewerte zeigt, daß das Gewichtsverhältnis von 0,30 bis 0,45 brauchbar ist, daß jedoch vorzugsweise mit einem Gewichtsverhältnis von etwa 0,35 bis 0,40 gearbeitet wird.

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Tabelle II

Überzugsdicke (mm) Dickenver-

Legierung 1 Legierung 2 hältnis 2:1

Gewichtsverhältnis 2:1

Härte

C/60 min 1160°C/5 min 1100°C/60 min

0,127

0,254

0,381

0,508

0,076
0,089
0,102
0,114

0,152
0,178
0,203
0,229

0,229
0,267
0,318
0,343

0,305
0,356
0,406
0,457

0,6 0,7 0,8 0,9

0,30 0,35 0,40 0,45

739-1790 695-1897 1574 1510

1724 1746 1527 1296

1635 1512 1310 977

1443 1404 1142 901

1442 1564 1407 1167

1409 1267 1071

635-1397 1488 1697 1542

1552 1591 1591 1447

1641 1602 1534 1541

1597

1489 1217

ro co

to

OO

Beispiel 2

12,7 χ 12,7 χ 25,4 mm große Proben aus AISI 1018-Stahl wurden zunächst auf einer 12,7 χ 25,4 mm großen Stirnseite mit der Legierung 1 in der in Tabelle III angegebenen Dicke mittels eines Plasmaspritzbrenners beschichtet. Ein zweiter Überzug wurde dann über dem ersten ebenfalls im Plasmaspritzverfahren in der Dicke gemäß Tabelle III aufgebracht. Die für die zweite Überzugsschicht verwendeten Zusammensetzungen waren die folgenden:

Legierung 3 Ni-7,0 Cr-3,5 B-4,5 Si-3,0 Fe

4 Ni-15,6 B

5 Ni-3,8 Cr-6,0 B-2,5 Si

6 Ni-3,8 Cr-9,4 B

Entsprechend der Tabelle III wurden verschiedene Verhältnisse der Dicken von zweitem Überzug zu erstem Überzug vorgesehen. Die beschichteten Proben wurden dann bei 1100 bis 1160 C 1 h lang im Vakuum wärmebehandelt. Weil die Wärmebehandlung nicht optimiert war, traten einige Bereiche mit hohem Metallgehalt und niedriger Härte auf; die vorherrschenden Härtewerte sind jedoch in der Tabelle III angegeben. Die Mikrogefüge erwiesen sich als abhängig von dem Verhältnis des zweiten Überzugs zum ersten Überzug. Im Falle der Legierung 3 zeigte es sich, daß alle Überzüge eine poröse Außenschicht hatten und

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daß unter den vorgesehenen Bedingungen die Restspannung des resultierenden Überzuges so groß war, daß die Überzüge mit einem Dickenverhältnis zwischen dem zweiten Überzug und dem ersten Überzug von mehr als 0,8 sich während des Beschichtens abhoben. Die Überzüge mit einem niedrigeren Verhältnis zeigten eine gewisse Porosität in der Außenzone des Überzuges. Wenn für den zweiten Überzug die Legierung 4 benutzt wurde, war eine wesentlich stärkere Reaktion mit dem ersten Überzug und dem Substrat zu beobachten. Wurde mit einem hohen Verhältnis von zweitem Überzug zu erstem Überzug gearbeitet, wurden außergewöhnlich große Teilchen in der Außenzone, begleitet von einem recht weiten Bereich an Härtewerten in dieser Zone, angefunden. Bei niedrigeren Verhältnissen oder Wärmebehandlungstemperaturen wurden jedoch gleichförmigere Mikrogefüge mit recht hohen, gleichförmigen Härtewerten erzielt. Die Verwendung der Legierung 5 führte zu allgemein brauchbaren Mikrogefügen. Es traten jedoch gelegentlich hohe Konzentrationen an Infiltrat in der inneren Hälfte des Überzuges bei hohen Verhältnissen von zweitem Überzug zu erstem Überzug auf. Bei Verwendung der Legierung 6 als zweitem Überzug wurden brauchbare Mikrogefüge für alle Verhältnisse erzielt. Das Vorhandensein einer wesentlichen Menge an Si ist daher nicht notwendig.

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Tabelle III

zweiter Überzug*

Legierung

Dickenverhältnis	Gewichtsverhältnis
2.Überzug:1.Überzug	2.Überzug:1.Überzug
0,6	0,32
0,7	0,37
0,8	0,42
0,9	0,47
0,6	0,28
0,7	0,32
0,8	0,37
0,9	0,41
0,6	0,33
0,7	0,38
0,8	0,43
0,9	0,4?
0,6	0,30
0,7	0,36
0,8	0-41

Härte

1160°C/60 min 11ÖO°C/6O min

1422 1446 1663 1575

980 1017

837 1330

1790 1860 2228 2013

1682 1768 1484

1704

2013

erster Überzug 0,203 bis 0,254 mm dick aus Legierung co

co

OO

Beispiel 3

12,7 χ 12,7 χ 25,4 mm und 12,7 χ 25,4 χ 76,2 mm große Proben aus AISI 1018-Stahl wurden auf einer 12,7 χ 25,4 mm oder 25,4 χ 76,2 mm großen Stirnseite mit der Legierung 1 im Plasmaverfahren in einer Dicke von etwa 0,23 mm beschichtet, worauf ein zweiter Überzug mit einer Gesamtzusammensetzung der Legierung 2 im Beispiel 1 aufgetragen wurde, der jedoch aus einer Mischung von 50 % Legierung 3 und 50 % Legierung 4 bestand. Der Auftrag des zweiten Überzuges erfolgte ebenfalls im Plasmaverfahren. Die Dicke war so bemessen, daß Dickenverhältnisse zwischen dem zweiten Überzug und dem ersten Überzug von 0,81, 0,85 und 0,90 erhalten wurden. Diese Überzüge wurden dann 60 oder 120 min lang bei 1100°C oder 60 min lang bei 1150⁰C wärmebehandelt. Die erhaltenen Mikrogefüge für alle Überzüge waren generell befriedigend; die Härtewerte lagen zwischen 1478 und 1597 DPH₃₀₀,mit Ausnahme des bei 1150⁰C 60 min lang wärmebehandelten 0,9-Verhältnisses (1304DPH₃₀₀). Zwischen den Proben bestanden wenig Unterschiede, mit der Ausnahme, daß die bei 1150°C wärmebehandelten Proben etwas weicher als die bei 1100°C wärmebehandelten Proben waren. Aufgrund der Mikrogefüge und der Härtewerte der Überzüge ist zu erwarten, daß alle diese Proben eine extrem gute Verschleißfestigkeit haben.

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Beispiel 4

Die Kolben, die in Stimulationspumpen für Erdölbohrungen verwendet werden, um Sandaufschlämmungen zu pumpen, erfahren einen starken Verschleiß und haben normalerweise eine extrem kurze Lebensdauer. Um das Betriebsverhalten der erfindungsgemäßen Überzüge gegenüber bekannten Überzügen zu bestimmen, wurden die drei Kolben einer Triplexpumpe mit drei unterschiedlichen Werkstoffen beschichtet und zwar mit Colmonoy 6 (Handelsname der Wall-Colmonoy, Inc.) (14 Cr-3.0 B-4_r5 Si-4,5 Fe-O,7 C-Rest Nickel), aufgetragen im herkömmlichen Saυerstoff-Acetylen-Hartauftragschweißverfahren, LW-15' (WC-I0Co-4Cr) ein von der Union Carbide Corporation angewendeter Explosionsplattierüberzug, und einem Überzug nach der Erfindung. Die Kolben hatten einen Durchmesser von 95,25 mm, eine Länge von etwa 482 mm und eine beschichtete Länge von etwa 356 mm. Der für diesen Versuch vorgesehene Überzug nach der Erfindung wurde hergestellt, indem ein erster Überzug aus der Legierung 1 in einer Stärke von 0,28 mm aufgebracht wurde. Dann wurde ein 0,22 mm dicker zweiter Überzug aus 50 Gew.% Legierung 3 plus 50 Gew.% Legierung 4 aufgetragen. Beide diese Überzüge wurden im Plasmaverfahren aufgebracht. Der Kolben wurde dann bei 1100 C im Vakuum 120 min lang wärmebehandelt. Der Überzug wurde anschließend geschliffen und geläppt. Der resultierende

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Überzug hatte eine Dicke von etwa 0,31 mm. Die Pumpe wurde zusammenmontiert und in der typischen Weise praktisch eingesetzt, bis der Colmonoy-6-Überzug ausfiel. Zu diesem Zeitpunkt schien der LW-15-Überzug erheblich abgenutzt zu sein; er war jedoch in besserem Zustand als der Colmonoy-6-Überzug. Dagegen zeigte der Überzug nach der Erfindung nur einen unbedeutenden Verschleiß. Der betreffende Kolben wurde zusammen mit zwei neuen Colmonoy-6-Kolben in eine andere Pumpe eingebaut. Wiederum ließ man die Pumpe laufen, bis der Colmonoy-6-Überzug ausfiel. Eine Inspektion zeigte, daß der Überzug nach der Erfindung noch immer ohne· weiteres einsatzfähig war. Diese Folge wurde wiederholt. Dabei wurde gefunden, daß der Überzug nach der Erfindung eine Lebensdauer hatte, die vier bis sechs Mal so lang wie die von Kolben war, die mit Colmonoy 6 beschichtet waren.

Beispiel 5

Proben von unterschiedlicher Größe, Form und Zusammensetzung ' entsprechend der Tabelle IV (b) wurden mit einem ersten Überzug aus der Legierung 1 und einem zweiten Überzug aus einem Gemisch von 50 Gew.% Legierung 3 plus 50 Gew.% Legierung 4 in der in der Tabelle IV (a) angegebenen Dicke versehen. Diese Überzüge wurden dann im Vakuum bei 1100 bis 1200°C 15 bis 120 min lang wärmebehandelt. Auf allen Proben wurden Mikrogefüge ausgebildet, die ähnlich den zuvor mit diesem Beschichtungs-

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system erhaltenen waren, mit der Ausnahme, daß es zu kleineren Unterschieden in der Diffusionszone kam, die von der speziellen Zusammensetzung des Substrats abhingen. Damit ist erwiesen,, daß diese Überzüge für eine große Vielzahl von Stahlsubstraten geeignet sind.

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Tabelle IV.(a)

	Stahlzusam mensetzung (siehe Tab. IV(b))	Größe der be schichteten Oberfläche (mm)	Überzugsverarbeitungsbedingungen	Dickenver hältnis Legierung 3+4 /Legierung 1	Wärmebehandlung	Zeit (h)	Temperatur (°C)	Gewichtsverhältnis Legierung 3+4/ Legierung 1
	M-2	12,7x25,4	Überzugsdicke	0,8	1	1155	0,40
CO	D-2	12,7x12,7	Legierung 1 (mm)	0,8	1	1155	0,40
O co 00	Carb. 43B20	127 Außen0 χ 76,2 Innen0	0,20	0,8	2	1100	0,40
cn	1090	25,4x76,2	0,20	0,8	1	1100	0,40
O	1020	12,7x25,4, 25,4x76,2	0,28	0,7 bis 0,94	1/4 bis 2	1035 bis 1200	0,35 - 0,48
Oi —*	4140	12,7x25,4, 25,4x76,2, 50,8x63,5	0,28	0,7 bis 0,94	1/4 bis 2	1100 bis 1200	0,35 - 0,48
	4340	25,4 0	0,10-0,28	0,8	1	1165	0,40
	8620	25,4 0	0,10-0,28	0,8	1	1165	0,40
		0,25
		0,25

CD K> CD

Tabelle IV (b)

	Stahlzusammen setzungen	4340	M-2	D-2	4140	8620	1090	1020	Carb. 43B20	1018
	C	0,4	0,85	1,5	0,4	0,2	0,9	0,2	0,2	0,18
	Mn	0,85	-	-	0,9	0,9	0,75	0,45	0,55	0,75
	Si	0,20	-	-	0,3	0,3	-	-	0,3	-
to	Cr	0,75	4,0	12,0	0,95	0,5	-	-	0,5	-
O	Ni	1,80	-	-	-	0,55	-	-	1,80	-
1851	Mo W	0,25	5,0 6,0	1.0	0,2	0,2			0,25
„90/	V B	;	2,0	—	—				0,0005 min.	—
ΤΓΓίΐρ	Fe	Rest	Rest	Rest	Rest	Rest	Rest	Rest	Rest	Rest

Beispiel 6

12,7 χ 25,4 χ 76,2 mm große Proben aus AISI 1018-Stahl wurden auf einer 25,4 χ 76,2 mm großen Oberfläche im Plasmaspritzverfahren mit der Legierung 1 in einer Dicke von 0,28 mm beschichtet, worauf ein zweiter Überzug aus einem 50:50 Gemisch der Legierungen 3 und 4 in einer Dicke von 0,23 mm aufgebracht wurde. Die Proben wurden dann bei 1150°C 60 min lang im Vakuum wärmebehandelt. Die beschichtete Oberfläche wurde glattgeschliffen. Es wurde ein Abriebtest mit trockenem Sand durchgeführt. Der Überzug nach der Erfindung verlor ein etwas geringeres Werkstoffvolumen als Carboloy 883 (WC-6-Co, ein Handelsname der General Electric Company), einem gesinterten Wolframkarbidwerkstoff, und etwa ein Viertel desjenigen von LW-1N30, ein von der Union Carbide Corporation im Explosionsplattierverfahren aufgebrachter Überzug aus Wolframkarbid-13 Kobalt.

Beispiel 7

25,4 χ 12,7 χ 6?,? mm große Proben aus AISI 1018-Stahl wurden in einer Stärke von 0,25 bis 0,31 mm im Explosionsplattierverfahren auf den 25,4 χ 69,9 mm großen Stirnseiten mit der Legierung 7 beschichtet.

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Legierung 7 = W-9,50 Co-4,55 C (Wolframkarbide· +

Kobalt)

Gesonderte Proben wurden dann mit einer Oberschicht aus der Legierung 2 in Dickenverhältnissen von 0,3, 0,4, 0,5 und
0,6 oder Gewichtsverhältnissen von etwa 0,16, 0,21, 0,26 bzw. 0,32 versehen. Die Proben wurden dann im Vakuum bei 1110 bis 1120 C 2h lang wärmebehandelt. Die resultierenden Mikrogefüge waren wie oben erläutert. Die Härte des Überzuges
schwankte in Abhängigkeit von dem Dickenverhältnis. Sie betrug 1252, 1483, 1407 und 1249 DPH₃₀₀ für die Überzüge mit
den Verhältnissen von 0,3, 0,4, 0,5 bzw. 0,6.

Beispiel 8

25,4 χ 76,2 χ 12,7 mm große Stahlproben (AISI 1018) wurden
mit Gemischen der Legierungen 1, 3 und 4 entsprechend der
Tabelle V plasmagespritzt. Die Proben wurden dann im Vakuum bei Temperaturen von 1065 bis 1160 C zwischen 5 und 240 min lang wärmebehandelt. Das Mikrogefüge des Überzugs A war recht porös und das des Überzugs C nicht sehr gleichförmig. Der
Überzug B hatte jedoch ein sehr gleichförmiges Mikrogefüge, nur eine minimale geschlossene Porosität und eine Härte von 1200 bis 1500 DPH₃₀₀ in der äußeren Zone sowie von 1113 bis 1374 DPH₃₀₀ in der inneren Zone. Diese Überzüge konnten in

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ungewöhnlich großer Dicke auf einer flachen Oberfläche (mehr als 0,76 mm) aufgebracht werden, ohne sich abzuheben. Ein Abriebversuch mit trockenem Sand ergab für den Überzug B etwa die Hälfte der Verschleißrate eines explosionsplattieren WC-Co-Überzuges sowie einen etwas größeren Wert als die Verschleißrate von Carboloy 883, einem gepreßten und gesinterten WC-Co.

Tabelle V

Überzug A-

Zusammensetzung

67 % Legierung 1 16,5 % Legierung 3 16,5 % Legierung 4 63,5 % Legierung 1 18,25% Legierung 3 18,25% Legierung 4 60,0 % Legierung 1 20,0 % Legierung 3 20,0 % Legierung 4

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Beispiel 9

Proben aus AISI 1018-Stahl wurden mit Gemischen der Legierung I und der Legierung 2 in den in der Tabelle VI angegebenen Verhältnissen in einer Dicke von 1,52 bis 1,60 mm im Plasmaspritzverfahren beschichtet. Dann erfolgte eine Wärmebehandlung im Vakuum bei 1050 bis 1060 C während einer Dauer von 30 min. Die Härte der äußeren Zone der Überzüge ist in der Tabelle VI angegeben. Der Überzug D war etwas porös. Die Porosität des Überzuges E war geringer. Die Überzüge F, G und H hatten nur sehr wenige kleine Poren. Alle diese Poren waren geschlossen.

Tabelle VI Zusammensetzung (Gew.%)

Überzug Legierung 1 Legierung 2 Härte ^DPH300

D 73 27 1452

E 70 30 1435

F 67 33 1265

G 65 .35 1133

H 63,5 36,5 1189

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Beispiel 10

12,7 χ 25,4 χ 76,2 mm große Proben aus 1018 AlSI-Stahl wurden auf einer 25,4 χ 76,2 mm großen Stirnseite mit einer Mischung aus 63,5 % Legierung 1 und 36,5 % Legierung 6 in einer Dicke von 0,76 mm beschichtet. Die Proben wurden dann bei 1060 C 30 min lang irn Vakuum wärmebehandelt. Die erhaltene Härte betrug 1542 DPH,ΛΛ· Dies zeigt, daß ebenso wie bei dem Zweischichtensystem Si auch bei dem Einschichtsystem keinen notwendigen Bestandteil darstellt.

Beispiel 11

Proben aus AISI 1018-Stahlrohren mit einem Durchmesser von 102 mm und einer Länge von 152 mm wurden mit Gemischen der Legierungen 1, 3 und 4 in einer Dicke von 1,63 bis 1,98 mm entsprechend der Tabelle VII beschichtet. Die Proben wurden dann bei 1060 C im Vakuum 30 min lang wärmebehandelt. Die Härtewerte für die äußere Zone der erhaltenen Überzüge sind in der Tabelle VII zusammengestellt.

Tabelle VII

Zusammensetzung (Gew.%) Überzug Legierung 1 Legierung 4 Legierung 3 Här

I	62,	5	14, 6	21,	9	1278
J	62,	5	18,25	18,	25	1241
K	62,	5	21,9	14,	6	1 117
			Beispiel 12

12,7 χ 25,4 χ 76,2 mm große Proben aus AISI 1018-Stahl wurden auf einer 25,4 χ 76,2 mm großen Stirnseite im Plasmaverfahren mit einem Gemisch aus 18,25 % der Legierung 3, 18,25 % der Legierung A₁ Rest WC (eine stöchiometrische Verbindung von W-6,13 C ohne metallisches Bindemittel) beschichtet. Es wurde ein dichtes Mikrogefüge erhalten, wenn die Proben bei 1040°C im Vakuum 1 h lang wärmebehandelt wurden. Die Härte des Überzugs betrug 1010

Beispiel 13

6,35 χ 25,4 χ 50,8 mm große Proben einer Nickelbasislegierung (Ni-22 Cr-18,5 Fe-9 Mo-I,5 Co-0,6 W-I,0 Si-I,0 Mn-0,10 C) und einer Kobaltbasislegierung (Co-22 Cr-22 Ni-14,5 W-I,25 Mn-O,35 Si-O,10 C-3,0 Fe-O,? La) wurden im

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Plasmaverfahren auf einer 25,4 χ 50,8 mm großen Stirnseite mit einem Gemisch aus 18,25 % Legierung 3, 18,25 % Legierung 4, Rest Legierung 7, beschichtet. Die Proben wurden im Vakuum bei 1040°C 30 min lang, bei 1060⁰C 10 min lang und bei 1060⁰C 30 min lang wärmebehandelt. Die Härtewerte waren 1160, 1177 bzw. 1126 DPH₃₀₀ für die Überzüge auf der Nickelbasislegierung und 1219, 1187 bzw. 1228 DPH₃₀₀ auf der Kobaltbasislegierung. Die Mikrogefüge waren ähnlich denjenigen, wie sie auf Stahlsubstraten erhalten wurden.

Beispiel 14

Nahtlose Stahlrohre mit 25,4 mm Außendurchmesser, 165 mm Länge und 3,05 mm Wandstärke wurden außen mit einer 0,25 mm dicken Schicht aus der Legierung 1 und anschließend in einem Dickenverhältnis von 0,7 bis 0,8 (einem Gewichtsverhältnis von 0,35 bis 0,40) mit der Legierung 2 oder einem 50:50 Gew.Sa-Gemisch der Legierungen 3 und 4 beschichtet. Nach einer Wärmebehandlung bei 1100 C im Vakuum während 2 h wurden die Rohre in 12,7 mm lange Ringe geschnitten; das Stahlsubstrat wurde entfernt. Die erhaltenen Überzugsringe von 12,7 mm Länge und einem Außendurchmesser von 25,4 mm wurden einem korrodierenden Angriff durch Eintauchen in wässrige Lösungen jedes der folgenden Stoffe ausgesetzt, und zwar 50 Gew.% NaOH, 5 Gew.% HNO₃, 5 Gew.% H₂SO₄ und 20 Gew.2» HCl. Versuche wurden bei Raumtemperatur und

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bei den betreffenden Siedepunkten der Lösungen für eine Zeitspanne von 5 bis 9 Tagen durchgeführt. In den meisten Fällen konnte nur ein geringer oder gar kein korrodierender Angriff {■<. 0,025 mm) auf der Außenfläche des Überzugs beobachtet werden. Der stärkste Angriff erfolgte in siedender HNO^-Lösung, wo ein gleichförmiger Zunder aus Korrosionsprodukten von 0,10 mm Dicke nach einer Versuchsdauer von 7 Tagen ausgebildet war. Bei keiner der geprüften Proben zeigten sich Hinweise auf einen internen korrodierenden Angriff ausgehend von der extern beschichteten Oberfläche.

Beispiel 15

12,7 χ 25,4 χ 76,2 mm große Proben aus AISI 1018-Stahl wurden im Plasmaverfahren mit Gemischen aus (75/25 VC/WC) + 2 Ni + 2 Mo und einem Gemisch aus 50 Gew.% Legierung 3 und 50 Gew.% Legierung 4 beschichtet und dann für verschiedene Zeitspannen und bei unterschiedlichen Temperaturen wärmebehandelt. Überzüge, die 50 bis 55 Gew.% des Gemischs der Legierungen 3 und 4 enthielten, führten zu relativ feinen Mikrogefügen und zu Härtewerten von 1150 bis 1250 DPH₃Q₀, wenn eine 10-minütige

Wärmebehandlung bei 1050 oder 1060°C erfolgte.

Beispiel 16
12,7 χ 25,4 χ 76,2 mm große Proben aus AISI 1018-Stahl wurden

im Plasmaverfahren mit Gemischen aus TiC und einem Gemisch von 50 Gew.% Legierung 3 und 50 Gew.% Legierung 4 beschichtet. Überzüge, die 45 oder 50 Gew.% TiC enthielten und bei 1020 oder 1030 C im Vakuum 1/2 h lang wärmebehandelt wurden, hatten Härtewerte von 1050 bis 1200

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Claims

Ansprüche

(a) eine erste Komponente, die aus 0 bis 25 Gew./S mindestens eines Bindemittels aus der Kobalt, Eisen, Nickel und deren Legierungen umfassenden Gruppe und mindestens einem Metallkarbid aus der Wolfram-, Chrom-, Vanadium-, Hafnium-, Titan-, Zirkonium-, Niob-, Molybdän- und Tantalkarbide sowie deren Verbindungen umfassenden Gruppe besteht,

(b) eine zweite Komponente im wesentlichen bestehend aus einer einzigen Legierung oder einem Gemisch von Legierungen mit einer Gesamtzusammensetzung von 3,0 bis 18,0 Gew.% Bor, 0 bis 6 Gew.% Silicium, 0 bis 20 Gew.% Chrom, 0 bis 5 Gew.% Eisen, Rest Nickel,

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FERNSPRECHER: 08S/60U039 · KABELrELECTRICPATENT MÜNCHEN

wobei die erste Komponente 40 bis 75 Gew.% des gesamten Pulvers ausmacht.
2. Pulver zum Aufbringen über einem auf einem Metallsubstrat befindlichen Metallkarbidüberzug mit einer Dichte von mehr als 75% der theoretischen Dichte, dadurch gekennzeichnet, daß das Pulver im wesentlichen aus einer einzigen Legierung oder einem Gemisch von Legierungen mit einer Gesamtzusammensetzung von 3,0 bis 18,0 Gew.% B, 0 bis 6 Gew.% Si, 0 bis 20 Gew.% Cr, 0 bis 5 Gew.% Fe, Rest Nickel besteht.
3. Pulver nach Anspruch 1 oder 2 zum Aufbringen mittels eines Verfahrens, das Überzüge mit einer Dichte von 75 % bis 95 % der theoretischen Dichte im nicht nachbehandelten Zustand ausbildet, dadurch gekennzeichnet, daß der Borgehalt der zweiten Komponente 6 bis 18 Gew.% beträgt.
4. Pulver nach Anspruch 1 oder 2 zum Aufbringen mittels eines Verfahrens, das Überzüge mit einer Dichte von mehr als 95 % der theoretischen Dichte im nicht nachbehandelten Zustand ausbildet, dadurch gekennzeichnet, daß der Borgehalt der zweiten Komponente 3 bis 18 % beträgt.
5. Pulver nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß als Metallkarbid Wolframkarbid vorgesehen ist

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6. Pulver nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß als Metallkarbid Titankarbid vorgesehen ist.
7. Pulver nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß als Metallkarbid Vanadiumkarbid vorgesehen ist.
8. Pulver nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß das Metallkarbid aus einem Gemisch und/oder einer Verbindung von Vanadiumkarbid und Wolframkarbid besteht. -
9. Pulver nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß das Wolframkarbid aus 3,20 bis 6,13 Gew.% Kohlenstoff, Rest Wolfram gebildet ist.
10. Pulver nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß das Wolframkarbid 75 bis 55 Gew.% der Gesamtzusammensetzung ausmacht.
11. Pulver nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß als Metallkarbid Wolframkarbid vorgesehen ist und der Borgehalt des Pulvers 6 bis 11 Gew.% beträgt.

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-A-
12. Pulver nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß der Borgehalt 3 bis 11 Gew.% beträgt.
13. Verfahren zur Herstellung eines Überzuges mit hoher Verschleißfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit auf einem Metallsubstrat, dadurch gekennzeichnet, daß

(α) mittels eines Verfahrens, das die Ausbildung eines Überzugs mit einer Dichte von mehr als 75 % der theoretischen Dichte im nicht nachbehandelten Zustand erlaubt, ein aus zwei oder mehr Komponenten bestehender Stoff aufgetragen wird, dessen erste Komponente aus 0 bis 25 Gew.% mindestens eines Bindemittels aus der Kobalt, Eisen, Nickel und deren Legierungen umfassenden Gruppe und mindestens einem Metallkarbid aus der Wolfram-, Chrom-, Vanadium-, Hafnium-, Titan-, Zirkonium-, Niob-, Molybdän- und Tantalkarbide sowie deren Verbindungen umfassenden Gruppe besteht, und dessen zweite Komponente im wesentlichen aus einer einzigen Legierung oder einem Gemisch von Legierungen mit einer Gesamt zusammensetzung von 3,0 bis 18,0 Gew.% Bor, 0 bis 6 Gew.% Silicium, 0 bis 20 Gew.% Chrom, 0 bis 5 Gew.% Eisen, Rest Nickel, besteht, wobei die erste Komponente 40 bis 75 Gew.% der gesamten Zusammensetzung ausmacht,

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(b) der in dieser Weise aufgebrachte Überzug auf eine Temperatur von mehr als 950 C für eine ausreichende Zeitdauer erhitzt wird, um ein erhebliches Schmelzen der zweiten Komponente sowie eine Reaktion der zweiten Komponente mit einem wesentlichen Teil der ersten Komponente zu bewirken, und

(c) der Überzug unter Bildung von Boriden, Karbiden und intermetallischen Phasen und Ausbildung eines im wesentlichen vollkommen dichten, von untereinander verbundenen Poren freien Überzuges mit einer Härte von mehr als 1000 DPH₃₀₀ abgekühlt wird.
14. Verfahren nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, daß der Verfahrensschritt (a) im Plasmaverfahren ausgeführt und ein Überzug aufgebracht wird, der eine Dichte von mehr als 75 % der theoretischen Dichte hat.
15. Verfahren nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, daß der Verfahrensschritt (a) im Explosionsplattierverfahren ausgeführt und ein Überzug aufgebracht wird, der eine Dichte von mehr als 95 % der theoretischen Dichte hat.
16. Verfahren zur Herstellung eines Überzuges mit honer Verschleißfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit auf einem Metallsubstrat, dadurch gekennzeichnet, daß

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(α) mittels eines Verfahrens, das die Ausbildung eines Überzugs mit einer Dichte von mehr als 75 % der theoretischen Dichte im nicht nachbehandelten Zustand erlaubt, ein Stoff aufgetragen wird, der aus 0 ois 25 Gew.SS mindestens eines Bindemittels aus der Kobalt, Eisen, Nickel und deren Legierungen unnfussonoen Gruppe und mindestens einem Metallkarbid aus der wolf ro?"-. Chrom-, Vanadium-, Hafnium-, Titan-, Zirkonium-, iSiiob-, Molydän- und Tantalkarbide sowie deren Verbinaungen umfassenden Gruppe besteht,

(b) über dem im Verfahrensschritt (a) ausgebildeten Überzug ein Stoff aufgebracht wird, der im wesentlichen aus einer einzigen Legierung oder einem Gemisch von Legierungen mit einer Gesamtzusammensetzung von 3,0 bis 18,0 Gew.% Bor, 0 bis 6 Gew.% Silicium, 0 bis 20 Gew.% Chrom, 0 bis 5 Gew.% Eisen, Rest Nickel, besteht,

(c) der in den Verfahrensschritten (a) und (b) auf vj ο or achte Überzug auf eine Temperatur von mehr als 9bC^C für eine ausreichende Zeitdauer erhitzt wir^i, um den überzug des Verfahrensschrittes (b) in den überzug vies V^f fahrensschrittes (a) eindringen und mit diese«

ren zu lassen, und

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BAD ORIGINAL

(d) der Überzug unter Bildung von Boriden, Karbider,

und intermetallischen Phasen und Ausoildung eines
praktisch vollkommen dichten, von untereinander
verbundenen Poren freien Überzuges mit einer Härte von mehr als 1000 DPH₃₀₀ abgekühlt wird.
17. Verfahren nach Anspruch 16, dadurch gekennzeichnet, daß der Verfahrensschritt (a) im Plasmaverfahren durchgeführt wird.
18. Verfahren nach Anspruch 16, dadurch gekennzeichnet, daß der Verfahrensschritt (a) im Explosionsplattierverfahren durchgeführt wird.
19. Verfahren nach einem der Ansprüche 16 bis 18, dadurch gekennzeichnet, daß als Bindemittel Kobalt und als Metallkarbid Wolframkarbid verwendet wird und daß das Gewichtsverhältnis zwischen dem Überzug des Verfahrensschrittes (b)und dem Überzug des Verfahrensschrittes {a} auf 0,09 bis 0,65 eingestellt wird.
20. Verfahren nach Anspruch 19, dadurch gekennzeichnet, daß das Kobalt 10 bis 25 Gew.% und das Wolframkarbid 90 bis 75 Gew.% des Überzuges des Verfahrensschrittes (a) ausmachen.

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21. Verfahren nach Anspruch 20, dadurch gekennzeichnet, daß der Überzug des Verfahrensschrittes (a) im Plasmcverfahren aufgebracht wird und daß die Zusammensetzung des im Verfahrensschritt (b) aufgebrachten Überzuges 6,0 bis 11,0 Bor, 2,0 bis 4,0 Si, 3,0 bis 15,0 Cr, 0 bis 2,0 Fe, Rest Ni, beträgt.
22. Verfahren nach Anspruch 20, dadurch gekennzeichnet, daß der Überzug des Verfahrensschrittes (a) im Explosionsplattierverfahren aufgebracht wird und die Zusammensetzung des im Verfahrensschritt (b) aufgebrachten Überzuges 3,0 bis 11,0 Bor, 2,0 bis 4,0 Si, 3,0 bis 15,0 Cr, 0 bis 2,0 Fe, Rest Ni, beträgt.
23. Verfahren nach einem der Ansprüche 19 bis 22, dadurch gekennzeichnet, daß das Gewichtsverhältnis des ÜDerzuges des Verfahrensschrittes (b) zu dem Überzug des Verfahrensschrittes (a) auf 0,35 bis 0,40 eingestellt wird.
24. Überzug auf einem Metallsubstrat, gekennzeichnet durch eine Interdiffusionszone mit dem Substrat, eine Zwischenzone, die aus einem Gradienten von Boriden, Karbiden und intermetallischen Phasen in einer Metallmatrix besteht, und eine ein- oder mehrlagige harte Außenzone, die große, eckige Boride, Karbide und intermetallische Teilchen enthält und eine Härte von 1000 bis 2200 DPH₃₀₀ hat.

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