DE2940970T1

DE2940970T1 - Padding alloys based on nickel

Info

Publication number: DE2940970T1
Application number: DE792940970T
Authority: DE
Inventors: K Hidaka; K Tanaka
Original assignee: Fukuda Metal Foil and Powder Co Ltd
Current assignee: Fukuda Metal Foil and Powder Co Ltd
Priority date: 1978-03-16
Filing date: 1979-02-05
Publication date: 1980-12-11
Also published as: GB2036078A; IT7925270A0; EP0011649A4; JPS6249341B2; WO1979000772A1; DE2940970C2; IT1122811B; GB2036078B; EP0011649A1; US4404049A; EP0011649B1

Description

Aufschweißlegierung auf Nickelbasis Fachgebiet

Die Erfindung betrifft eine Aufschweißlegierung auf Nickelbasis und bezieht sich insbesondere auf eine Aufschweißlegierung auf Nickelbasis mit hoher Zähigkeit bzw. Zähfestigkeit, hoher Verschleißfestigkeit und hoher Korrosionsfestigkeit, die zur Bildung harter Oberflächen auf verschiedenen Arten von Strukturen, Maschinenteilen, Instrumenten usw. eingesetzt wird.

Stand der Technik

Unter verschiedenen Verfahren zur Bildung von harten . Oberflächen auf verschiedenen Arten von Strukturen, Maschinenteilen, Instrumenten usw. zwecks Verhinderung von Verschleiß, Korrosion, Oxidation bei hoher Temperatur, Erosion usw. ist ein Verfahren zur Bildung harter Oberflächen unter Anwendung sog. selbstschmelziger Legierungen mittels Spritzen oder Auftragsschweißen bekannt.

0 30603/0 0 5.2

XI/rs

~ 3 - ^B "⁷⁰

Selbstschmelzige Legierungen enthalten eine Basis aus Nickel (Ni), Nickel-Chrom (Ni-Cr) oder Kobalt-Chrom (Co-Cr) und als Zusatzstoffe Bor (B) und Silicium (Si). Von solchen selbstschmelzigen Legierungen werden Legierungen auf Nickelbasis, die 1 bis 3 Gew.-% Bor und 2,3 bis 5 Gew.-% Silicium enthalten, wegen ihrer relativ guten Verschleißfestigkeit, Korrosionsfestigkeit und Umformbarkeit bzw. Verarbeitbarkeit für das Auftragsschweißen in weitem Umfang eingesetzt.

Die vorstehend erwähnten, üblichen selbstschmelzigen Legierungen auf Nickelbasis haben jedoch einen Nachteil, der darin besteht, daß unter bestimmten Anwendungsbedingungen in der Aufschweißlegierungsschicht Brüche, Risse, Spalten oder Sprünge auftreten, wenn die selbstschmelzigen Legierungen auf ein großes Stück eines Trägermetalls oder auf einen Träger aus einem Metall, dessen thermischer Ausdehnungskoeffizient sich in hohem Maße von den thermischen Ausdehnungskoeffizienten der Legierungen unterscheidet, aufgebracht worden sind.

Dieser Nachteil wird dadurch verursacht, daß in der Struktur, aus der die Matrix der üblichen selbstschmelzigen Legierungen auf Nickelbasis gebildet wird, eine quasibinäre eutektische Struktur aus einer festen Lösung in Ni + Ni₃B vorhanden ist.

Da das Ni₃B in der quasibinären eutektischen Struktur aus fester Lösung in Ni + Ni^B so spröde bzw. brüchig

^ou ist, daß diese binäre eutektische Struktur die am wenigsten zähe und am wenigsten duktile bzw. dehnbare bzw. verformbare Struktur in der Matrix ist, treten, wie vorstehend erwähnt wurde, in der aus der Legierung gebildeten Aufschweißschicht unter bestimmten Anwendungsbedingungen Brüche, Risse, Spalten oder Sprünge auf.

030603/Ό052

- i\ - B 9970

Die vorstehend erwähnten selbstschmelzigen Legierungen auf Nickelbasis haben zwar eine relativ hohe Ver-Schleißfestigkeit und Korrosionsfestigkeit, jedoch wurde gefunden, daß diese Eigenschaften unter bestimmten Anwendungsbedingungen nicht in ausreichendem Maße zufriedenstellend sind, so daß sich noch vieles verbessern ließe.

Außer den selbstschmelzigen Legierungen auf Nickelbasis sind Legierungen auf Kobaltbasis bekannt, die für die Bildung harter Oberflächen bzw. für das Auftragsschweißen zur Verfügung stehen. Diese Legierungen enthalten 0,9 bis 1,6 Gew.-% Kohlenstoff, weniger als 0,5 Gew.-% Mangan, 0,8 bis 1,5 Gew.-% Silicium, 26 bis 29 Gew.-% Chrom, 4 bis 6 Gew.-% Wolfram und weniger als 3 Gew.-% Eisen, wobei der Rest aus Kobalt besteht. Die Legierungen haben eine Härte von 35 bis 45 in der Rockwell C-Skala und eine Charpy-Kerbschlagzähigkeit von 0,9 bis 1,4 kg.m.cm . Selbst unter Bedingungen, die in einer aus den üblichen selbstschmelzigen Legierungen auf Nickelbasis gebildeten Aufschweißschicht Brüche, Risse, Spalten oder Sprünge verursachen würden, sind die Legierungen auf Kobaltbasis für Brüche, Risse, Spalten oder Sprünge weniger empfänglich und haben eine

relativ hohe Verschleißfestigkeit.

Wenn man die Legierungen auf Kobaltbasis jedoch an solchen Stellen wie Kernenergieanlagen einsetzt, wo sie radioaktiver Strahlung ausgesetzt werden, wird Co ,

ein Isotop mit einer langen Halbwertszeit, gebildet, was zur Gefahr einer Umweltverseuchung führt. Es ist daher unerwünscht, eine Legierung auf Kobaltbasis zum Auftragen von Hartmetall auf einen Ventilsitz einzusetzen, der z. B. in einem Atomkraftwerk verwendet

wird, und es bestand ein Bedarf an Aufschweißlegierungen, die die Legierungen auf Kobaltbasis ersetzen kön-

030603/Ό052

- 5 -~ B 9970

nen.

Um die vorstehend erwähnten technischen Probleme zu lösen, haben die Erfinder die Zusammensetzung von selbstschmelzigen Legierungen auf Nickelbasis untersucht und verschiedene Versuche durchgeführt, wobei die drei folgenden Bedingungen als Grundbedingungen festgelegt wurden, die die erfindungsgemäßen Legierungen erfüllen müssen:
10

(1) Sie müssen eine Härte (Rockwell C-Skala) über 35 haben.

(2) Sie müssen eine Charpy-Kerbschlagzähigkeit über 0,9 kg.m.cm haben.

(3) Der mit der Kerbschlagzähigkeit multiplizierte Wert der Härte sollte 45 überschreiten. (Dieser Wert wird nachstehend als HI-Wert bezeichnet.)

Die Aufschweißlegierungen auf Nickelbasis, die die vorstehenden Bedingungen erfüllen, erfüllen in ausreichendem Maße die üblichen Bedingungen, unter denen die Legierungen auf Kobaltbasis jetzt bei verschiedenen Anwendungen eingesetzt werden.

Eine Aufgabe der Erfindung ist die Bereitstellung von Aufschweißlegierungen auf Nickelbasis, die die drei vorstehenden Bedingungen erfüllen, die zäh und

^OKJ duktil bzw. dehnbar bzw. verformbar sind und eine hervorragende Verschleißfestigkeit und Korrosionsfestigkeit und eine gute Umformbarkeit bzw. Verarbeltbarkeit für ein Auftragsschweißen haben, wobei es unwahrscheinlich ist, daß in der mit den Aufschweißlegierungen

° gebildeten Aufschweißschicht Brüche, Risse, Spalten

030603/Ό052

X' G> — B 9970

oder Sprünge auftreten.

Eine andere Aufgabe der Erfindung ist die weitere Erhöhung der Korrosionsfestigkeit solcher Aufschweißlegierungen auf Nickelbasis, wie sie vorstehend erwähnt worden sind.

Offenbarung der Erfindung

Die vorstehend erwähnten Aufgaben der Erfindung werden erfindungsgemäß durch die Legierungen mit den nachstehenden Zusammensetzungen (1) bis (7) gelöst:

(1) Durch eine Aufschweißlegierung auf Nickelbasis,

die aus 0,05 bis 1,5 Gew.-% Bor, 3 bis 7 Gew.-% Silicium, 7,5 bis 35 Gew.-% Chrom und 0,05 bis 1,5 Gew.-% Kohlenstoff und im wesentlichen Nickel als Rest besteht, wobei das Gewichtsverhältnis von Silicium zu Bor (Si/B) höher als 3,3 ist;

(2) durch die vorstehend bei (1) beschriebene Aufschweißlegierung auf Nickelbasis, die außerdem weniger als 30 Gew.-% Eisen enthält;

(3) durch die vorstehend bei (1) beschriebene Aufschweißlegierung auf Nickelbasis, die außerdem weniger als 5 Gew.-% Wolfram enthält;

(4) durch die vorstehend bei (1) beschriebene

™ Aufschweißlegierung auf Nickelbasis, die außerdem weniger als 30 Gew.-% Eisen und weniger als 5 Gew.-% Wolfram enthält;

030603/Ό052

- /- \ - B 9970

(5) durch die vorstehend bei (1), (2), (3) oder (4) beschriebene Aufschweißlegierung auf Nickelbasis, die außerdem 0,1 bis 3 Gew.-% Zinn enthält;

(6) durch die vorstehend bei (1), (2), (3) oder (4) beschriebene Aufschweißlegierung auf Nickelbasis, die außerdem 0,1 bis 3 Gew.-% Tantal enthält und

(7) durch die vorstehend bei (1), (2), (3) oder (4) beschriebene Aufschweißlegierung auf Nickelbasis, die außerdem 0,1 bis 3 Gew.-% Zinn und 0,1 bis 3 Gew.-% Tantal enthält.

Im folgenden wird begründet, warum die Zusammensetζungen dieser Legierungen und die Mengen der Bestandteile in der vorstehend angegebenen Weise festgelegt worden s ind:

(a) Bor (B) und Silicium (Si):

Sowohl Bor als auch Silicium beeinflussen die Härte und die Kerbschlagzähigkeit der Legierung und haben auch die Aufgabe der Verbesserung der Umformbarkeit bzw. Verarbeitbarkeit der Legierung beim Auftragsschweißen bzw. bei der Bildung einer harten Oberfläche. Mit weniger als 0,05 Gew.-% Bor oder weniger als 3 Gew.-% Silicium sinkt die Härte in der Rockwell C-Skala unter 35, was zur Verminderung der Verschleißfestigkeit und

zur Verschlechterung der Umformbarkeit bzw. Verarbeiten
^ου barkeit infolge einer großen Menge an nicht selbstschmelziger Schlacke führt, die gebildet wird, wenn man die Legierung zur Bildung einer harten Oberfläche aufbringt. Ein Bor- oder Siliciumgehalt, der unter den vorstehenden Prozentsätzen liegt, wird deshalb nicht bevorzugt. Mit mehr als 1,5 Gew.-% Bor oder mehr als

030603/Ό052

- /- % - B 9970

7 Gew.-% Silicium sinkt die Kerbschlagzähigkeit unter

-2

0,9 kg.m.cm , und der HI-Wert sinkt unter 45, wobei in der Aufschweißschicht möglicherweise Brüche, Risse, Spalten oder Sprünge auftreten. Ein Bor- oder Siliciumgehalt, der über diesen Prozentsätzen liegt, wird deshalb nicht bevorzugt.

(b) Gewichtsverhältnis von Silicium zu Bor (Si/B):

Bei den bekannten selbstschmelzigen Legierungen auf Nickelbasis, die Bor und Silicium enthalten, beträgt das Gewichtsverhältnis von Silicium zu Bor (Si/B) weniger als 3. Als Ergebnis verschiedener Untersuchungen und Versuche fanden die Erfinder, daß die Legierung nicht ausreichend zäh und nicht ausreichend duktil bzw. dehnbar bzw. verformbar ist, wenn dieses Verhältnis unter 3 liegt, und daß in der Aufschweißschicht Brüche, Risse, Spalten und Sprünge gebildet werden, wenn die Legierung als Aufschweißschicht auf einen Gegenstand mit großen Abmessungen aus dem Trägermetall oder auf einen Gegenstand, dessen thermischer Ausdehnungskoeffizient sich von dem thermischen Ausdehnungskoeffizienten der Legierung unterscheidet, aufgebracht wird. Anhand der folgenden Überlegungen wurde gefunden, daß es möglich ist, die Zähigkeit bzw. Zähfestigkeit und die Duktilität bzw. Dehnbarkeit bzw. Verformbarkeit der Legierungen zu erhöhen und die vorstehend erwähnten Mängel vollständig zu beseitigen, indem man das Verhältnis Si/B größer als 3,3 macht.

Die üblichen selbstschmelzigen Legierungen auf Nickelbasis bestehen aus 1 bis 3 Gew.-% Bor, 2,3 bis 5 Gew.-% Silicium, O bis 17 Gew.-% Chrom, 0,1 bis 1 Gew.-% Kohlenstoff, O bis 5 Gew.-% Eisen und, falls

notwendig, bis zu 5 Gew.-% eines Vertreters oder

030603/Ό052

B 9970

mehrerer Vertreter von Kupfer, Molybdän und Wolfram, wobei der Rest im wesentlichen Nickel ist. Eine metallographische Analyse des Legierungssystems ergibt folgendes:
5

i) Die Matrix besteht hauptsächlich aus drei Elementen, nämlich aus Nickel, Bor und Silicium. Da es sich hier bei dem Nickel um eine feste Lösung handelt, die Silicium, eine kleine Menge Bor und Chrom, Eisen, Kupfer, Molybdän, Wolfram usw. enthält, wie nachstehend erläutert wird, wird diese feste Lösung in Nickel mit (Ni) bezeichnet, um sie von reinem Nickel zu unterscheiden.

ü) Ein Teil des hinzugegebenen Chroms wird in (Ni) im festen Zustand aufgelöst, so daß dieses Chrom in die Matrix eintritt, und der Rest des Chroms wird mit dem gleichzeitig hinzugegebenen Kohlenstoff unter Bildung von Chromcarbid, hauptsächlich von komplexem Chromcarbid des Typs M₇C₃, worin M hauptsächlich Chrom mit kleinen Mengen von Molybdän, Wolfram, Nickel, Eisen usw. bedeutet, und auch mit einem Teil des Bors unter Bildung von Chromborid, hauptsächlich von. komplexem Chromborid des Typs MB, worin M die gleiche Bedeutung wie das vorstehend definierte M hat, verbunden. Der Verteilungskoeffizient des Chroms, d. h. die Anteile, in denen das Chrom auf die Matrix und auf M₇C₃ verteilt wird, und der Verteilungskoeffizient des Bors,

d. h. die Anteile, in denen das Bor auf die Matrix

und auf MB verteilt wird, sind unbestimmt.

030603/Ό052

29A0.970

iii) Da die aus der flüssigen Legierung heraus erfolgende Erstarrung der Phasen M₇C₃ und MB bei Temperaturen (1270 ⁰C bis 1420 ⁰C) eintritt, die in ausreichendem Maße über dem Temperaturbereich liegen, in dem die Bestandteile der Matrix erstarren (960 ⁰C bis 1200 ⁰C und 960 ⁰C bis 1080 ⁰C für die meisten Bestandteile der Matrix), kristallisieren M₇C₃ und MB als die primäre und die sekundäre Phase, so daß sie in der Matrix dispergiert werden, bevor die Erstarrungstemperaturen der Bestandteile der Matrix erreicht sind. Da M₇C₃ und MB hart sind, werden sie als "harte Kristalle" bezeichnet.

iv) Eisen und Kupfer werden hauptsächlich in dem (Ni) in der Matrix aufgelöst, während Molybdän und Wolfram hauptsächlich in M₇C- oder MB aufgelöst werden.

v) Wie vorstehend erläutert wurde, haben die üblichen selbstschmelzigen Legierungen auf Nickelbasis mit den vorstehend erwähnten Zusammensetzungen eine Mikrostruktur, die entweder (a) eine aus den drei Elementen (Ni), Bor und Silicium bestehende Matrix oder (b) eine aus den gleichen drei Elementen, wie sie vorstehend unter (a) erwähnt wurden, bestehende Matrix, in der bei gleichzeitigem Vorhandensein einer großen Menge von Chrom und Kohlenstoff die harten Kristalle, hauptsächlich M₇C₃ und eine kleine Menge MB, dispergiert

sind, enthält.
30

Um die Zähigkeit und die Duktilität der selbstschmelzigen Legierungen auf Nickelbasis mit den vorstehenden Mikrostrukturen zu verbessern, haben die Erfinder metallographische Untersuchungen durchgeführt,

und sie fanden, daß die Zähigkeit und die Duktilität

030603/Ό052

- AA- B 9970

einer Legierung im wesentlichen durch die Zähigkeit und die Duktilität der Matrix der Legierung festgelegt werden und daß das Vorhandensein von harten Kristallen die Zähigkeit und die Duktilität nicht wesentlich beeinflußt, obwohl diese Eigenschaften dadurch in einem höheren oder geringeren Ausmaß verschlechtert werden können.

Zur Verbesserung der Zähigkeit und der Duktilität der üblichen selbstschmelzigen Legierungen auf Nickelbasis ist es daher notwendig, die Struktur ihrer Matrix zu verbessern.

Von diesem Gesichtspunkt aus wird zuerst die Legierung untersucht, deren Matrix aus den drei Elementen (Ni)-B-Si besteht. Aus Fig. 1, in der die Liquidusflache der ternären Legierung (Ni)-B-Si gezeigt wird, ist ersichtlich, daß die Liquidustemperatur der festen Lösung in Nickel sinkt, wenn Bor und Silicium zu Nickel hinzugegeben werden, so daß die primäre Kristallisationsfläche der festen Lösung in Nickel auf der Ni-B-Seite die primäre Kristallisationsfläche des Ni₃B und auf der Ni-Si-Seite die primäre Kristallisationsfläche des Ni₃Si begrenzt, wobei jeweils Reaktionslinien eines quasibinären Eutektikums dazwischenliegen.

Die Reaktionslinie des quasibinären Eutektikums L = (Ni) + Ni₃B erstreckt sich ausgehend vom binären eutektischen Punkt X (1093 ⁰C), bei dem der Borgehalt 3,9 Gew.-% beträgt, in die Richtung, in der der Borgehalt abnimmt und der Siliciumgehalt zunimmt, während die Temperatur sinkt, bis diese Reaktionslinie die Reaktionslinie des quasibinären Eutektikums L = (Ni) + Ni₃Si, die sich ausgehend vom binären eutektischen Punkt Z (1152 ⁰C), bei dem der Siliciumgehalt 11,5 Gew.-% beträgt, in die Richtung erstreckt, in der der

030603/Ό052

B 9970

Borgehalt zunimmt und der Siliciumgehalt abnimmt, während die Temperatur sinkt, im ternären eutektischen Punkt Y, bei dem der Borgehalt 2,2 Gew.-% und der Siliciumgehalt 7,2 Gew.-% beträgt, kreuzt.

Der Borgehalt und der Siliciumgehalt liegen bei den

üblichen selbstschmelzigen Legierungen auf Nickelbasis innerhalb des schraffierten Bereichs P in Fig. 2. Daher erreicht die Schmelze, deren Zusammensetzung im Punkt § liegt (2 Gew.-% Bor und 2,3 Gew.-% Silicium), in der Matrix dieser üblichen Legierungen die Liquidusflache, wenn die Temperatur sinkt, worauf (Ni) kristallisiert, während die Temperatur weiter sinkt, so daß sich die Zusammensetzung der Schmelze entlang der gestrichelten Linie vom Punkt a bis zum Punkt b ändert, wobei die Liquidustemperatur der Schmelze sinkt. Wenn der Punkt b erreicht ist, verändert sich die Zusammensetzung der Schmelze vom Punkt b bis zum Punkt Y entlang der Reaktionslinie des Eutektikums L = (Ni) + ^N^3®' während die Temperatur sinkt, wobei das binäre Eutektikum von (Ni) + Ni^B kristallisiert und die Temperatur der flüssigen Phase sinkt, bis der Punkt Y erreicht ist, worauf das ternäre Eutektikum von (Ni) + Ni₃B + Ni₃Si kristallisiert, so daß die Legierung erstarrt. Die MikroStruktur der Matrix dieser Legierung besteht demnach aus (Ni), aus dem binären Eutektikum von (Ni) + Ni₃B und aus dem ternären Eutektikum von (Ni) + Ni₃B + Ni₃Si.

^Ni3^{B ist sehr} hart (mit einer Vickershärte von 1050 bis 110O) und spröde bzw. brüchig, und das spröde Ni₃B umgibt in dem binären Eutektikum aus (Ni) + Ni₃B das zähe und duktile (Ni), so daß das binäre Eutektikum aus (Ni) + Ni_B eine niedrige Zähigkeit und Duktilität

OC ^J

hat und leicht Brüche bzw. Risse bildet.

030603/Ό052

B 9970

Andererseits ist das ternäre Eutektikum (Ni) + Ni^B + Ni₃Si zäher und duktiler als das vorstehend erwähnte, binäre Eutektikum, weil die Korngröße von Ni₃B in dem ternären Eutektikum aus (Ni) + Ni,B + Ni₃Si sehr gering ist, was darauf beruht, daß das Ni₃B in dem ternären Eutektikum vorliegt, und weil das Ni-Si, das weniger hart (mit einer Vickershärte von 800 bis 850), jedoch zäher und duktiler als Ni₃B ist, im Unterschied zu dem binären Eutektikum, bei dem die Außenseite des (Ni) vollständig durch Ni₃B umhüllt ist, die Umhüllung aus Ni₃B unterbricht.

Wie aus den vorstehenden Erläuterungen klar hervorgeht, enthält die Matrix bei den üblichen selbstschmelzigen Legierungen auf Nickelbasis das binäre Eutektikum von (Ni) + Ni₃B, durch das die Zähigkeit und die Duktilität der Legierungen in einem wesentlichen Ausmaß verschlechtert werden.

Die Mengen des hinzuzugebenden Bors und Sillciums werden daher erfindungsgemäß so festgelegt, daß sie innerhalb des Bereichs Q liegen, in dem das vorstehend beschriebene, binäre Eutektikum aus (Ni) + Ni₃B nicht gebildet wird, d. h. auf der Si-Seite der Linie, die den Punkt Ni und den Punkt Y verbindet. Mit anderen Worten, da im ternären eutektischen Punkt der Borgehalt 2,2 Gew.-% und der Siliciumgehalt 7,2 Gew.-% beträgt, sind die Zähigkeit und die Duktilität der Legierungen deutlich verbessert worden, indem das Gewichtsverhält-

™ nis von Silicium zu Bor (Si/B) über das Verhältnis im ternären eutektischen Punkt (Si/B 9 7,2/2,2 «3,3) hinaus erhöht wurde, wodurch die Kristallisation des binären Eutektikums von (Ni) + Ni₃B verhindert wird, während an dessen Stelle das zähere und duktilere binäre Eutektikum aus (Ni) + Ni₃Si gebildet wird.

030603 Λ0 052

29A0970

- AH «-

B 9970

Wie vorstehend beschrieben wurde, unterscheidet sich die MikroStruktur der Matrix des erfindungsgemäßen Legierungssystems wesentlich von der MikroStruktur des üblichen selbstschmelzigen Legierungssystems auf Nickelbasis, da sie aus (Ni), aus dem binären Eutektikum von (Ni) + Ni₃Si und aus dem ternären Eutektikum von (Ni) + Ni₃Si + Ni₃B besteht.

Da die erfindungsgemäßen Legierungen Chrom in relativ hohen Mengen enthalten, ist es notwendig, das quaternäre System von Ni-Cr-B-Si oder, falls Kohlenstoff zusammen mit Chrom hinzugegeben wird, das quinäre System von Ni-Cr-B-Si-C zu untersuchen. Die Durchführung einer genauen Analyse ist jedoch unmöglich, da es kein Phasendiagramm eines solchen Vielkomponentensystems gibt.

Wie vorstehend beschrieben wurde, wird jedoch ein Teil des Chroms in das (Ni) mitgeführt bzw. mitgerissen, während der Rest des Chroms harte Kristalle aus Cr₇C₃,

CrB usw. bildet, die andere Phasen als die Matrix bilden. Die Menge des in der Matrix vorliegenden Bors (diese Menge wird durch B(M) ausgedrückt) vermindert sich um die Menge des Bors, das sich unter Bildung von GrB mit Chrom verbunden hat (diese Menge wird durch B(Cr) ausgedrückt), so daß die Gesamtmenge des Bors in der Legierung durch B(Cr) + B(M) ausgedrückt wird. Streng genommen ist daher die Bedingung, unter der in der Matrix kein binäres Eutektikum aus (Ni) + Ni-B kristallisiert, nicht Si/B ^ 3,3, sondern Si/B(M) ^ 3,3. Da B > B(M),

kann der niedrigste Wert von Si/B etwas kleiner als 3,3, z. B. 3,0, sein. Wie vorstehend erwähnt wurde, wurde das Verhältnis jedoch erfindungsgemäß als Si/B ^ 3,3 festgelegt, da die Verteilungskoeffizienten von Chrom und Bor in bezug auf die Matrix und CrB nicht eindeutig sind.

030603/Ό052

- 1/Γ - AS' ~ B 9970

(c) Chrom (Cr) :

Die erfiridungsgemäßen Legierungen enthalten eine größere Menge von Chrom als die üblichen selbfetschmelzigen Legierungen auf Nickelbasis, was zur Erhöhung der Kerbschlagzähigkeit. und der HI-Werte beiträgt. Chrom bildet mit Bor eine intermetallische Verbindung, wodurch die Verschleißfestigkeit und die Korrosionsfestigkeit verbessert werden.

Wenn der Chromgehalt jedoch 35 Gew.-% überschreitet, wird beim Vorgang der Bildung einer Aufschweißschicht viel Schlacke gebildet, die nicht selbstschmelzig ist, was zur Verschlechterung der Schweißbarkeit der Legierung führt. Die Kerbschlagzähigkeit vermindert sich, wobei der HI-Wert unter 45 herabsinkt, was unerwünscht ist.

Wenn der Chromgehalt unter 7,5 Gew.-% liegt, vermindert sich die Kerbschlagzähigkeit, wenn der Borgehalt und der Siliciumgehalt innerhalb des Zusammensetzungsbereichs der erfindungsgemäßen Legierung erhöht werden.

Mit mehr als 7,5 Gew.-% Chrom überschreitet der HI-Wert 45, und der HI-Wert erreicht bei 10 bis 15 Gew.-% Chrom den größten Wert.

Bei 7,5 bis 15 Gew.-% Chrom werden keine harten

Kristalle gebildet, bei denen es sich um intermetallische Verbindungen von Chrom mit Bor, Kohlenstoff oder Silicium handelt, oder wird die Menge der gebildeten harten Kristalle auffällig vermindert. Bisher wurde angenommen, daß die Verschleißfestigkeit der Legie-

rungen durch die Gegenwart der harten Kristalle in

030603/0 052

- W - /ΐέ> - B 9970

kleinen Mengen verschlechtert wird; die Ergebnisse von Verschleißtesten, die mittels gleitender Reibung zwischen Probestücken aus der gleichen Legierung unter trockenen Bedingungen durchgeführt wurden, haben jedoch gezeigt, daß die 7,5 bis 15 Gew.-% Chrom enthaltenden Legierungen merklich verminderte Reibungskoeffizienten haben, was zu einer Verminderung des auf Verschleiß beruhenden Gewichtsverlustes und zu einer Verbesserung der Verschleißfestigkeit bzw. der Beständigkeit gegen Fressen führt.

Bei weniger als 7,5 Gew.-% Chrom ist der durch Korrosion verursachte Gewichtsverlust so hoch wie oder geringer als der Gewichtsverlust bei den üblichen selbstschmelzigen Legierungen auf Nickelbasis, weshalb eine so geringe Menge von Chrom nicht bevorzugt wird.

(d) Kohlenstoff (C):

Kohlenstoff hat die Wirkung, daß es die Härte der Legierungen erhöht, jedoch werden die Härte und die Verschleißfestigkeit bei weniger als 0,05 Gew.-% Kohlenstoff vermindert, weshalb solche Mengen nicht bevorzugt werden. Bei mehr als 1,5 Gew.-% Kohlenstoff sinkt die Kerbschlagzähigkeit unter 0,9, und es besteht eine Neigung zum Auftreten von Brüchen bzw. Rissen in der Aufschweißschicht, weshalb solche Mengen nicht bevorzugt werden.

(e) Eisen (Pe) und Wolfram (W):

Eisen ist ein Element, das in die gleiche Gruppe des Periodensystems wie Nickel gehört und billiger als Nickel ist, so daß vorzugsweise so viel Eisen wie möglich hinzugegeben wird. Die Menge des hinzuzugeben-

030603/0 052

- Λ ή - B 9970

den Eisens beträgt jedoch vorzugsweise weniger als 30 Gew.-%, damit die Eigenschaften der üblichen selbstschmelzigen Legierungen auf Nickelbasis so weit wie möglich beibehalten werden. Durch eine größere hinzugegebene Menge werden nicht nur die Härte und die Verschleißfestigkeit der Legierung vermindert, sondern wird auch die Bildung einer großen Menge von nicht selbstschmelziger Schlacke verursacht, wodurch die Umformbarkeit bzw. Verarbeitbarkeit beim Vorgang des Auftragsschweißens bzw. beim Auftragen des Hartmetalls merklich verschlechtert wird. Solche Mengen werden daher nicht bevorzugt.

Wolfram wird hinzugegeben, um die Härte und die Verschleißfestigkeit der Legierungen, insbesondere bei hoher Temperatur, zu erhöhen, jedoch wird die Kerbschlagzähigkeit vermindert und sinkt der HI-Wert unter 45. Die hinzuzugebende Menge beträgt daher vorzugsweise

weniger als 5 Gew.-%.
20

(f) Zinn (Sn) und Tantal (Ta):

Durch die Zugabe von Zinn und/oder Tantal wird die Korrosionsfestigkeit der Legierungen ohne Verschlechterung ihrer hohen Zähigkeit und Duktilität im Vergleich mit den Legierungen ohne Zinn und/oder Tantal erhöht.

Wenn die Menge des hinzugegebenen Zinns weniger

als 0,1 Gew.-% beträgt, wird keine Verbesserung der

Korrosionsfestigkeit beobachtet. Wenn die Menge des hinzugegebenen Zinns über 3 Gew.-% liegt, ergibt sich ein merklicher Effekt hinsichtlich der Verbesserung der Korrosionsfestigkeit, jedoch wird die Kerbschlagzähigkeit in hohem Maße vermindert, was zur Verschlechterung der Härte und der Duktilität führt. Die Menge des

030603/0 052

- Ai " B 9970

hinzuzugebenden Zinns sollte daher weniger als 3 Gew.-% betragen.

Mit weniger als 0,1 Gew.-% Tantal wird keine Verbesserung der Korrosionsfestigkeit beobachtet. Mit • 3 bis 10 Gew.-% Tantal beobachtet man eine Erhöhung der Korrosionsfestigkeit, jedoch ist der Effekt hinsichtlich der Verbesserung der Korrosionsfestigkeit selbst dann gering, wenn mehr als 3 Gew.-% hinzugegeben werden, und es ist auch vom wirtschaftlichen Standpunkt aus unerwünscht, die Menge des hinzuzugebenden, teuren Tantals zu erhöhen.

Kurze Erläuterung der Zeichnungen

Fig. 1 ist ein Phasendiagramm, in der der nickelreiche Bereich des ternären Ni-B-Si-Systems gezeigt wird. Fig. 2 ist ein Diagramm, das den üblichen Zusammensetzungsbereich des gleichen Legierungssystems und den erfindungsgemäßen Zusammensetzungsbereich zeigt, und Fig. 3 ist eine graphische Darstellung, in der die Veränderungen gezeigt werden, die bei der Härte und bei der Kerbschlagzähigkeit des erfindungsgemäßen Aufschweißlegierungssystems auf Nickelbasis durch Hitzebehandlung hervorgerufen werden.

Beste Ausführungsformen der Erfindung

Nachstehend werden konkrete Ausführungsformen der Erfindung erläutert.

Tabelle I zeigt die Zusammensetzung, die Härte, die Kerbschlagzähigkeit, den HI-Wert, das Vorhandensein von Brüchen bzw. Rissen in der abgeschiedenen Aufschweißschicht und die Verschleißfestigkeit von 18 erfindungs-

0 30 603/00 52

B 9970

gemäßen Legierungen (Proben Nr. 3 bis 20) im Vergleich mit den üblichen selbstschmelzigen Legierungen auf Nickelbasis (Proben Nr. 1 und 2).

Die erfindungsgemäßen Legierungen werden hergestellt, indem man eine Mutterlegierung mit einzelnen Metallen in Übereinstimmung mit den vorbestimmten Anteilen vermischt, die Mischung in einem Hochfrequenz-Induktionsofen schmilzt und die Schmelze zur Herstellung von Schweißstäben mit einem Durchmesser von 5 mm und von Probekörpern (10 mm χ 10 mm χ 55 mm) für den Schlagzähigkeitstest in eine Schalen- bzw. Hohlform hineingießt.

Unter Verwendung der gegossenen Schweißstäbe mit einem Durchmesser von 5 mm wird durch das Argongas-Wolfram-Lichtbogenschweißverfahren auf einem Trägermetall (150 mm χ 70 mm χ 30 mm) aus martensitischem, rostfreiem Stahl SUS 410 jeweils eine doppelte Aufschweißschicht (etwa 60 mm χ 30 mm χ 6 mm) gebildet, und man prüft, ob in der Schicht Brüche bzw. Risse gebildet worden sind. Dann wird die Oberfläche der Schicht flachgeschliffen, und ihre Härte wird geprüft.

Die gegossenen Probestücke für den Schlagzähigkeitstest werden zur Spannungsentlastung 5 h lang bei 700 ⁰C hitzebehandelt und unter Anwendung eines Charpy-Pendelschlagwerks (mit einem Leistungsvermögen von

15 kg.m) Schlagzähigkeitstesten unterzogen. 30

Die Verschleißteste werden folgendermaßen durchgeführt: Unter Verwendung von gegossenen Schweißstäben mit einem Durchmesser von 5 mm aus den üblichen und aus den erfindungsgemäßen Legierungen

werden sowohl zur Drehung vorgesehene Probestücke als

030603/0 052

- 3.0 - B 9970

auch stationäre Probestücke hergestellt, indem man auf einer Stirnseite eines zylindrischen Elements (aus Kohlenstoffstahl S-2OC) mit einem Außendurchmesser von 19,6 mm, einem Innendurchmesser von 16,0 mm und einer Länge von 45 mm durch das Argongas-Wolfram-Lichtbogenschweißverfahren eine doppelte Aufschweißschicht mit einer Dicke von etwa 2 mm bildet und die Testoberfläche (die aufgeschweißte Oberfläche) hochglanzpoliert. Sowohl die zur Drehung vorgesehenen als auch die stationären Probestücke werden getestet, indem man die eine Aufschweißschicht aus einer Legierung mit der gleichen Zusammensetzung aufweisenden Oberflächen von zwei Probestücken in Berührung bringt.

Die Teste werden mit einer Belastung von 7 kg mit 100 U/min ohne Schmierung bei Raumtemperatur über eine Reibungsstrecke von 34Om durchgeführt.

030603/0 052

- yS - *-Λ- _B 9970

Tabelle I

Probestück Zusammensetzung (Gew.-%)

In 37 ·

B SS. Cr C Fe W Hi Si/B

1 1,9 2,8 10,0 0,4 2,0 — BaI. 1,47

2 2,5 Λ,Ο 12,0 0,5 4,0 — «1,6

3 1,0 5,0 20 0,5 —. — ■ 5,0

4 0,05 ■ " " — — ■ 100,0

5 1,5 "" " — — »·" 3,33

6 1,0 3,0 ■ ■.— —■_ 3,0 7 » 7,0 « " — — ■ 7,0

8 « 5,0 15 · —■ ~ ■ 5,0

9 ""35 ■ —. —. ■ ·» 10 ■ · 20 1,5 — — " "

Il " ■ . ■ 0,05 5,0 .— » "

12 · ■ " " 30,5 — ■ "

13 ■ ■ « « — 1,0 " "

15 " 5,5 30 1,0 10,0 3,5 " 5,5

16 " ■ 5 0,5 5,0 4,0 ■ ■

17 0,8 ■ 7,5 " 5,0 2,0 ■ 6,88 Iß 0,5 · 10 1,0 — 3,0 ■ U

19 0,7 5,0 12,5 0,3 3,0 2,0 ■ 7,U

20 " ■ 15 0,5 3,0 3,5 " ■

030603/00 52

B 9970

Tabelle I (Fortsetzung)

Probe- Kerbschlag- HI-Wert Brüche Reibungskoef- Gewichtsstück Härte zähigkeit₂ bzw. fizient verlust Nr ^^Hc) (kgmcm )

5	Nr.	38,1	{kg.m.an )	22,9	Risse in der Auf schweiß schicht	0,58	durch Ver schleiß (mg)
	1	48,2	0,60	23,1	vorhanden	0,51	81,3
10	2	43,0 39,0	0,48	61,5 60,1	ir	0,18	63,5
	3 4	48,5	1,43 1,54	45,1	nicht vor handen ■	—	3,5
	5	39,3	0,93	62,1	*	—	—
15	6	45,1	1,58	46,0	N	—	—
	7	42,2	1,02	61,2	*	—	—
	8	44,9	1,45	49,4	R	0,58	—
20	9	45,3	1,10	45,3	«	—	23,8
	10	36,3	1,00	62,1	■	—	—
	11	41,5	1,71	61,4	N	—	—
	12	43,8	1,48	57,8	N	—	—
25	13	44,8	1,32	49,7	η	—	—
	U	48,3	1,11	45,4	N	0,52	—
	15	46,3	0,94	η	R	0,16	10,7
	16	43,5	0,98	52,3	Il	0,10	0,6.
30	17	45,2	1,20	62,5	*	0,12	0,8
	18	40,0	1,38	69,6	Il	0,06	0,5
	19	41,2	1,74	64,7	■	0,08	0,3
	20	1,57		Qr

030603/0052

- TU- i,S — B 9970

Wie aus Tabelle I hervorgeht, sind bei den erfihdungsgemäßen Legierungen im Vergleich mit den üblichen selbstschmelzigen Legierungen auf Nickelbasis sowohl die Kerbschlagzähigkeit als auch die HI-Werte erhöht, ohne daß in der Aufschweißschicht Brüche bzw. Risse auftreten. Die Vertreter der erfindungsgemäßen Legierungen, die 7,5 bis 15 Gew.-% Chrom enthalten, haben auch eine höhere Verschleißfestigkeit als die Legierungen, die 15 bis 30 Gew.-% Chrom enthalten.

Tabelle II zeigt den Gewichtsverlust durch Korrosion, der durch Korrosionsteste hervorgerufen wurde, die mit den erfindungsgemäßen Legierungen, die Zinn und/oder Tantal enthalten (Probestücke Nr. 22 bis 34, 36, 37, 3 und 40), mit den Legierungen, die diese Elemente nicht enthalten (Probestücke Nr. 16 bis 21, 3, 9, 35, 38) und mit den üblichen selbstschmelzigen Legierungen auf Nickelbasis (Probestücke Nr. 1 und 2) in siedenden wäßrigen Lösungen von 5 % H₃SO₄, 5 % HCl und 5 % HNO₃ durchgeführt wurden. Die Probestücke mit der gleichen Nummer haben in Tabelle I und II die gleiche Zusammensetzung.

Die Probestücke von Tabelle II werden hergestellt, indem man eine Mutterlegierung mit einzelnen Metallen in vorbestimmten Anteilen vermischt, die Mischung in einem Hochfrequenz-Induktionsofen schmilzt und dann die Schmelze zur Herstellung eines Probestücks (100 mm χ 100 mm χ 55 mm) in eine Schalen- bzw. Hohlform hineingießt. Die gegossenen Probestücke für den Schlagzähigkeitstest werden zur Spannungsentlastung 5 h lang bei 700 ⁰C hitzebehandelt und dann unter Anwendung eines Charpy-Pendelschlagwerks (mit einem Leistungsvermögen von 15 kg.m) Schlagzähigkeitstesten unterzogen. Nach den Schlagzähigkeitstesten werden die zerbrochenen Probestücke in Würfel (10 mm χ 10 mm χ 10 mm) geschnitten, mit denen die Härteteste und die Korrosionsteste durchgeführt werden.

030 603/00 52

B 9970

] Die Vorrichtung zur Durchführung der Korrosionsteste besteht aus einem hohlen, zylindrischen Glasbehälter mit einem Innendurchmesser von 70 mm und einer Tiefe von 120 mm, dessen oberes Ende durch einen Stopfen aus Siliconkautschuk mit einem wassergekühlten Kondensator bzw. Kühler verbunden ist. Der Behälter kann an seinem unteren Ende mittels einer elektrischen Heizvorrichtung vom Drahtwiderstandstyp erhitzt werden.

Der Test wird durchgeführt, indem man ein Probestück auf einer Glasplatte in den hohlen, zylindrischen Glasbehälter hineinsetzt, in den 300 ml einer Korrosionslösung eingeführt werden, den Stopfen aus Siliconkautschuk in den Behälter einsetzt und den Behälter erhitzt. Der Test wird 6 h lang fortgesetzt, nachdem die Korrosionslösung zu kochen begonnen hat.

Nach Beendigung des Korrosionstestes wird das Probestück herausgenommen und mit Wasser abgespült, worauf die Oberfläche des Probestücks mit einer Drahtbürste gebürstet und dann mit Wasser abgespült und getrocknet wird, und dann wird der durch Korrosion hervorgerufene Gewichtsverlust gemessen.

Der Gewichtsverlust durch Korrosion wird folgendermaßen ausgedrückt:

(Gewicht vor dem Test) - (Gewicht nach dem Test^ ^,-2 ^-1 (Oberfläche vor dem Test) χ (Teststunden)

(rng.cm~².h~¹7

030603/0052

B 9970 Tabelle II

Zusanunensetzung (Gew.-%)

Si Cr C Fe W Sn Ta 2,8 10,0 0,4 2,0 —

4,0 32,5 0,5 4,0 — — —

¹⁰ "¹^ 1,0 5_f5 5,0 ■ 5,0 4,0 — —

" 7,5 ■ ■ 2,0

■ 10,0 1,0 — 3,0

0,7 5,0 12,5 0,3 3,0 2,0 — —

15,0 0,6 5,0 · —. ■ — " "

17,5 ■ ■ ■ — — " »

20,0 0,5 2,0 — — — " 5,0

35-0 ■ it n

20 ⁷ *

15,0 0,6 5,0 2,0 0,1 — · 7, U

23 R R It HR M 0·5 — " "

Ol RRR BRR, I« — " "

25 2« RR RR R R in — " "

26 R R » » » R — 0,1 " "

27 RRR H R R __ 0.5 " ^H

28 RR R R « R__ 1,0 " "

Probe stück Nr.	B 1,9
1	2,5
2	1,0
16	0,8
17	0,5
18	0,7
19	R
20	R
21	1,0
3	.R
9	0,7
22

30 . RRR R R » 0,1 0,5

32 η R R R R ■ 0,5 "

32 RRR RRRR l_#0

Ni Si/B	47
BaI. 1,	6
	5
" 5,	88
■■ ⁶/	0
" 10,	U
• ⁷/

030603/0052

- 2/ - 9^(o s B 9970

Tabelle II (Fortsetzung)

33	a	R	a	R	R	R	1,0	R	Il	η
34	a	B	η	a	R	R		2,0	η	η
35	R	V	12,0	¹I²	a	R	—	—	η	5,0
36	H	R	R	R	R	R		—	*R	W
37	η	It	η	a	R	R	—	1,0	π	η
38	0,5	6,5	16,0	0,2	R	R		—	η	13_;0
39	R	R	R	a	H	R	1,0	—	η	η
40	R	η	R	R	R	R	—	1,0	π	η

Tabelle II (Portsetzung) 20

Probe- Kerbschlag- Brüche bzw. Gewichtsverlust durch

stück Härte Zähigkeit., HI-Wert Risse in Korrosion ^¹

	Nr.	^R	(kg.m.cm )	22,9	der Auf schweiß schicht	5 % H₂SO₄	5 % HCl	5 % HNO₃
25				23,1
	1	38,1	0,60	45,4	vorhanden	28,50	88,30	67,20
	2	48,2	0,48		R	31,45	103,10	72,80
	16	46,3	0,98	52,3	nicht vor	37,30	67,16	106,10
				62,5	handen	JF
30	17	43,5	1,20	R	25,77	18,30	61,51
	18	45,2	1,38	R	24,47	15,22	55,11

030603/0

-/- Üf-

B 9970 Tabelle II (Fortsetzung)

	19	40,0	1,74	69,6	η	21,19	17,54	48,15
5	20	41,2	1,57	64,7	η	19,91	19,33	31,07
	21	43,4	1,22	53,0	η	10,05	ίο, α>	7,28
	3	43,0	1,43	61,5	H	9,34	17,06	8,66
10	9	44,9	1,10	49,4	Il	9,35	U,49	1,01
	22	44,0	1,20	52,8	η	10,05	12,84	17,06
	23	44,6	1,15	51,2	N	3,89	6,02	7,28
	24.	47,5	1,08	η	Il	1,56	4,21	2,49
15	25	52,1	0,90	46,8	*	0,50	2,49	1,27
	26	43,8	1,22	53,4	Il	15,90	16,97	24,01
	27	44,5	1,34	59,7	Il	9,52	11,61	11,83
	28	44,8	1,40	62,8	n	6,76	8,65	6,80
20	29	42,5	1,34	57,0	N	3,46	4,42	1,85
	30	44,0	1,27	55,9	N	6,68	10,35	9,4*5
	31	45,0	1,10	49,5	-	2,28	4,85	4,03
25	32 33	44,6 46,5	1,29 1,05	57,5 48,8	η	1,61 0,65	3,61 2,53	2,32 1,59
	34	44,6	1,09	48,6	M	1,10	2,47	1,24
	35	35,5	1,34	47,6	N	19,73	16,54	57,11
30	36	43,8	1,03	45,1	Il	5,96	3,57	UfU
	37	36,0	1,35	48,6	■	9,91	11,36	36,70
	38	41,0	1,10	45,1	M	7,4Λ	10,39	13,61
	39	48,0	0,95	45,6	Il	0,90	3,73	1,80
35	40	47,4	1,05	50,0	Il	4,01	6,69	2,30

030603/0052

B 9970

Wie aus Tabelle II ersichtlich ist, sind die erfindungsgemäßen Legierungen, die Zinn und/oder Tantal enthalten, den üblichen Legierungen in bezug auf die Härte, die Kerbschlagzähigkeit, den HI-Wert und die Korrosionsfestigkeit überlegen, wobei in der Aufschweißschicht keine Brüche, Risse oder Sprünge auftreten, und die Zinn und/oder Tantal enthaltenden erfindungsgemäßen Legierungen haben im Vergleich mit den erfindungsgemäßen Legierungen, die weder Zinn noch Tantal enthalten, auch eine deutlich verbesserte Korrosionsfestigkeit, ohne daß die Härte, die Kerbschlagzähigkeit und der HI-Wert vermindert werden. Wenn die Menge des hinzugegebenen Chroms unter 7,5 % herabgesetzt wird, erhält man eine niedrigere Korrosionsfestigkeit im Vergleich mit dem Fall, daß die Chrommenge größer als 7,5 % ist.

Die Zugabe von Zinn und Tantal hat einen zweiten Vorteil, der darin besteht, daß beim Vorgang des Auftragsschweißens mittels Gasschweißen ein Abblasen verhindert wird.

Durch Behandlung der erfindungsgemäßen Legierungen bei 600 ⁰C ist es außerdem möglich, die Härte zu erhöhen, wie es in Fig. 3 gezeigt wird, ohne daß die

Kerbschlagzähigkeit wesentlich vermindert wird. In Fig. 3 zeigt die Kurve mit der durchgezogenen Linie die Härte und die Kurve mit der gestrichelten Linie die Kerbschlagzähigkeit. Die verwendeten Probestücke haben die gleiche Zusammensetzung wie Nr. 21 in der vorstehen-

den Tabelle.

030803/0 052

** V B 9970

Mögliche Anwendungen in der Industrie

Aus den vorstehenden Erläuterungen geht hervor, daß die erfindungsgemäße, selbstschmelzige Legierung auf Nickelbasis eine hohe Kerbschlagzähigkeit und hohe HI-Werte hat, ohne daß in der Aufschweißschicht Brüche bzw. Risse gebildet werden, d. h., daß die erfindungsgemäße Legierung nicht nur in hohem Maße zäh und duktil ist, sondern auch eine hervorragende Verschleißfestigkeit und Korrosionsfestigkeit und im Hinblick auf die Zusammensetzung der Legierung offensichtlich eine gute Hitzebeständigkeit hat, so daß die erfindungsgemäßen Legierungen in sehr effektiver Weise zum Auftragsschweißen zwecks Verhinderung von Verschleiß, Korrosion,

'5 Oxidation bei hoher Temperatur, Erosion usw. bei verschiedenen Anlagen^ Maschinen, Werkzeugen usw. eingesetzt werden können.

Die erfindungsgemäßen Legierungen können zum Auftrags- ^O schweißen bzw. zur Bildung harter Oberflächen durch verschiedene Verfahren, z. B. durch das übliche Gasschweißen, WIG-Schweißen usw., eingesetzt werden, und wenn sie in Pulverform verwendet werden, können auch

das Plasma-Flammspritzen, das Gas-Flammspritzen usw. 95

angewandt werden.

030603/0052

Claims

·^ B 9970 Patentansprüche

1. Aufschweißlegierung auf Nickelbasis, dadurch
gekennzeichnet, daß sie aus 0,05 bis 1,5 Gew.-% Bor,
3 bis 7 Gew.-% Silicium, 7,5 bis 35 Gew.-% Chrom und

0,05 bis 1,5 Gew.-% Kohlenstoff besteht, wobei der Rest im wesentlichen Nickel ist, und daß das Gewichtsverhältnis von Silicium zu Bor (Sl/B) größer als 3,3 ist.

2. Aufschweißlegierung auf Nickelbasis nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie außerdem weniger als 30 Gew.-% Eisen enthält.

3. Aufschweißlegierung auf Nickelbasis nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie außerdem weniger als 5 Gew.-% Wolfram enthält.

4. Aufschweißlegierung auf Nickelbasis nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie außerdem weniger als 3o Gew.-% Eisen und weniger als 5 Gew.-% Wolfram enthält,

5. Aufschweißlegierung auf Nickelbasis nach Anspruch 1, 2, 3 oder 4, dadurch gekennzeichnet, daß sie außerdem 0,1 bis 3 Gew.-% Zinn enthält.

6. Aufschweißlegierung auf Nickelbasis nach Anspruch 1, 2, 3 oder 4, dadurch gekennzeichnet, daß sie außerdem 0,1 bis 3 Gew.-% Tantal enthält.

^ou

7. Aufschweißlegierung auf Nickelbasis nach Anspruch 1, 2, 3 oder 4, dadurch gekennzeichnet, daß sie außerdem 0,1 bis 3 Gew.-% Zinn und 0,1 bis 3 Gew.-% Tantal
enthält.

0 30603/0052