NO321957B1 - Beleggingspulver og fremgangsmate for fremstilling av dette - Google Patents

Description

Oppfinnelsen angår et beleggingspulver for anvendelse ved forskjellige beleggingsteknologier, sorri eksempelvis de forskjellige varianter av termisk sprøyting som f.eks. plasmasprøyting, høyhastighetsflammesprøyting (HVOF) og detonasjons-sprøyting, samt ytterligere fremgangsmåter som belegging med laser eller pulverplasma-påføringssveising. Ved hjelp av disse fremgangsmåter kan beleggingspulveret ifølge oppfinnelsen påføres på forskjellige høyt belastede konstruksjonsdeler som utsettes for de mest ulike påkjenninger, som eksempelvis abrasiv og erosiv slitasje, korrosjon og høy temperatur, eller de mest ulike kombinasjoner av disse påkjenninger, og som finner anvendelse på de mest forskjellige tekniske områder. Anvendelseseksempler er belagte konstruksjonsdeler i kjøretøyer, maskiner, kjemiske og petrokjemiske anlegg, og innen mange andre næringsgrener.

Ulike hardmetall-lignende beleggingspulvere har bred teknisk anvendelse. Disse er kjennetegnet ved at et hardt, karbidisk materiale som WC eller Cr3C2 er innbakt i en duktil bindematriks. De viktigste systemer for belegging er WC-Co og Cr3C2-NiCr. Således har WC-Co en svært høy slitasjebestandighet. Anvendelse ved forhøyet temperatur (inntil høyst 450 °C) og samtidig kjemisk belastning, er begrenset. Man har forsøkt å anvende andre bindemidler, som Ni- og Cr-legeringer, særlig for å forbedre korrosjonsbestandigheten, men på grunn av systemets dårlige legeringsevne, er dette kun mulig i begrenset grad. Derimot kan Cr3C2-NiCr godt anvendes ved høyere temperaturer (inntil 750-800 °C) og korrosiv belastning. Riktignok har systemet dårligere slitasjebestandighet enn WC-Co.

På grunn av høy hardhet, lav tetthet og god tilgjengelighet, har det tidligere vært gjort gjentatte forsøk på å utvikle et hardmetall-lignende, pulverformig beleggingsmateriale på basis av kubiske Ti-hardmaterialfaser [TiC eller Ti(C,N)], som kunne anvendes til å fremstille sjikt som ikke har de ovennevnte ulemper, ved å anvende vanlige beleggingsteknologier, særlig teknologiene tilhørende gruppen termisk sprøyting, som f.eks. plasmasprøyting, høyhastighetsflammesprøyting (HVOF) og detonasjonssprøyting, samt ytterligere fremgangsmåter som belegging med laser eller pulverplasmapåførings-sveising.

I DD 224 057 beskrives et beleggingspulver på basis av TiC, som foruten minst ett av metallene Ni, Co, Cr, W samt B og/eller Si og Mo eller M02C inneholder fritt karbon. Ved dette kan enkelte bestanddeler som Mo2C være bundet til TiC. Fordi det ikke foreligger noen pulverblanding med hardmetall-lignende mikrostruktur, og fordi de enkelte pulverkomponenter er svært grove, kan det ikke oppnås noe spesielt slitasjebestandig sjikt.

I DE 41 34 144 beskrives et karbidisk sprøytepulver hvor kjernen er omhyllet med aktivt karbon for å beskytte denne mot oksidasjonsfenomener. Som sprøytepulvere som skal omhylles, nevnes en matriks av metaller fra gruppen av jern, nikkel og kobolt, men også titankarbid og titankarbonnitrid.

I flere patentskrifter beskrives fremgangsmåter for fremstilling av hardmetall-lignende sjikt med TiC som hardmaterialfase eller belagte konstruksjonsdeler. IWO 87/04732 beskrives en fremgangsmåte for fremstilling av et slitasjebestandig sjikt av et pulverformig materiale som inneholder 10-50 vekt% TiC og en Fe- og/eller Ni-legering, eller en Co-legering. Andelen hardmaterialfase er i denne sammensetning for liten til å oppnå noen betydelig økning i slitasjebestandighet.

I US 4 233 072 anvendes mekaniske blandinger med sammensetningen 60-85 % Mo, 10-30 % av en NiCr-legering og 5-20 % TiC for belegging av stempelringer. Foruten ulempene som følge av mekanisk blanding, er også andelen hardmateriale altfor liten.

S. Economou et al. (Wear, vol. 185,1995, s. 93-110) beskriver flere legeringsvarianter av hardmetall-lignende beleggingspulvere med TiC, TaC eller (Ti,Ta)C som hardmaterialfase, samt NiCrMo eller Mo som binderfase. Andelen karbidisk hardmateriale utgjorde 60 vol%. Dette beleggingspulver ble fremstilt av de enkelte hardmaterialer, et NiCr-legeirngspulver og metallisk molybden gjennom agglomerering (ved vurdering av SEM-fotografiene må det her antas en sprøytetørkeprosess) og sintring ved 1200 °C/6 h under argon. Av røntgenografiske undersøkelser av det høyst legerte beleggingspulver (Ti,Ta)C-NiCrMo fremgår at molybden fortsatt var påvisbart som fase etter sintringen. Råtettheten av de sprøytetørkede granuler og/eller sintringstemperaturen var således for lav til at molybden kunne bli fullstendig oppløst sammen med de andre komponenter i binderfase, eller til å danne en Mo-holdig hardmaterialfase. I dette beleggingspulver var området for kornstørrelser 25-90 um eller 20-75 um. Ikke desto mindre ble det ved sammenligning av de undersøkte beleggingssystemer oppnådd de beste belegg med legeringsvarianten (Ti,Ta)C-NiCrMo. Belegg fremstilt ved å anvende kun TiC som hardmaterialfase viste dårligere slitasje-egenskaper.

I EP 0 425 464 beskrives en valse for papirfremstilling som er utstyrt med flere belegg. Det øverste belegg utgjøres av et hardmetall-lignende belegg hvor hardmaterialfasen består av wolfram-, krom-, titan-, niob- eller borkarbider eller en blanding av disse, og den metalliske binderfase består av Ni, Co eller Fe, som også kan være legert med overgangsmetaller fra sidegrupper IV til VI i det periodiske system av grunnmaterialene. Innholdet av hardmaterialfase kan utgjøre inntil 96 %. På grunn av den utilstrekkelige mikrostrukturdannelse i beleggingspulveret, viser dermed de belagte substrater dårlige slitasjeforhold, slik at anvendelsesområdet for dette belegg blir begrenset til dette spesielle anvendelsestilfelle.

M. Yu. Zashlyapin et al. (Sashchitnye pokrytiya na metallakh, bind 20, 1986, s. 52-55) beskriver beleggingspulvere med TiCN som hardmaterialfase og bindere bestående av 75 vekt% Ni og 25 vekt% Mo, og disse utgjør i komposittpulveret 35-65 vekt%. Dette tilsvarer 65-78 vol% hardmaterialfase i beleggingspulveret. Ifølge resultatene av røntgenfaseanalyser, består de sintrede sprøytepulvere av TiCN og en fast løsning av TiCN og Mo i nikkelmatriksen. Gjennom anvendelse av Mo som utgangsmateriale og det dermed tilhørende lave innhold av ikke-metaller, er dette pulver utsatt for oksidasjon, og substrater belagt med dette, viser dårlige slitasjeforhold.

P. Vuoristo et al. (TS'96: foredrag og posterbidrag ved "Thermischen Spritzkonferenz '96", 6.-8. mars 1996, Essen, utgiver: E. Lugscheider, DVS-Berichte bind 175, Dusseldorf, Deutscher Verlag fur Schweisstechnik, 1996, s. 58-60) beskriver beleggingspulver med (Ti,Mo)C som hardmaterialfase og NiCo i binderfasen. Innholdet av karbidisk hardmateriale i beleggingspulverne utgjorde 72 vol% eller 80 vol%. Disse materialer har en hardmaterialfase som viser en struktur med kjerne/omhyIling. Hardmaterialfasen i kjernen er en TiC, og i omhyllingen et (Ti,Mo)Ci.x. Innholdet av molybden er ikke spesifisert. Beleggene fremstilt av disse beleggingspulvere er riktignok bedre enn de som er fremstilt av TiC-holdige beleggingspulvere ifølge kjent teknikk, men allikevel ikke så avgjørende forbedret (f.eks. ved abrasiv slitasje) at beleggene er tilstrekkelig overlegne og konkurransekraftige i forhold til andre hardmetallsystemer.

Målet for den foreliggende oppfinnelse er et beleggingspulver på basis av

kubiske hardmaterialfaser med titan som metallisk hovedkomponent. Beleggingspulverne er gjennom enkelt gjennomførbare legeringstekniske tiltak avgjørende forbedret i forhold til beleggingspulvere beskrevet i kjent teknikk, slik at det med vanlig beleggingsteknologi oppnås belegg som er konkurransedyktige eller er overlegne andre hardmetallsystemer.

Med disse hardmetall-lignende beleggingspulvere vil det ved hjelp av vanlige beleggingsteknologier være mulig å oppnå hardmetall-lignende, ekstremt motstandsdyktige belegg på høyt belastede konstruksjonsdeler, som i forhold til kjente tekniske løsninger har forbedrede egenskapskombinasjoner som høy slitasjebestandighet ved høy temperatur, høy slitasjebestandighet ved samtidig høy korrosiv belastning, lav friksjonskoeffisient ved høy temperatur, og som gjennom variasjon i sammensetningen lett kan tilpasses forskjellige påkjenningsprofiler.

Det er samtidig et mål med den foreliggende oppfinnelse å tilveiebringe en kostnadsgunstig fremgangsmåte for fremstilling av disse sprøytepulvere.

Med den foreliggende oppfinnelse tilveiebringes således et beleggingspulver med hardmetall-lignende mikrostruktur, bestående av hardmetallpartikler som har to kubiske hardmaterialfaser som danner en struktur med kjerne/omhylling, hvor hardmaterialfasen i kjernen overveiende inneholder Ti og C, og hvor hardmetallfasen i omhyllingen overveiende inneholder Ti og et andre metall som er forskjellig fra Ni, Co og Fe, og C, og hvor disse er innbakt i en bindemiddelfase omfattende minst ett eller flere av elementene Ni, Co og Fe. Beleggingspulveret er kjennetegnet ved at det enten i hardmaterialfasen eller i bindemiddelfasen, eller i begge, samtidig er til stede et ytterligere legeringselement som er N og/eller minst ett av elementene Zr, Hf, V, Nb, Ta og Cr, og at det i binde-middelfasen kan være innbakt minst en tredje karbid-hardmaterialfase som under sprøyteprosessen i oksygenholdig atmosfære spaltes under tap av karbon, og de metalliske bestanddeler legeres med de andre hardmetallfaser og/eller bindemiddelfasen, eller gjennom hurtig avkjøling forblir oppløst som karbid i bindemiddelfasen.

Med oppfinnelsen tilveiebringes også en fremgangsmåte for fremstilling av beleggingspulveret ifølge oppfinnelsen. Fremgangsmåten er kjennetegnet ved at de enkelte hardmaterialer og metallpulveret males sammen i en kulemølle og blandes og homogeniseres i en vandig suspensjon, deretter granuleres, sintres og bearbeides oppmalingsteknisk.

Beleggingspulveret ifølge oppfinnelsen har en hardmetall-lignende mikrostruktur. Minst to kubiske hardmaterialfaser, som har en struktur med kjerne/- omhylling og som danner et hardmaterialkorn, er innbakt i en metallisk bindematriks av minst ett eller flere av grunnmaterialene Ni, Co og Fe. Den nevnte kjerne/omhylling-struktur dannes gjennom metallurgiske reaksjoner, oppløsninger og nye utfellinger under sintringsprosessen ved fremstillingen av beleggingspulveret. Hardmaterialfasens oppgave i omhyllingen er særlig å forbedre den utilstrekkelige fukting av det rene hardmateriale TiC med de vanlige bindemetaller Ni, Co og Fe, eller legeringer av disse. Det har vist seg at særlig egnet for dette er metallene Mo og W, som ved fremstillingen av beleggingspulveret tilsettes som utgangspulver i form av karbidene M02C eller WC. I motsetning til TiC, løser disse karbider seg under sintringsprosessen fortrinnsvis i binderen og vil under sintringsprosessens avkjølingsfase skille seg ut som blandkarbider (Ti,Mo)Ci.x eller (Ti,W)Ci_x som omhylling på ikke oppløste TiC-kjerner. Dermed dannes i beleggingspulveret sammensetninger [for eksempel (Ti,Mo)C-NiCo] og strukturer som allerede er utførlig beskrevet i kjent teknikk av P. Vuoristo et al. nevnt over. Ved metallografisk preparering (tverrsliping) av beleggingspulveret, er mikrostrukturen i stor grad identisk med mikrostrukturen i pulvermetallurgisk fremstilte, sintrede legemer med samme sammensetning. Imidlertid har det vist seg at en slik legeringsgrad (tofase, kubisk hardmaterialepartikkel med kjerne/omhylling-struktur i en bindemetallmatriks av minst ett eller flere grunnmaterialer Ni, Co og Fe) som regel er utilstrekkelig for tekniske anvendelser, og ifølge oppfinnelsen kan denne mangel rettes på ved å tilsette minst ett ytterligere legeringselement.

Med fordel blir nitrogen anvendt som et ytterligere legeringselement. Dette oppnås ved at titankarbid, som anvendes som utgangsmateriale ved fremstilling av beleggingspulver, blir helt eller delvis erstattet med titankarbonitrid. Fra utviklingen av skjærende verktøy er det kjent at ved en økning av innholdet av nitrogen, kan særlig innholdet av Mo og/eller W økes i binderfasen (P. Ettmayer et al., Int. J. Refractory Metals & Hard Materials, 1995, nr. 6, vol. 13, s. 343-351). På grunn av det kjente faktum at karbonitrider avgir nitrogen ved forhøyede temperaturer, som også forekommer ved termisk sprøyting, så har det hittil vært unngått å anvende nitrogen i kommersielle hardmetall-lignende beleggingspulvere. Det har imidlertid vist seg at beleggingspulveret ifølge oppfinnelsen danner en mikrostruktur som beskytter hardmaterialfasen mot nitrogentap ved sprøyteprosessen. Anvendelse av nitrogenholdige beleggingspulvere er særlig fordelaktige når disse skal anvendes til å fremstille belegg med lav friksjons-koefiisient. Grunnmaterialene Zr, Hf, V, Nb, Ta og Cr er likeså legeringselementer ifølge oppfinnelsen. Disse kan anvendes både alene og sammen med nitrogen. Legeringselementer som f.eks. Al, B og flere, er likeledes fordelaktige ved spesielle anvendelser.

Det er særlig fordelaktig når det ved fremstillingen av beleggingspulverne bringes inn metalliske legeringselementer i form av karbider. Dette gjelder for legeringselementene Mo og W, og likeså for de andre metalliske legeringselementer Zr, Hf, V, Nb, Ta og Cr, og dette gjelder så vel nitrogenfrie som nitrogenholdige sammensetninger av beleggingspulveret ifølge oppfinnelsen. Dette kan føre til at det foruten de kubiske hardmaterialfaser som danner kjerne/omhylling-strukturen, kan påvises andre separat foreliggende ikke-kubiske hardmaterialfaser. Dette inntrer når grensen for oppløsning av disse hardmaterialer i de kubiske hardmaterialfaser som danner kjerne/omhylling-strukturen, overskrides. Etter sintringsprosessen kan således f.eks. Cr3C2, Cr7C3, Cr23C6, WC, W2C og Mo2C fortsatt påvises ved røntgen-faseanalyse. For eksempel kan det orto-rombiske Cr3C2, når det anvendes i en bestemt mengde, påvises etter sintring ved hjelp av røntgen-faseanalyse. Mange beleggingsprosesser, som f.eks. plasmasprøyting i luft, høyhastighetsflammesprøyting og detonasjonssprøyting, fører til delvis oksidasjon av hardmetall-lignende beleggingspulvere. Det er kjent at de karbidiske hardmaterialer Cr3C2, Cr7C3, Cr23C6, WC, W2C og Mo2C oksiderer under dannelse av fritt karbon og dannelse av et lavere metallkarbid, når dette er stabilt, og deretter selve metallet (R.F. Voitovich, Okislenie karbidov i nitridov, Kiev, Naukova dumka, 1981). Det således dannede metall kan så legeres med den metalliske binder. Dermed oppnås samtidig både at binderens legeringstilstand påvirkes positivt, og at oksygeninnholdet i belegget minskes. Eksempelvis vil krom dannet ved oksidasjon av Cr3C2 øke binderens korrosjons-bestandighet vesentlig. Det er samtidig viktig at alle anvendte karbid- og karbonitrid-utgangsmaterialer for fremstilling av beleggingspulverne, har lavt oksygeninnhold.

Ved anvendelse av enkelte hardmaterialer ved fremstilling av beleggingspulverne, som f.eks. TiC, Ti(C,N), Mo2C eller WC, så er det foruten Ti praktisk talt ingen ytterligere metaller, som Mo, W, Ta og Nb, i hardmateiralfasen i kjernen. Foruten enkelthardmaterialer, kan det også anvendes karbider og karbonitrider dannet på forhånd, som f.eks. (Ti,Mo,)C, (Ti,W)C eller (Ti,W)(C,N). Resultatet av en slik utførelse er, slik det er kjent fra utviklingen av skjærende verktøy (P. Ettmayer et al., Int. J. Refractory Metals & Hard Materials, 1995, nr. 6, vol. 13, s. 343-351), at hardmaterialfasen som finnes i kjernen inneholder, foruten titan, også andre metaller. En slik fordeling av legeringselementene er likeledes i henhold til den foreliggende oppfinnelse. I en viss grad gjelder dette også anvendelse av Ti(C,N) som utgangsmateriale. Det er kjent at i kjernen av hardmaterialepartikkelen vil dette føre til en anrikning av nitrogen, mens nitrogeninnholdet i omhyllingen vil være lavere, men det kan observeres en anrikning av Mo eller W (P. Ettmayer, H. Kolaska, Metall, 1989, bind 43, hefte 8, s. 742-749). Dette betyr at innholdet av titan og karbon i kjernen av hardmaterialet utgjøre > 60 atom%, og i omhyllingen vil samtidig innholdet av titan, det andre metall og karbon, utgjøre > 50 atom%. Som regel ligger disse verdier betydelig over de angitte grenseverdier. For bestemte legeringsvarianter kan det også påvises flere omhyllingsfaser.

Prinsipielt kan volumforholdet mellom hardmaterialfasen og binderfasen i beleggingspulveret ifølge oppfinnelsen varieres innen vide grenser, men det oppnås tilstrekkelig høy slitasjebestandighet på belegget kun når volumandelen hardmateriale, basert på utgangsmaterialet før sintring, utgjør > 60 vol%.

For fremstillingen av beleggingspulveret ifølge oppfinnelsen kan det anvendes så vel enkelthardmaterialer, som f.eks. TiC, TiN, Ti(C,N), Mo2C, WC og Cr3C2, som også komplekse hardmaterialer, som (Ti,Mo)C og (W,Ti)C. Fortrinnsvis anvendes imidlertid enkelthardmaterialer. Karboninnholdet i de titanholdige hardmaterialer ligger således i området fra 4 til 21 vekt%, nitrogeninnholdet utgjør maksimalt 17 vekt%. Ved anvendelse av TiC eller Ti(C,N) tilsvarer dette alle sammensetninger av de komplette blandkrystaller med TiC til omtrent TiCo,3N0)7.1 tilsvarende forhold kan også TiC og TiN anvendes som utgangsmaterialer. Basert på utgangsmaterialene før sintring kan ved anvendelse av de enkelte hardmaterialer TiC, TiN eller TiCo^No,?, og basert på den totale andel hardmaterialer i beleggingspulveret, volumandelen av disse titanholdige hardmaterialer utgjøre 50-95 vol%, fortrinnsvis 60-85 vol%. I tilfelle det anvendes en tredje hardmaterialfase, utgjør andelen av denne maksimalt 35 vol%, fortrinnsvis maksimalt 25 vol%. Andelen av den andre hardmateiralfase, som er ansvarlig for dannelse av kjerne/omhylling-strukturen, vil fremkomme som differansen.

Legeringselementene, som eksempelvis W, Mo, Cr, tilsettes fortrinnsvis som karbider og kan under sintringsprosessen ved fremstillingen av beleggingspulveret oppløses både i den kubiske hardmaterialfase og delvis i binderfasen.

Kjerne/omhylling-strukturen i de kubiske hardmaterialfaser, som er karakteristisk for beleggingspulveret, overføres til belegget og kan påvises i disse. En ytterligere fordel med beleggingspulveret ifølge oppfinnelsen består i at det kan bearbeides tilnærmet like godt med de forskjellige prosessvarianter av termisk sprøyting.

Det har nå lykkes å fremstille beleggingspulvere på basis av hardmaterialet TiC, som ved hjelp av vanlige beleggingsteknologier, særlig teknologier tilhørende utførelsene med termisk sprøyting, som f.eks. plasmasprøyting, høyhastighetsflamme-sprøyting (HVOF) og detonasjonssprøyting, samt andre fremgangsmåter som belegging ved hjelp av laser eller pulverplasmapåføringssveising, kan anvendes til fremstilling av konkurransedyktige belegg, eller andre belegg som er overlegne andre hardmetallsystemer.

Dette har tross alle anstrengelser i kjent teknikk hittil ikke vært mulig. Det har ført til en slik holdning innen fagområdet at det eksempelvis er blitt sagt at "TiC er ikke minst på grunn av sin tilbøyelighet til oksidasjon og de derved resulterende beleggegenskaper som kun kan motvirkes gjennom betydelige tiltak," av kun liten betydning (J. Beczkowiak et al., Schweissen und Schneiden, 1996, bind 48, hefte 2, s. 132-136).

Beleggingspulveret ifølge oppfinnelsen kan oppnås med forskjellige pulverfremstillingsteknologier som inneholder som viktigste teknologiske skritt en sintringsprosess, f.eks. sintring og knusing. Med teknologien innbefattende sintring og knusing fremstilles riktignok beleggingspulverpartikler med uregelmessig morfologi. Ved arbeid med beleggingspulvere har det vist seg at en kuleformig morfologi som øker pulverets risleevne, har særlig gunstig virkning. Som foretrukket teknologi for fremstilling av sprøytepulvere ifølge oppfinnelsen har det vært anvendt agglomerering og sintring. For agglomereringen anvendes fortrinnsvis en sprøytetørkeprosess.

Sprøytetørkeparametrene må velges slik at det dannes granuler med høy råtetthet som kan fortettes ved en enkel sintringsprosess hvor kjerne/omhylling-strukturen i hardmaterialfasen i bindematriksen kan dannes. Den høye råtetthet hos de sprøyte-tørkede granuler er dessuten viktig fordi sammensintringen av de enkelte granuler kan begrenses til et minimum. Ved sintringen skjer en forandring i den fasemessige sammensetning hos beleggingspulverne gjennom metallurgiske reaksjoner, oppløsninger og utfellinger på nytt, hvor forandringene i elementærsammensetning er ubetydelige. Størrelsen på hardmaterialepartiklene med kjerne/omhylling-struktur i det sintrede beleggingspulver er < 10 um, men fortrinnsvis < 5 um. Etter sintringen blir det lett sammensintrede beleggingspulver bearbeidet ved en skånsom maleprosess og deretter fraksjonert i henhold til kravene for senere anvendelse, med én av de nevnte beleggingsteknologier.

Beleggingspulverne ifølge oppfinnelsen må ha en kornstørrelse som er tilpasset kravene stilt av den aktuelle beleggingsteknologi, og kornstørrelsen kan således ligge i et bredt område på 10-250 um.

I det følgende skal oppfinnelsen forklares nærmere ved hjelp av utførelses-eksempler.

Eksempel 1

59,6 vekt% TiC0(7N0>3, 12,0 vekt% Mo2C og 28,4 vekt% Ni, tilsvarende 80,4 vol% hardmaterialandel og 19,6 vol% binderandel, ble forblandet tørt, dispergert i vann og deretter i en mølle blandet intimt i en edelstålbeholder med hardmetallkuler. Til suspensjonen ble det tilsatt 1,5 vekt% av en egnet binder av polyvinylalkohol og polyetylenglykol, og deretter ble det ved sprøytetørking fremstilt granuler med kuleform. Binderen ble fjernet ved sintringen ved en ett-trinns varmebehandling. Fjerningen av

bindemiddel og varmebehandlingen skjedde i flate grafittdigler under argon med en oppvarmingshastighet på 5 K/min til 600 °C og 10 K/min til sintringstemperaturen på 1320 °C, og temperaturen ble holdt på dette i 30 minutter. Figur 1 viser det metallo-grafiske tverrsnitt av en beleggingspulverpartikkel, forstørret 3000 ganger. Kjerne/omhylling-strukturen i hardmaterialepartikkelen kan tydelig ses. Det sintrede pulver ble underkastet omhyggelig maling, og deretter, avhengig av stilte krav, fraksjonert for anvendelse ved forskjellige beleggingsteknologier. For anvendelse ved høyhastighets-flammesprøyting eller detonasjonssprøyting er den foretrukne kornstørrelse 20-45 um. For disse pulvere lå dlO ved 20 um, og d90 ved 42 um.

Pulver med kornstørrelse 20-45 um ble med et detonasjonssprøyteanlegg "Perun P" (Paton-Institut, Ukraina), som hadde et løp med lengde 660 mm og diameter 21 mm, bearbeidet til belegg med sjikttykkelse på rundt 250 um på stålsubstrater, som var egnet for abrasjonstesting. Det ble benyttet optimale sprøytebetingelser for dette materiale. Sprøyteavstanden var 120 mm med en detonasjonshastighet på 6,6 deton-asjoner/s. Det ble anvendt en blanding acetylen/oksygen i volumforhold 1,0. Beleggene ble underkastet en abrasjonstesting ifølge US standard ASTM G 65-85 uten korrosiv belastning. Massetapet etter en slitasjevei på 5904 m var 110 mg. For sammenligning med standardmaterialer må dette på grunn av tetthetsforskjeller omregnes i mm , og utgjorde 16,5 mm<3>. Ved forsøk med standardmaterialer tilsvarte volumtapene 7,0 mm<3> og 15,9 mm<3>. Disse materialer ble sprøytet med de parametere som var optimale for dem, dvs. at volumforholdet i blandingen acetylen/oksygen var 1,3.

Eksempel 2

Av 59,6 vekt% TiC, 12,0 vekt% Mo2C, 8,5 vekt% Cr3C2 og 19,9 vekt% Ni, tilsvarende 86,8 vol% hardmaterialandel og 13,2 vol% bindeandel, ble det med fremgangsmåten benyttet i eksempel 1 fremstilt et beleggingspulver. Det var forskjell i sintringstemperatur, denne var her 1300 °C. På figur 2 vises metallografisk tverrslip gjennom flere beleggingspulverpartikler med 700 ganger forstørrelse. Mikrostrukturen for én av disse beleggingspulverpartikler er med 800 ganger forstørrelse vist på figur 3. Andelen lys binderfase er vesentlig mindre enn i beleggingspulveret ifølge eksempel 1. Foruten hardmaterialepartikler med kjerne/omhylling-struktur, kan det ses flere partikler med en tredje karbidisk hardmaterialfase. Beleggingspulveret ble fraksjonert, og for sprøyteforsøk ble det således anvendt et kornstørrelsesområde på 20-45 um. Morfologien hos disse sprøytepulvere ifølge oppfinnelsen er vist på fig. 4. Beleggingspulveret ble bearbeidet under sprøytebetingelser som i eksempel 1 med detonasjonssprøyteanlegget "Perun P" (Paton-Institut, Ukraina) til belegg med en sjikttykkelse på rundt 250 um på stålsubstrater, som var egnet for abrasjonstestinger. Massetapet etter 5904 m slitasjevei utgjorde 68 mg, som omregnet til volumtap var 10,6 mm<3>.

Eksempel 3

Av 59,6 vekt% TiCoi7<N>0j3, 12,0 vekt% Mo2C, 8,5 vekt% Cr3C2 og 19,9 vekt% Ni, tilsvarende 86,5 vol% hardmaterialandel og 13,5 vol% binderandel, ble det ved samme fremgangsmåte som i eksempel 1 fremstilt et beleggingspulver. Det var forskjell i sintringstemperatur, den utgjorde her 1300 °C. Beleggingspulveret hadde tilsvarende mikrostruktur som i eksempel 2. Beleggingspulveret ble fraksjonert, og for sprøyteforsøk ble det anvendt kornstørrelse 20-45 um. Beleggingspulveret ble under samme sprøytebetingelser som i eksempel 1 bearbeidet i detonasjonsanlegget "Perun P" (Paton-Institut, Ukraina) til belegg med en sjikttykkelse på rundt 250 um på stålsubstrater, som var egnet for abrasjonstestinger. Massetapet etter 5904 m slitasjevei utgjorde 58 mg, som omregnet til volumtap var 8,9 mm<3>.

Eksempel 4

Av 56,5 vekt% TiC, 12,0 vekt% Mo2C, 3,0 vekt% NbC og 28,5 vekt% Ni, tilsvarende 80,4 vol% hardmaterialandel og 19,6 vol% binderandel, ble det ved samme fremgangsmåte som i eksempel 1 fremstilt et beleggingspulver. Det var forskjell i sintringstemperatur, den utgjorde her 1300 °C. Beleggingspulveret hadde tilsvarende mikrostruktur som i eksempel 2. Beleggingspulveret ble fraksjonert, og for sprøyteforsøk ble det anvendt kornstørrelse 20-45 um. Beleggingspulveret ble under samme sprøyte-betingelser som i eksempel 1 bearbeidet i detonasjonsanlegget "Perun P" (Paton-Institut, Ukraina) til belegg med en sjikttykkelse på rundt 250 um på stålsubstrater, som var egnet for abrasjonstestinger. Massetapet etter 5904 m slitasjevei utgjorde 80 mg, som omregnet til volumtap var 12,1 mm<3>.

Eksempel 5

Et beleggingspulver fra eksempel 1 ble med et "PT A-3000S" plasma-sprøyteanlegg med en F4-brenner i vanlig atmosfære påført på et stålsubstrat egnet for abrasjonstesting. Ved dette ble det anvendt et Ar/H2-plasma (beste resultat med 45 l/min Ar og 14 l/min H2) med en plasmakraft på 38 kW. Massetapet etter 5904 m slitasjevei utgjorde 100 mg, som omregnet til volumtap var 16,4 mm<3>.

Ved forsøk i samme anlegg med standardmaterialene WC - 12 % Co og Cr3C2 - 25 % NiCr utgjorde volumtapene henholdsvis 10,8 mm<3> og 20,3 mm<3>. Disse materialer ble sprøytet med parametre som var optimale for disse, dvs. ved anvendelse av et Ar/He-plasma (Ar: 60 l/min, He: 120 l/min, 44 kW plasmakraft, 110 mm sprøyte-avstand).

Eksempel 6

Et beleggingspulver fra eksempel 1 ble ved høyhastighetsflammesprøyting med et "PT CDS" sprøyteanlegg med en gassblanding av hydrogen (600 l/min) og oksygen (300 l/min) med 200 mm sprøyteavstand påført på et stålsubstrat som var egnet for abrasjonstesting. Massetapet etter 5904 m slitasjevei utgjorde 94 mg, som omregnet til volumtap var 15,4 mm<3>.

Claims (20)

1. Beleggingspulver med hardmetall-lignende mikrostruktur, bestående av hardmetallpartikler som har to kubiske hardmateiralfaser som danner en struktur med kjerne/omhylling, hvor hardmateiralfasen i kjernen overveiende inneholder Ti og C, og hvor hardmetallfasen i omhyllingen overveiende inneholder Ti og et andre metall som er forskjellig fra Ni, Co og Fe, og C, og hvor disse er innbakt i en bindemiddelfase omfattende minst ett eller flere av elementene Ni, Co og Fe, karakterisert ved at det enten i hardmateiralfasen eller i bindemiddelfasen, eller i begge, samtidig er til stede et ytterligere legeringselement som er N og/eller minst ett av elementene Zr, Hf, V, Nb, Ta og Cr, og at det i bindemiddelfasen kan være innbakt minst en tredje karbid-hardmaterialfase som under sprøyteprosessen i oksygenholdig atmosfære spaltes under tap av karbon, og de metalliske bestanddeler legeres med de andre hardmetallfaser og/eller bindemiddelfasen, eller gjennom hurtig avkjøling forblir oppløst som karbid i bindemiddelfasen.

2. Beleggingspulver ifølge krav 1, karakterisert ved at den kubiske hardmaterialfase i omhyllingen inneholder som det andre metall Mo eller W.

3. Beleggingspulver ifølge krav 1 eller 2, karakterisert ved at den metalliske bindemiddelfase også er legert med W og/eller Mo, og at ett eller begge av elementene samtidig inneholdes i den kubiske hardmaterialfase som danner omhyllingen.

4. Beleggingspulver ifølge krav 1-3, karakterisert ved at den tredje eller hver ytterligere karbid-fase har et kubisk eller et annet krystallgitter.

5. Beleggingspulver ifølge krav 1 eller 4, karakterisert ved at karbid-fasene er Cr3C2, Cr7C3, Cr23C6, WC, W2C og Mo2C.

6. Beleggingspulver ifølge krav 1-5, karakterisert ved at volumandelen av hardmaterialet, basert på utgangsmaterialene før sintring, utgjør > 60 vol %.

7. Beleggingspulver ifølge krav 6, karakterisert ved at volumandelen av hardmaterialet, basert på utgangsmaterialene før sintring, er i området 70 til 95 vol %.

8. Beleggingspulver ifølge krav 7, karakterisert ved at volumandelen av hardmaterialet, basert på utgangsmaterialene før sintring, er i området 80 til 95 vol %.

9. Beleggingsmateriale ifølge krav 1-8, karakterisert ved at karboninnholdet i den titanholdige hardmaterialmasse utgjør 4-22 vekt % og at nitrogeninnholdet i de titanholdige hardmaterialer utgjør høyst 17 vekt % ved anvendelse av enkelthardmaterialene TiC, TiN eller Ti(C,N), basert på utgangsmaterialene før sintring.

10. Beleggingspulver ifølge krav 7-9, karakterisert ved at volumandelen av de titanholdige hardmaterialer ved anvendelse av de individuelle hardmaterialer TiC, TiN eller Ti(C,N), basert på utgangsmaterialene før sintring og på den totale hardmaterialandel, utgjør 50-95 vol %.

11. Beleggingspulver ifølge krav 10, karakterisert ved at volumandelen av de titanholdige hardmaterialer ved anvendelse av de individuelle hardmaterialer TiC, TiN eller Ti(C,N), basert på utgangsmaterialene før sintring og på den totale hardmaterialandel, utgjør 60-90 vol %.

12. Beleggingspulver ifølge krav 1-11, karakterisert ved at volumandelen av den tredje karbid-hardmateriålfase, basert på utgangsmaterialene før sintring og på den totale andel hardmaterialer, utgjør høyst 35 vol %.

13. Beleggingspulver ifølge krav 12, karakterisert ved at volumandelen av den tredje karbid-hardmaterialfase, basert på utgangsmaterialene før sintring og på den totale andel hardmaterialer, utgjør høyst 25 vol %.

14. Beleggingspulver ifølge krav 1-13, karakterisert ved at de sintrede partikler har en kornstørrelse i området 10-250 um.

15. Beleggingspulver ifølge krav 14, karakterisert ved at de sintrede partikler har en kornstørrelse i området 20-90 um.

16. Beleggingspulver ifølge krav 15, karakterisert ved at de sintrede partikler har en kornstørrelse i området 10-45 um.

17. Beleggingspulver ifølge krav 14-16, karakterisert ved at de sintrede partikler har en kuleformet morfologi.

18. Fremgangsmåte for fremstilling av beleggingspulveret ifølge ett eller flere av kravene 1-17, karakterisert ved at de enkelte hardmaterialer og metallpulveret males sammen i en kulemølle og blandes og homogeniseres i en vandig suspensjon, deretter granuleres, sintres og bearbeides oppmalingsteknisk.

19. Fremgangsmåte ifølge krav 18, karakterisert ved at granuleringen skjer ved sprøytetørking.

20. Fremgangsmåte ifølge krav 18 eller 19, karakterisert ved at sintringen utføres avhengig av legeringens sammensetning og ved temperaturer hvor det dannes tilstrekkelig flytende fase til å gjøre mulig de metallurgiske reaksjoner, oppløsninger og utfellinger på nytt for å danne de kubiske hardmaterialfaser i kjerne/omhylling-strukturen.