WO2013044902A2 - Hochofenblasform - Google Patents

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WO2013044902A2
WO2013044902A2 PCT/DE2012/000947 DE2012000947W WO2013044902A2 WO 2013044902 A2 WO2013044902 A2 WO 2013044902A2 DE 2012000947 W DE2012000947 W DE 2012000947W WO 2013044902 A2 WO2013044902 A2 WO 2013044902A2
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blow mold
silver
coating
furnace blow
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Jürgen PETHKE
Tatjana Mirkovic
Rainer Beusse
Arnold Adam
Natasa Vuckovic-Spitzer
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Salzgitter Flachstahl Gmbh
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    • F27—FURNACES; KILNS; OVENS; RETORTS
    • F27D—DETAILS OR ACCESSORIES OF FURNACES, KILNS, OVENS, OR RETORTS, IN SO FAR AS THEY ARE OF KINDS OCCURRING IN MORE THAN ONE KIND OF FURNACE
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Definitions

  • the invention relates to a blow mold for blast furnaces according to the preamble of
  • Such water-cooled blow molds which are mostly made of cast copper or copper alloy parts, are used in the blast furnace to supply the hot blast to ensure effective operation.
  • the temperature of the hot mix wind is in the range of about 700 to about 1300 degrees Celsius at pressures between about 2.5 and 5.5 bar. In this case, not only the inner shell of the blow mold and in particular the front part is heavily stressed but with progressive wear of the
  • the front area of the blow mold is increasingly also the mantle area, which is attacked by pig iron, slag, partially reduced Möllerstoffe and zinc, as well as by abrasion with coke and / or wind
  • Blast furnace several weeks to several months. In rare cases, however, failures already occur after 2 to 3 days. In addition to the normal mechanical abrasion of the blow molding surface, which can be counteracted by hard coatings, unpredictable hole-like damage sites that lead to the entry of significant amounts of cooling water in the oven, a particular problem. The sudden failure of a blow mold may require stopping the blast furnace operation and consuming repair work. Such interruptions cause a significant loss of production.
  • Blast furnace coke is still burned and the coke consumption also increases when re-blowing, at a standstill caused by a defective blow mold approximately 30 tons of coke must be charged extra.
  • the object of the invention is therefore to provide a blast furnace blow mold with an improved
  • Silver alloy with high silver shares existing base layer with one on it applied top layer of a silver matrix with embedded therein particles of a hard material phase.
  • the chlorine compounds present in the blast furnace are the cause of the initiation and the course of the corrosion process on blow molds. Chlorine cycles in the blast furnace lead to an increase in the concentration of chlorine compounds. These occur in various aggregate states (solid, liquid and gaseous), depending on the compound and in particular of the affected zone in the furnace and the
  • Blow mold surface solidified pig iron favors. There is a continuous impact of liquid pig iron splashes on the Blasformober Assembly. Normally, most of these spatters fall off the blow mold surface, but some of them solidify on the surface. The solidified iron layer does not adhere completely to the
  • This gap is a preferred location for water condensation, as due to the shielding by the iron layer and by cooling the copper, the temperatures are lowered in the gap. In addition, condensate is through the
  • the solidified pig iron is too high Shares of cementite (Fe3C), which have been shown to be more noble than copper, and thus the pig iron acts cathodically after the dissolution of the ferritic constituents and thus dramatically intensifies the corrosion.
  • Precipitates eg oxides, sulphides.
  • Atomic hydrogen and / or chlorine formed by the corrosion process diffuses into the copper and reacts with the finely divided oxide and sulfide precipitates to form water and / or gases. Due to the resulting high pressure, a finely distributed porosity can form in the copper.
  • the consequences are intergranular cracks and zones of microporosity in the copper, which lead to a significant reduction of the effective thermal conductivity and thus to a deterioration of the cooling within these regions.
  • the thermal load of the copper increases sharply due to the impact of hot pig iron and slag on the blow molding surface. Under these conditions, the temperature of the copper increases and locally exceeds the melting point of the copper. This leads to the local melting of the copper and the pig iron penetrates so gradually through the
  • the temperature on the water side may rise above the Leidenfrost temperature, i. H. It forms a vapor film.
  • the corrosion progresses further through the solidified iron layer and the copper.
  • the reduced cooling by the steam film formation on the water side finally causes a complete melting of the blow mold and a water breakthrough in the oven.
  • Corrosion properties were first considering a possible chemical corrosive attack of blow molds by aggressive chlorides, copper alloys with various alloying elements such as silicon, aluminum, chromium, zirconium and titanium investigated, but not to a significant improvement of
  • Coating material for the topcoat showed excellent results in terms of the described requirements for thermal and chemical resistance.
  • silver has proven to be an ideal coating material, the high cost of which is overcompensated by a significant increase in the service life of the blow mold compared to known coatings.
  • silver has excellent thermal and chemical resistance because of the low hardness and the high ductility but no sufficient resistance to abrasive wear, according to the invention were made of silver
  • Coating matrix hard solids added Basically come for oxides, nitrides or carbides, such as. As TiC, TiN, TiO 2, BC, BN, SiC or AI203 in question.
  • SiC Thermal conductivity, temperature resistance, chemical resistance and higher hardness, SiC has been shown to increase the wear resistance as the most suitable phase of hard material.
  • the proportion of the hard material phase in the silver matrix should be as high as possible and should be above 10, better over 20%, by a significant amount
  • this cover layer in a thickness of at least 100 ⁇ , advantageously up to 300 ⁇ , applied to achieve the longest possible service life of the blow mold.
  • the achievable thickness of the layer procedural limits are set so that maximum thicknesses of about 500 ⁇ can be achieved, and for economic reasons, rather thinner coatings are desirable.
  • the base layer to be initially applied to the blow mold serves as excellent corrosion protection for the blow molding material compared to the acidic corrosion attack described above and as a bonding agent for the cover layer.
  • the base layer is in a thickness of at least 50 ⁇ , up to about 200 ⁇
  • the silver or silver alloy used should also have a purity of at least 98.0% because of the necessary chemical resistance.
  • Coatings can be applied to a metallic substrate.
  • a metallic substrate In question come here z.
  • thermal coating processes such as flame spraying or plasma spraying are particularly suitable.
  • the plasma spraying process was performed at very high gas temperatures of 12000 ° C to 16000 ° C, powder flame spraying (3000 ° C) and high velocity high velocity flame spraying (HVOF) with slightly lower gas temperatures from 2000 ° C to 3000 ° C applied.
  • the coatings were applied to the copper matrix in the form of powder mixtures of 30% silver and 70% silicon carbide.
  • the electron beam microprobe the cross section of the element distribution (copper, silver and silicon) was investigated and it was shown that the best results were obtained with the high velocity flame spraying.
  • the particles of the hard material phase may be of uniform or different size. If necessary, the strength of the coating material can be further increased by different sized particles in the hard material phase. Depending on the thickness of the cover layer to be applied, the particle size may be 10 to 200 ⁇ m, the particles having to be smaller than the layer thickness of the cover layer. When using a uniform particle size, a size of about 40 ⁇ has been proven in experiments.
  • FIG. 2 the enlarged view of the coating structure according to the invention, FIG. 3 SiC particle distribution in the silver matrix,
  • FIG. 1 shows a blast-furnace blow-molding mold 1 according to the invention which consists of a nozzle body 2 which can be flowed through by water and with a blast-furnace body 2 according to the invention
  • the blast furnace blow mold 1 is made of copper or a copper alloy.
  • the structure of the coating 3 according to the invention is shown in an enlarged view "A" of Figure 1 in Figure 2.
  • the coating 3 consists of a on the
  • Nozzle body 2 applied base layer 4 made of silver, on which a cover layer 5 is applied.
  • the cover layer 5 also consists of silver into which SiC particles 6 are introduced as the hard material phase 6 in order to increase the abrasion resistance.
  • the base layer 4 and the cover layer 5 are by means of
  • High-speed flame spraying is applied to the blast furnace blow molding 1, so that a high proportion of hard material of more than 20% in the cover layer 5 is established.
  • the distribution of the SiC particles in the silver matrix of the top coat 5 is shown in FIG. 3 on the basis of a metallographic cut.
  • the SiC particles are relatively evenly distributed and tightly embedded in the silver matrix.
  • FIG. 4 shows results of corrosion tests under a chlorine gas atmosphere.
  • the graph shows a comparison between the mass increase of a silver-coated copper sample (CBM 18, lower curve) and a copper sample (CBM 01, upper curve).

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Abstract

Hochofenblasform aus Kupfer oder einer Kupferlegierung mit einer metallischen Beschichtung mit hoher thermischer Korrosions- und Abrasionsbeständigkeit, wobei die Beschichtung der Hochofenblasform aus einer auf die Hochofenblasform aufgebrachten Grundschicht aus Silber oder silberhaltiger Legierung mit hohem Silbergehalt und einer darauf aufgebrachten Deckschicht aus einer Silbermatrix mit darin eingelagerten Partikeln einer Hartstoffphase besteht.

Description

Hochofenblasform Beschreibung
Die Erfindung betrifft eine Blasform für Hochöfen gemäß dem Oberbegriff des
Patentanspruches 1.
Derartige größtenteils aus gegossenen Kupfer- oder Kupferlegierungsteilen hergestellte wassergekühlte Blasformen werden im Hochofen zum Zuführen des Heißwindes eingesetzt, um damit einen wirkungsvollen Betrieb zu sichern. Die Temperatur des Heißmischwindes liegt im Bereich von ca. 700 bis über 1300 Grad Celsius bei Drücken zwischen ca. 2,5 und 5,5 bar. Dabei wird nicht nur der Innenmantel der Blasform und hier insbesondere das Frontteil stark beansprucht sondern mit fortschreitendem Verschleiß der
Feuerfestausmauerung des Hochofens und dem damit verbundenen Bloßlegen des
Frontbereiches der Blasform zunehmend auch der Mantelbereich, der durch Roheisen, Schlacke, teilreduzierte Möllerstoffe und Zink, sowie durch Abrasion mit Koks und/oder Wind angegriffen wird
Um unter diesen extremen Beanspruchungen eine ausreichende Standzeit der
Hochofenblasform zu erreichen, ist es erforderlich, diese durch intensive Kühlung mittels eines durch sie hindurchgeführten Kühlmittels, meistens Kühlwasser, auf erträglichen Temperaturen zu halten und außerdem den Oberflächenverschleiß durch geeignete
Maßnahmen zu minimieren.
Aus verschiedenen Schriften (DE 199 03 865 C2, DE 28 20 699 C2, DE 27 32 566 C3, DE 21 27690 A) ist es bekannt, die Standzeit der in der Regel aus gut thermisch leitfähigen Kupfer- oder Kupferlegierungen bestehenden Blasformen durch metallische und/oder keramische Beschichtungen zu erhöhen. Aufgebracht werden diese Beschichtungen u.a. durch verschiedene Spritzverfahren, wie z. B. Flammspritzen, dem Aufschweißen von Metalllegierungen oder dem Aufbringen von feuerfesten Überzügen. Aber auch hierdurch kann eine befriedigend lange Haltbarkeit nicht erreicht werden.
Die Lebensdauer einer Blasform beträgt in Abhängigkeit von der Betriebsweise des
Hochofens einige Wochen bis zu mehreren Monaten. In seltenen Fällen treten aber auch bereits nach 2 bis 3 Tagen Ausfälle auf. Neben dem normalen mechanischen Abrieb der Blasformoberfläche, dem durch harte Beschichtungen entgegengewirkt werden kann, stellen unvorhersehbar auftretende lochartige Schadenstellen, die zum Eintritt von erheblichen Mengen an Kühlwasser in den Ofen führen, ein besonderes Problem dar. Das plötzliche Versagen einer Blasform kann das Anhalten des Hochofenbetriebes und aufwändige Reparaturarbeiten erfordern. Solche Unterbrechungen verursachen einen erheblichen Produktionsausfall.
Da auch noch nach dem abgeschalteten Heißluftstrom im beladenen noch warmen
Hochofen weiterhin Koks verbrannt wird und der Koksverbrauch zusätzlich beim erneuten Anblasen steigt, müssen bei einem durch eine defekte Blasform verursachten Stillstand ca. bis zu 30 t Koks extra chargiert werden.
Die Vermeidung oder deutliche Reduzierung der durch solche Prozessunterbrechungen entstehenden hohen Kosten hängt daher wesentlich von der Entwicklung neuer
Beschichtungswerkstoffe für Hochofenblasformen ab.
Die generellen Forderungen an die Beschichtung der Blasform sind eine hohe
Wärmeleitfähigkeit und damit verbunden eine ausreichende Kühlung der Blasformoberfläche, die Schutz vor thermischer Schädigung gewährleistet, eine hohe Korrosionsbeständigkeit gegen korrosiven Oberflächenabtrag und Korngrenzenkorrosion sowie eine hohe abrasive Beständigkeit gegen Koks, Metall und Schlacke. Ursächlich für die Korrosion ist die Bildung aggressiver Kondensate auf der gekühlten Blasform. In korrodierten Bereichen ist die Wärmeabfuhr von der Blasformoberfläche nicht mehr gewährleistet, so dass diese Bereiche im weiteren Verlauf durch Schmelze und Schlacke thermisch zerstört werden können. Die Gewährleistung einer ausreichenden Korrosionsfestigkeit stellt somit einen wesentlichen Bestandteil der Aufgabe dar, die der Erfindung zugrunde liegt.
Eine grundlegende Verbesserung der Blasformhaltbarkeit bei unvorhersehbar auftretender und schnell verlaufender Korrosion konnte durch die bislang bekannten Werkstoffkonzepte für Blasformbeschichtungen jedoch noch nicht erreicht werden.
Aufgabe der Erfindung ist es deshalb, eine Hochofenblasform mit einer verbesserten
Beschichtung anzugeben, die eine deutlich erhöhte Standzeit im Betrieb ermöglicht und insbesondere auch gegen unvorhersehbare, schnell ablaufende Korrosionsschädigungen resistent ist.
Diese Aufgabe wird nach dem Oberbegriff in Verbindung mit den kennzeichnenden
Merkmalen des Anspruchs 1 gelöst. Vorteilhafte Weiterbildungen sind Gegenstand von Unteransprüchen.
Nach der Lehre der Erfindung weist die Hochofen blasform eine aus Silber oder
Silberlegierung mit hohen Silberanteilen bestehende Grundschicht mit einer darauf aufgebrachten Deckschicht aus einer Silbermatrix mit darin eingelagerten Partikeln einer Hartstoffphase auf.
Im Rahmen umfangreicher Entwicklungsarbeiten wurden zunächst die Ursachen für das unvorhergesehene und schnelle Versagen der Blasformen untersucht. Metallographische Untersuchungen der Blasformenproben von Schadensstellen sowie Laborexperimente zur Simulation der Blasformenzerstörung weisen darauf hin, dass der Schadensmechanismus komplex und mindestens zweistufig ist. Die erste Stufe besteht aus einer korrosiven
Schädigung des Kupfers, wodurch dieses in der zweiten Stufe bei entsprechend hohen thermischen Belastungen aufschmelzen kann.
Die im Hochofen vorhandenen Chlorverbindungen (z. B. Metallchloride, HCl) sind ursächlich für die Einleitung und den Verlauf des Korrosionsprozesses an Blasformen. Chlorkreisläufe im Hochofen führen zu einer Erhöhung der Konzentrationen von Chlorverbindungen. Diese treten in verschiedenen Aggregatzuständen (fest, flüssig und gasförmig) auf, abhängig von der Verbindung und insbesondere von der betroffenen Zone im Ofen und der
entsprechenden Temperatur. Viele dieser Verbindungen sind in Wasser auch leicht löslich und können auf diese Weise Elektrolyte bilden, die zu einer Korrosion des Kupfers führen. Bei einem Druck in der Blasformenzone von beispielsweise 5 bar beträgt der Siedepunkt des Wassers ca. 150 °C. Das bedeutet, dass Wasserdampf aus der Ofenatmosphäre unter bestimmten Bedingungen auf der kalten Blasformoberfläche kondensiert. Wenn sich wässriges Kondensat gebildet hat, ist es möglich, dass sich durch Lösen der wasserlöslichen Bestandteile der Ofenatmosphäre (z. B. flüchtige Metallchloride, HCl, S02, S03) oder von festen Salzen Elektrolyte entstehen.
Auch das Auftreten von geschmolzenen Salzen auf der Blasformoberfläche ist möglich.
Einige von ihnen, wie ZnCI2 und CaCI2, sind sehr hygroskopisch und nehmen Wasser aus der Atmosphäre unter Bildung eines korrosiven Mediums auf.
Die Kondensation von Wasser und die Bildung eines Elektrolyten wird durch auf der
Blasformoberfläche erstarrtes Roheisen begünstigt. Es erfolgt ein kontinuierliches Auftreffen von flüssigen Roheisenspritzern auf die Blasformoberfläche. Normalerweise fallen die meisten dieser Eisenspritzer wieder von der Blasformoberfläche ab, aber einige von ihnen erstarren auf der Oberfläche. Die erstarrte Eisenschicht haftet nicht komplett an der
Blasformoberfläche und es bildet sich ein Spalt zwischen der Eisenschicht und der
Blasformoberfläche. Dieser Spalt ist ein bevorzugter Ort für Wasserkondensation, da aufgrund der Abschirmung durch die Eisenschicht und durch Kühlung des Kupfers die Temperaturen im Spalt abgesenkt sind. Darüber hinaus wird Kondensat durch die
Kapillarwirkung in den Spalt hinein gezogen. Das erstarrte Roheisen besteht zu hohen Anteilen aus Zementit (Fe3C), das wie Versuche gezeigt haben, edler als Kupfer ist und damit wirkt das Roheisen nach der Auflösung der ferritischen Bestandteile kathodisch und verstärkt damit die Korrosion drastisch.
Die oben erwähnten Phänomene wirken beim Mechanismus der plötzlichen und schnell fortschreitenden Blasformzerstörung mit. Wie die Versuche zeigen, beginnt die Entstehung eines unvorhergesehenen schnellen Schadensverlaufs an der Blasform mit der Entstehung eines ätzenden Elektrolyts (z. B. HCl in Wasser) im Spalt zwischen der Blasformoberfläche und den erstarrten Roheisenspritzern.
Diese saure Lösung führt zunächst vor allem zu einem korrosiven Angriff der Beschichtung, aber auch durch Risse wird das Kupfer der Blasform angegriffen, was sich mit zunehmender
Zerstörung der Beschichtung verstärkt und dem bekannte Beschichtungen, wie z. B. eine
®
INCONEL -Beschichtung, nicht standhalten.
Ist der Korrosionsprozess in Gang gesetzt, so setzt er sich im Kupfer des Blasformwerkstoffs weiter fort. Der Elektrolyt dringt entlang von Korngrenzen ein und reagiert mit den
Ausscheidungen (z. B. Oxide, Sulfide). Durch den Korrosionsprozess gebildeter atomarer Wasserstoff und/oder Chlor diffundiert in das Kupfer und reagiert mit den fein dispersen Oxid- und Sulfidausscheidungen unter Bildung von Wasser und/oder Gasen. Auf Grund des dabei entstehenden hohen Druckes kann sich eine fein verteilte Porosität im Kupfer ausbilden. Die Folge sind interkristalline Risse sowie Zonen mit Mikroporosität im Kupfer, die zu einer erheblichen Reduzierung der effektiven Wärmeleitfähigkeit führen und damit zu einer Verschlechterung der Kühlung innerhalb dieser Regionen. Die thermische Belastung des Kupfers steigt durch das Auftreffen von heißem Roheisen und von Schlacke auf die Blasformoberfläche stark an. Unter diesen Bedingungen steigt die Temperatur des Kupfers und übersteigt lokal den Schmelzpunkt des Kupfers. Dadurch kommt es zum lokalen Aufschmelzen des Kupfers und das Roheisen dringt so nach und nach durch die
Blasformwand. Bei einer geringen verbliebenen Restwandstärke kann die Temperatur auf der Wasserseite über die Leidenfrosttemperatur steigen, d. h. es bildet sich ein Dampffilm. Gleichzeitig schreitet die Korrosion weiter durch die erstarrte Eisenschicht und das Kupfer voran.
Die reduzierte Kühlung durch die Dampffilmbildung auf der Wasserseite verursacht schließlich ein vollständiges Durchschmelzen der Blasform und einen Wasserdurchbruch in den Ofen.
Bei der Erprobung neuer Beschichtungslegierungen mit verbesserten
Korrosionseigenschaften wurden zunächst unter Berücksichtigung eines möglichen chemischen Korrosionsangriffs der Blasformen durch aggressive Chloride, Legierungen aus Kupfer mit verschiedenen Legierungselementen wie Silizium, Aluminium, Chrom, Zirkonium und Titan untersucht, die aber nicht zu einer signifikanten Verbesserung der
Korrosionsbeständigkeit führten. Überraschend stellte sich bei den Versuchen heraus, dass nur die Verwendung von Silber oder Silberlegierungen mit hohen Silberanteilen als
Beschichtungsmaterial für die Deckschicht hervorragende Ergebnisse hinsichtlich der beschriebenen Anforderungen an die thermische und chemische Beständigkeit zeigte.
Insbesondere durch seine hohe Beständigkeit gegen chemische Korrosion bei auftretender Chloridbelastung hat sich Silber als idealer Beschichtungswerkstoff herausgestellt, dessen hohe Anschaffungskosten durch eine deutliche Standzeiterhöhung der Blasform gegenüber bekannten Beschichtungen überkompensiert werden.
Als besonders vorteilhaft hat sich die Verwendung von Silber mit einer hohen Reinheit von mindestens 98,0% herausgestellt. Wird der Anteil an im Vergleich zu Silber unedleren Zweitphasen zu hoch, wird durch selektive Korrosion der unedleren Phase die Standzeit der Beschichtung wieder deutlich reduziert.
Da Silber zwar eine hervorragende thermische und chemische Beständigkeit wegen der geringen Härte und der hohen Duktilität aber keinen ausreichenden Widerstand gegen abrasiven Verschleiß besitzt, wurden erfindungsgemäß der aus Silber bestehenden
Beschichtungsmatrix harte Feststoffanteile zugesetzt. Grundsätzlich kommen dafür Oxide, Nitride oder Carbide, wie z. B. TiC, TiN, Ti02, BC, BN, SiC oder AI203 infrage.
Aufgrund der vorteilhaften Eigenschaften, insbesondere wegen der hervorragenden
Wärmeleitfähigkeit, Temperaturbeständigkeit, der chemischen Beständigkeit und der höheren Härte, hat sich SiC zur Erhöhung der Verschleißfestigkeit als die am besten geeignete Hartstoff phase herausgestellt. Der Anteil der Hartstoffphase in der Silbermatrix sollte möglichst hoch sein und über 10, besser über 20% liegen, um eine signifikante
Verbesserung der Beständigkeit gegen abrasiven Verschleiß zu bewirken. Vorteilhaft wird diese Deckschicht in einer Dicke von mindestens 100 μιη, vorteilhafter bis zu 300 μιη, aufgebracht, um möglichst lange Standzeiten der Blasform zu erreichen. Allerdings sind der erreichbaren Dicke der Schicht verfahrenstechnische Grenzen gesetzt, so dass maximale Dicken von etwa 500 μητι erreichbar sind, wobei aus betriebswirtschaftlichen Gründen eher dünnere Beschichtungen anzustreben sind.
Die zunächst auf die Blasform aufzubringende Grundschicht dient als hervorragender Korrosionsschutz für den Blasformwerkstoff gegenüber dem oben beschriebenen sauren Korrosionsangriff sowie als Haftvermittler für die Deckschicht. Die Grundschicht wird dazu in einer Dicke von mindestens 50 μηι, bis ca. 200 μηι
aufgebracht. Das verwendete Silber bzw. die Silberlegierung sollte wegen der notwendigen chemischen Beständigkeit ebenfalls eine Reinheit von mindestens 98,0 % aufweisen.
In den Versuchen hat sich außerdem gezeigt, dass das Aufbringen der erfindungsgemäßen Deckschicht mit einem möglichst hohen Phasenanteil an SiC eine besondere
Herausforderung darstellt.
Grundsätzlich sind alle Beschichtungsverfahren denkbar, mit denen metallische
Beschichtungen auf ein metallisches Substrat aufgebracht werden können. In Frage kommen hier z. B. Hartlöten, Flammspritzen, Plasmaspritzen oder elektrolytische
Abscheidung.
Wegen des hohen Anteils an keramischen SiC-Partikeln in der Silbermatrix mit hohem Schmelzpunkt eignen sich jedoch besonders thermische Beschichtungsverfahren, wie das Flammspritzen oder Plasmaspritzen.
Im Rahmen der Versuche zum Auftragen der Beschichtung auf das Substrat, wurde das Plasmaspritzverfahren bei sehr hohen Gastemperaturen von 12000 °C bis 16000 °C, das Pulverflammspritzen (3000 °C) und das Hochgeschwindigkeitsflammspritzen (HVOF- High Velocity Oxygen Fuel) mit etwas niedrigeren Gastemperaturen von 2000 °C bis 3000 °C angewandt.
Dabei wurden die Beschichtungen in Form von Pulvermischungen aus 30 % Silber und 70 % Siliziumkarbid auf die Kupfermatrix aufgebracht. Mit der Elektronenstrahlmikrosonde wurde an Querschliffen die Elementverteilung (Kupfer, Silber und Silizium) untersucht und es zeigte sich, dass mit dem Hochgeschwindigkeitsflammspritzen die besten Ergebnisse erzielt wurden.
In einer vorteilhaften Weiterbildung der Erfindung können die Partikel der Hartstoffphase von einheitlicher oder unterschiedlicher Größe sein. Falls erforderlich, kann durch unterschiedlich große Partikel in der Hartstoffphase die Festigkeit des Beschichtungswerkstoffs weiter erhöht werden. Abhängig von der aufzubringenden Dicke der Deckschicht kann die Partikelgröße 10 bis 200 μηι betragen, wobei die Partikel kleiner als die Schichtdicke der Deckschicht sein müssen. Bei Verwendung einer einheitlichen Partikelgröße hat sich in Versuchen eine Größe von ca. 40 μηι bewährt.
Weitere Merkmale, Vorteile und Einzelheiten der Erfindung ergeben sich aus der
nachfolgenden Beschreibung von im Anhang dargestellten Figuren. Es zeigen:
Figur 1 eine schematische Darstellung der erfindungsgemäßen Blasform,
Figur 2 die vergrößerte Ansicht des erfindungsgemäßen Beschichtungsaufbaus, Figur 3 SiC-Partikelverteilung in der Silbermatrix,
Figur 4 Ergebnisse von Korrosionsversuchen unter Chlorgasatmosphäre.
In Figur 1 ist eine erfindungsgemäße Hochofenblasform 1 dargestellt, die aus einem wasserdurchströmbaren Düsenkörper 2 besteht und mit einer erfindungsgemäßen
Beschichtung 3 versehen ist. Die Hochofenblasform 1 besteht aus Kupfer bzw. aus einer Kupferlegierung.
Der Aufbau der erfindungsgemäßen Beschichtung 3 ist in einer vergrößerten Darstellung„A" aus Figur 1 in Figur 2 dargestellt. Die Beschichtung 3 besteht aus einer auf dem
Düsenkörper 2 aufgebrachten Grundschicht 4 aus Silber, auf der eine Deckschicht 5 aufgebracht ist. Die Deckschicht 5 besteht erfindungsgemäß ebenfalls aus Silber, in das zur Erhöhung der Abriebfestigkeit SiC-Partikel als Hartstoffphase 6 eingebracht sind.
Erfindungsgemäß sind die Grundschicht 4 und die Deckschicht 5 mittels
Hochgeschwindigkeitsflammspritzen auf die Hochofenblasform 1 aufgebracht, so dass sich ein hoher Hartstoffanteil von über 20% in der Deckschicht 5 einstellt.
Die Verteilung der SiC-Partikel in der Silbermatrix der Deckbeschichtung 5 zeigt Figur 3 anhand eines metallographischen Schliffs. Die SiC-Partikel liegen relativ gleichmäßig verteilt und fest eingebunden in der Silbermatrix vor.
In Figur 4 sind Ergebnisse von Korrosionsversuchen unter Chlorgasatmosphäre dargestellt. Das Diagramm zeigt einen Vergleich zwischen der Massenzunahme einer mit Silber beschichteten Kupferprobe (CBM 18, untere Kurve) und einer Kupferprobe (CBM 01 , obere Kurve).
Es ist zwar ersichtlich, dass die beiden Proben in der reinen Chlorgasatmosphäre zu schmelzen beginnen, sobald die Probentemperatur sich mit zunehmender Zeit der
Ofentemperatur von 300 °C annähert. Allerdings weist die mit Silber beschichtete Probe bis dorthin einen signifikant geringeren Massenzuwachs durch Chloridbildung auf.
Die Bildung von Silberchlorid läuft somit deutlich langsamer ab als im vergleichbaren Fall die Bildung von Kupferchlorid, woraus die deutlich höhere Beständigkeit von Silber gegenüber Kupfer bei dieser Korrosionsart resultiert. Bezugszeichenliste
Nr. Bezeichnung
1 Hochofenblasform
2 Düsenkörper
3 Beschichtung
4 Grundschicht
5 Deckschicht
6 Hartstoffphase

Claims

Patentansprüche
1 . Hochofenblasform (1 ) aus Kupfer oder einer Kupferlegierung mit einer metallischen Beschichtung mit hoher thermischer, Korrosions- und Abrasionsbeständigkeit dadurch gekennzeichnet,
dass die Beschichtung der Hochofenblasform (1 ) aus einer auf die Hochofenblasform (1 ) aufgebrachten Grundschicht (4) aus Silber oder silberhaltiger Legierung mit hohem Silbergehalt und einer darauf aufgebrachten Deckschicht (5) aus einer Silbermatrix mit darin eingelagerten Partikeln einer Hartstoffphase (6) besteht.
2. Hochofenblasform nach Anspruch 1
dadurch gekennzeichnet,
dass das Silber oder die silberhaltige Legierung der Grundschicht (4) und der Deckschicht (5) einen Reinheitsgrad von mindestens 98,0 % aufweist.
3. Hochofenblasform nach Anspruch 2
dadurch gekennzeichnet,
dass die Grundschicht (4) eine Schichtdicke von mindestens 50 μηη und die
Deckschicht (5) eine Schichtdicke von mindestens 100 [im aufweisen.
4. Hochofenblasform nach Anspruch 2
dadurch gekennzeichnet,
dass die Grundschicht (4) eine Schichtdicke von bis zu 200 [im und die Deckschicht (5) eine Schichtdicke von mindestens 300 [im aufweisen.
5. Hochofenblasform nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 4
dadurch gekennzeichnet,
dass die Hartstoffphase (6) aus Oxiden und/oder Carbiden und/oder Nitriden besteht.
6. Hochofenblasform nach Anspruch 5
dadurch gekennzeichnet,
dass die Hartstoffphase (6) aus SiC-Partikeln besteht.
7. Hochofenblasform nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 6
dadurch gekennzeichnet,
dass der Anteil der Hartstoffphase (6) in der Silbermatrix der Deckschicht (5)
mindestens 10% beträgt.
8. Hochofenblasform nach Anspruch 1 bis 6
dadurch gekennzeichnet,
dass der Anteil der Hartstoffphase (6) in der Silbermatrix der Deckschicht (5) mindestens 20% beträgt.
9. Hochofenblasform nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 8
dadurch gekennzeichnet,
dass die Hartstoffphase (6) aus Partikeln einheitlicher oder unterschiedlicher Größe besteht.
10. Hochofenblasform nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 9
dadurch gekennzeichnet,
dass die Beschichtung (3, 4, 5) eine durch thermisches Spritzen aufgebrachte Schicht ist.
11. Hochofenblasform nach Anspruch 10
dadurch gekennzeichnet,
dass die Beschichtung(3, 4, 5) eine durch Flammspritzen aufgebrachte Schicht ist.
12. Hochofenblasform nach Anspruch 11
dadurch gekennzeichnet,
dass die Beschichtung (3, 4, 5) eine durch Hochgeschwindigkeitsflammspritzen aufgebrachte Schicht ist.
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