Möglichkeiten des reaktiven thermischen Spritzens von

Möglichkeiten des reaktiven thermischen Spritzens von neuen
Eisenbasislegierungen
O.C. Brandt, S. Siegmann, Thun, Schweiz
In diesen Untersuchungen wurden drei Eisenbasislegierungen mit unterschiedlicher chemischer Zusammensetzung entwickelt
und verspritzt. Aufgezeigt wird die Auswirkung verschiedener Prozessparameter, vornehmlich eines reaktiven APS und VPSProzesses, auf die erzielbaren Stickstoffgehalte und das resultierende Schichtgefüge. Ferner werden die metallurgischen
Wechselwirkungen durch den Spritzprozess der ausgewählten Legierungen beschrieben und die Eigenschaften wie Härte,
Porosität und Haftfestigkeit diskutiert. Ziel dieser Entwicklung ist die Bildung von nanostrukturierten Ausscheidungen vom Typ
Vanadiumnitrid, mit einer dem Austenitgitter ähnlichen Kristallstruktur. Die Bildung bzw. Erscheinungsform und Art von
Ausscheidungen als Funktion der Prozessparameter werden beschrieben.
1. Einleitung
Stahl bzw. Eisenbasislegierungen als thermsich gespritzte Schicht werden in einem sehr weiten Umfeld
wie z.B: der Aufarbeitung verschlissener Flächen, dem
Korrosionschutz, dem Verschleissschutz, etc. eingesetzt. Dies begründet sich in den mechanisch, technologischen Kennwerten, welche die verschiedenen
Stahlschichten hinsichtlich des Einsatzspektrums als
Allroundschichten erscheinen lassen. Dennoch weisen
die derzeitigen Stahlspritzschichten z.B. gegenüber
den reinen Korrosionschutzschichten eine geringere
Korrosionsbeständigkeit und gegenüber den reinen
Verschleisschutzschichten eine geringere Verschleissbeständigkeit auf. Vorteile der Stahlschichten sind der
vergleichsweise geringe Werkstoffpreis, eine relativ
unkomplizierte Ver- und Bearbeitbarkeit mit gleichzeitg
grossen Förderraten, kaum Begrenzungen hinsichtlich
maximaler Schichtdicken und dadurch eben verwendbar für ein weites Applikationsspektrum [1-5].
Durch spezielles Legieren der Ausgangswerkstoffe
können die Schichteigenschaften gezielt verbessert
werden. So kann z.B. ein erhöhter Kohlenstoffgehalt
die Karbidbildung in einer Stahlschicht fördern oder
die Zugabe von Hartphasen in eine metallische Legierung kann deren Verschleissbeständigkeit steigern.
Allerdings können einzelne Legierungselemente oder
Fremdphasenanteile die Schichtqualität auch nachteilig beeinflussen. Dies gilt gleichermassen für den
Spritzprozess selbst, wobei die Reaktion der heissen
Spritzpartikel mit der Flamme bzw. der Umgebung die
Aufnahme von Sauerstoff oder Stickstoff bewirkt. Ein
erhöhter Sauerstoffgehalt kann z.B. die Bildung von
Oxyden fördern, welche wiederum die Härte der
Schicht und damit die Verschleissbeständigkeit steigern aber gleichzeitig die Korrosionsbeständigkeit
reduzieren. Die Aufnahme von Stickstoff kann mit
Elementen wie z.B. Vanadium oder Chrom zur gezielten Bildung von den entsprechenden Nitriden genutzt
werden und somit zur Verbesserung der Verschleissfestigkeit beitragen. Von entscheidender Bedeutung
für die Schichteigenschaften sind dabei die Grösse,
Form und Art der gebildeten Nitride. Nitride im Submikrometerbereich und kleiner können von einer, dem
Austenit ähnlichen Kristallstruktur sein und wirken
dadurch nicht nachteilig auf die mechanischen und
chemischen Eigenschaften der Austenitmatrix, wie
z.B. eine Hartstoffeinlagerung. [6-11]
2. Werkstoffkundliche Überlegungen
Eingehende Untersuchungen haben gezeigt, dass es
möglich ist, Austenitlegierungen mit nanostrukturierten
Nitridausscheidungen herzustellen und durch heissisostatisches Pressen (HIP) zu Formkörpern zu verarbeiten. Durch gezieltes Legieren mit Stickstoff bilden
sich dabei aus den Elementen Vanadium und Chrom
Vanadiumnitrid und Chromnitrid. Bestechender Vorteil
des Vanadiumnitrides ist, eine der Austenitmatrix ähnliche Kristallstruktur, wodurch die Zähigkeit und Korrosionsbeständigkeit des Austenits nicht nachteilig
beeinflusst wird. Dies ist möglich, weil dadurch das
Vanadiumnitrid nicht als störender „Fremdkörper“ in
der Schicht bzw. dem Matrixmaterial vorliegt. Chromnitrid wirkt aufgrund seiner Härte gegenüber dem unverstärkten Austenit günstig auf dessen Verschleissfestigkeit kann aber durch Chromverarmung der Matrixlegierung infolge der Nitridbildung die Korrosionsbeständigkeit erheblich herabsetzen. Abgestützt auf
Untersuchungen mit HIP-kompaktiertem Massivmaterial wurden drei Legierungen für die Versuche zum
reaktiven thermischen Spritzen ausgewählt, zusammengestellt in Tabelle 1 [7, 12, 13].
Neben der Nitridbildung soll durch das Aufsticken im
thermischen Spritzprozess eine Ferrit-Austenit-Phasenumwandlung bewirkt werden, welche die Korrosionsbeständigkeit der Schicht verbessert. Dafür wurde
die nickelfreie Legierung 1 ausgewählt, welche zusätzlich den Einsatz der Schichten in Applikationen
ermöglicht, wo Nickelfreiheit gefordert ist (z.B. einige
medizinal-technische Applikationen). Im Hinblick auf
erhöhte Korrosionsbeständigkeit wurde ferner ein
nickelstabiliserter Austenit, Legierung 2, auf Verspritzbarkeit untersucht. Für den Einsatz im reinen Verschleissschutz, wo korrosive Angriffe eine untergeordnete Rolle spielen, wurde ein martensitischer Werkstoff, Legierung 3, untersucht. Auch bei dieser Legierung erfolgt eine Ferrit-Martensitumwandlung und die
Bildung von Nitridausscheidungen durch das
Legieren mit Stickstoff.
Autor: O. C. Brandt and S. Siegmann
Publiziert in: 2nd United Thermal Spray Conference, Düsseldorf, D, 1999, ISBN/ISSN: 3-87155-653-X
Seite: 259-264
Tabelle 1: Chemische Zusammensetzung der untersuchten Legierungen
Nr.
al. 1
al. 2
al. 3
Fe
BAL.
BAL.
BAL.
Ni
10.2
Cr
17.0
15.38
16.03
C
0.009
0.021
0.011
Die Austickbehandlung eines Stahlpulvers im Drehrohrofen ist durch Aufstickzeiten im Bereich einiger
Stunden bei Temperaturen von 600 - 900°C gekennzeichnet. Dadurch lassen sich homogene Stickstoffgehalte mit gleichmässigen Nitridausscheidungen
erzielen. Ein Spritzprozess dagegen ist zeitlich und
thermisch instationär, was zu Inhomogenitäten in der
Schicht wie z.B. Poren führt. In dieser Untersuchung
sollte daher geklärt werden, welche grundsätzlichen
Möglichkeiten des Aufstickens es durch einen reaktiven Spritzprozess gibt. Ferner sollen die erzeugten
Schichten hinsichtlich metallurgischer Wechselwirkungen sowie Ausscheidungsbildung- bzw. Härtung
beurteilt werden [14, 15].
3. Spritzversuche
Für die Spritzversuche wurden zunächst eine Vakuumplasmaanlage (VPS) mit einem Brenner Typ MC 60
bei der EMPA in Thun und eine atmosphärische
Plasmaanlage (APS) vom Typ Metco MBN bei der
Firma Buser Oberflächentechnik in Wiler eingesetzt.
Begonnen wurden die Versuche mit Produktionsspritzparametern, um welche dann verschiedene Varriationen durchgeführt wurden, Tabelle 2.
Tabelle 2: Untersuchte Spritzparameter
Vakuum-Plasma (VPS)
Spritzabstand
lc = 275-350 mm
Primärgasstrom
Ar: 36-42 l/min
Sekundärgasstrom
N2: 14-20 l/min
Plasmastromstärke
Ic = 650-750 A
Bruttoleistung (elektrisch)
PBc = 42-50 kW
Kammerdruck
pc = 40-60 mbar
Trägergasstrom
1.2 l/min
Pulverförderrate
12.1-24.3 g/min
Atmosphärisch-Plasma (APS)
Spritzabstand
lc = 100-150 mm
Primärgasstrom
N2: 70.8 l/min
Sekundärgasstrom
H2: 2.4-7.08 l/min
Plasmastromstärke
Ic = 500 A
Bruttoleistung (elektrisch)
PBc = 38-40 kW
Trägergasstrom
3 l/min
Pulverförderrate
60 g/min
Si
0.85
1.0
0.9
Mo
3.42
2.06
2.25
Mn
10.4
8.55
V
5.9
9.02
4.05
stoffgehalte erfolgte durch Glimmentladungsspektroskopie (GDOES). Als Substrate wurden rostfreie
Stahlbleche der Qualität 1.4301 mit den Abmessungen 100mmX50mmX2mm verwendet. Zusätzlich wurden auf Baustahlblechen aus ST 37-II Schichten gespritzt und Salzsprühtests zur Ermittlung der Korrosionsbeständigkeit unterzogen. Dreikörper-AbrasivGleitverschleisstests gemäss ASTM G 75-95 wurden
durchgeführt um die Auswirkung der einzelnen Parameter auf die Verschleissfestigkeit zu untersuchen
[16].
4. Ergebnisse
Grundsätzlich finden die VPS-Schichten in einem
anderen Einsatzgebiet Verwendung als die APS
gespritzten. Daher erfolgt kein Vergleich der beiden
Verfahren, sondern eine getrennte Beschreibung der
prinzipellen Möglichkeiten des reaktiven Spritzens.
4.1. VPS-Versuche
Beim VPS-Prozess bestehen drei grundsätzliche Möglichkeiten des Aufstickens während des Spritzprozesses, dargestellt in Figur 1. Einerseits kann das Pulver
durch Stickstoffträgergas in das Plasma eingeführt
und damit für eine Reaktion zur Verfügung gestellt
werden. Andererseits kann die Deformation und die
damit verbundenen Vergrösserung der Oberfläche der
Spritzpartikel beim Auftreffen auf dem Substrat zum
Aufsticken genutzt werden, in dem am Auftreffort die
Umgebung mit Stickstoff angereichert wird. Dies ist in
einer Vakuumkammer problemlos und ohne Oxidation
möglich. Als dritte Möglichkeit besteht die Verwendung
einer stickstoffhaltigen Plasmagases bzw. Gasmischung. Vorversuche haben gezeigt, dass die dritte
Variante, eine Plasmagasmischung aus Argon und
Stickstoff, die effektivste Möglichkeit des reaktiven
Spritzens bzw. Aufstickens darstellt, sodass im Wesentlichen diese Variante weiterverfolgt und im Anschluss an konkreten Beispielen diskutiert wird.
N2 Fördergas
Pulver
reagierende Spritzpartikel
4. Untersuchungsmethoden
Substrat
Die erzeugten Schichten wurden metallographisch
präpariert und ausgewertet. Dazu wurden die Kleinlasthärte HV0,3 sowie unter dem Auflichtmikroskop bei
250- und 500-facher Vergrösserung durch ein interaktives Auswerteprogramm die Porosität mit jeweils 10
Einzelmessungen bestimmt. Die Ermittlung der Stick-
v
Ar/N2 Plasma
Autor: O. C. Brandt and S. Siegmann
Publiziert in: 2nd United Thermal Spray Conference, Düsseldorf, D, 1999, ISBN/ISSN: 3-87155-653-X
Seite: 259-264
N2 Umgebung
Fig. 1: Möglichkeiten des reaktiven VPS-Prozesses
4.1.1. Spritzpulverkörnung
Zunächst wurde die Legierung 1 mit den Pulverkörnungen -90+45µm, -45+25µm und -25+5µm und unterschiedlichen Plasmaleistungen verarbeitet. Die
elektrische Plasmabruttoleistung wurde durch Veränderung der Plasmagasmischung von Ar/N2 = 3 bis 4.6
bei konstantem Plasmastrom von Ic = 700A eingestellt. Die Nettoleistung ergibt sich aus der elektrischen Bruttoleistung unter Berücksichtigung der
Kühlleistung des VPS-Brenners. Figur 2 zeigt den
Einfluss der Plasmaleistung und der Spritzpulverkörnung auf den Stickstoffgehalt der reaktiv gespritzen
Schichten bei Verwendung der Legierung 1.
4.1.2. Plasmaleistung
Grundsätzlich kann die Leistung eines Plasmabrenners durch Veränderung der elektrischen Eingangsleistung oder durch Anpassung der Gasenthalpie erfolgen. Die VPS-Versuche wurden daher sowohl mit
unterschiedlichem Plasmastrom als auch mit veränderlichem Gasmischungsverhältnis bei gleichbleibendem Volumenstrom durchgeführt. Figur 3 zeigt den
Stickstoffgehalt, die Kleinlasthärte und die Porosität
der Schichten als Funktion der Plasmaleistung für
unterschiedliche Plasmaströme. Gespritzt wurden
diese Versuche in Argonatmosphäre bei einem Kammerdruck von pc = 60mbar und einem Spritzabstand
von lc = 275mm.
3,5
90-45µm
3
5
45-25µm
25-5µm
4
2,5
2
3
1,5
2
1
1
0,5
0
29,8
32,2
34,7
Fig. 2: Stickstoffgehalt in Gewichtsprozent von reaktiv
gespritzten VPS-Schichten als Funktion der Plasmaleistung und Spritzpulverkörnung, gemessen mit
GDOES.
0
900
800
700
600
Ein abnehmendes Ar/N2-Verhältnis führt bei konstantem Plasmastrom zu einer steigenden elektrischen
Leistung, bedingt durch den höheren Stickstoffgehalt
und die damit höhere Plasmaspannung. Zwangsläufig
wird mit zunehmender Plasmaleistung ein höherer
Stickstoffgehalt in der Schicht erzeugt. Mit der feinen
Fraktion (-25+5µm) wird bei einer Plasmaleistung von
Pc = 32.2kW ein Stickstoffgehalt von ca. 2.6% erreicht. Eine weitere Leistungssteigerung auf
Pc = 34.7kW bewirkt nur noch eine geringe Erhöhung
des Stickstoffgehaltes auf knapp 3%. Dagegen werden die relativ grossen Partikel der groben Fraktion
(-90+45µm) nur sehr träge im Plasmastrahl beschleunigt und aufgeschmolzen. Der erzielbare Stickstoffgehalt nimmt bei dieser Fraktion mit steigender Plasmaleistung stetig zu. Beim Spritzen mit maximaler
Plasmaleistung wird jedoch ein deutlich geringerer
Stickstoffbetrag erreicht als bei der Verwendung der
feineren Fraktionen. Mit der mittleren Fraktion wird
erst bei einer Plasmaleistung von Pc = 34.7kW ein
Stickstoffgehalt von über drei Prozent erzielt. Geringere Leistungen bewirken einen deutlich verminderten
Stickstoffgehalt in der Schicht von nur knapp einem
Prozent. Diese Resultate verdeutlichen die komplexen
Reaktionen beim Plasmaspritzen zwischen Partikelbeschleunigung einerseits und Aufschmelzverhalten
andererseits hier besonders beim reaktiven Spritzen.
500
400
5
4
3
2
1
0
26
28
30
650A
32
700A
34
36
38
750A
Fig. 3: Stickstoffgehalt, Kleinlasthärte und Porosität
reaktiv gespritzter VPS-Schichten als Funktion
verschiedener Nettoplasmaleistungen (Legierung 1,
Körnung -45+15µm).
Grundsätzlich bewirkt das Spritzen mit steigender
Plasmaleistung, bei sonst konstanten Parametern,
eine Zunahme des Stickstoffgehaltes bis ca. 4% der
jeweiligen Schicht. Weitere Leistungssteigerungen
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Publiziert in: 2nd United Thermal Spray Conference, Düsseldorf, D, 1999, ISBN/ISSN: 3-87155-653-X
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bewirken nur noch sehr geringfügige Zunahme des
Schichtstickstoffgehalteses, was auf eine maximale
Stickstofflöslichkeit für diese Legierung hindeutet. Der
Maximalwert von ca. 4,3% wurde in dieser Versuchsreihe mit dem mittleren Plasmastrom von Ic = 700A
erreicht. Innerhalb einer Versuchsreihe mit konstantem Plasmastrom führt ein höherer Stickstoffgehalt zu
einer höheren Kleinlasthärte der Schicht. Oberhalb
einer Plasmaleistung von ca. 33kW werden mit
Plasmaströmen von 700A und 750A ähnliche Stickstoffgehalte um ca. 4%, aber deutlich unterschiedliche
Kleinlasthärten, erreicht. Die Porosität ist für diesen
Leistungsbereich ebenfalls vergleichbar mit Werten
um ca. 3 - 4%. Als mögliche Ursache kann die höhere
Reaktivität der Plasmagasmischung bei der höheren
Stromstärke genannt werden. Eine höhere Reaktivität
erzwingt offensichtlich bei ähnlichen Stickstoffgehalten
eine günstigere Ausscheidungshärtung. Die geringste
Porosität von unter einem Prozent wurde mit einer
Leistung von ca. 32kW bei einer mittleren Stromstärke
von 700A erzielt.
4.1.3. Spritzabstand und Kammerdruck
Kammerdrücken. Dem gegenüber ist der Partialdruck
der Kaltgase im Plasma höher mit sinkendem Kammerdruck.
Bei einem Kammerdruck von pc = 40mbar übt die
Plasmaleistung kaum noch einen Einfluss auf den
erzielbaren Stickstoffgehalt der Schicht aus. Bei Drücken von pc = 50mbar und 60mbar hingegen zeigt sich
deutlich, dass mit steigender Plasmaleistung der
Stickstoffgehalt zunimmt. In dieser Versuchsreihe
wurde ein deutlicher Zusammenhang zwischen
Stickstoffgehalt und Kleinlasthärte der Schichten
gefunden; d.h. je höher der Stickstoffgehalt ist um so
höher ist auch die Kleinlasthärte, Figur 4.
6
5
4
Im Folgenden wurden Versuche mit unterschiedlichen
Kammerdrücken und Spritzabständen durchgeführt,
Figur 4, und der Stickstoffgehalt und die Kleinlasthärte
ermittelt. Bei geringeren Kammerdrücken ist der Austrittswiderstand für das Plasma aus dem Brenner
geringer, was höhere Gas.- bzw. Partikelgeschwindigkeiten zur Folge hat. Zwangsläufig ist die Verweildauer
3
1100
1000
900
6
5
800
4
700
26
28
30
32
34
36
38
3
300mm
2
325mm
350mm
Fig. 5: Stickstoffgehalt und Kleinlasthärte reaktiv gespritzter VPS-Schichten für verschiedene Spritzabstände, Legierung 1, Körnung -45+15µm.
1
0
1000
900
800
700
600
500
400
26
28
30
60mbar
32
50mbar
34
36
38
40mbar
Fig 4: Stickstoffgehalt und Kleinlasthärte reaktiv gespritzter VPS-Schichten für verschiedene Kammerdrücke, Legierung 1, Körnung -45+15µm.
Ein grösserer Spritzabstand bedingt eine längere Verweilzeit der Partikel im Plasmastrahl und somit eine
längere Verweilzeit zur Aufnahme von Stickstoff. Die
durchgeführte Versuchsreihe ergab jedoch genau das
Gegenteil, also einen höheren Stickstoffgehalt in der
Schicht für einen kürzeren Spritzabstand bei identischer Plasmaleistung, Figur 5. Dieses begründet sich
möglicherweise in der Ausbildung der Tropfen auf der
Substratoberfläche, d.h. mit der Vergrösserung der
Partikeloberfläche beim Aufprall auf der Substratoberfläche wird die Stickstoffaufnahme begünstigt. Hinsichtlich Kleinlasthärte zeigt sich die höchste Härte für
den grössten Spritzabstand. Diese Resultate verdeutlichen einmal mehr die komplexen Wechselwirkungen
beim reaktiven Spritzen.
und damit die Reaktionszeit der Partikel im Plasma
zur Aufnahme von Stickstoff geringer bei niedrigeren
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Anmerkung:
Im Rahmen diesen Projektes wurden noch weitere
Versuche mit anderen Parametern und Legierungen,
vergl. Tabelle 1, durchgeführt, welche hier nicht näher
erläutert werden. Des Weiteren laufen umfangreiche
Analysen, womit die komplexen Zusammenhänge
bzw. Resultate besser beschrieben werden können.
abstand von lc = 150mm steigt mit zunehmendem
Wasserstoffanteil die Kleinlasthärte der Schicht. Bei
höherem Wasserstoffanteil, also auch höherer Plasmaleistung, kann offensichtlich die längere Verweilzeit
bei grösseren Spritzabständen zur Aufstickung und
damit zur Härtesteigerung beitragen, Figur 7.
700
650
4.2. APS-Versuche
Folgende Parameter wurden bei den atmosphärischen
Versuchen konstant gehalten: die Pulverförderrate von
fc = 60g/min, der Plasmastrom von Ic = 500A und der
Primärgasfluss von vpc = 70,8l/min. In dieser Versuchsreihe wurde zunächst nur die Kleinlasthärte
ermittelt und als Auswahlkriterium für weiterführende
Untersuchungen herangezogen.
Spritzabstand
100mm
150mm
600
550
500
0,02
0,04
0,06
0,08
0,1
0,12
4.2.1. Spritzpulverkörnung
Bekannterweise werden grosse Pulverpartikel langsamer im Spritzstrahl beschleunigt und erwärmt. Ferner ist das spezifische Verhältnis von Oberfläche zu
Volumen bei groben Fraktionen (hier -90+45µm) geringer als bei feiner fraktionierten Pulvern (hier 45+15µm und -20+8µm) und damit auch die Einwirkfläche für die Stickstoffdiffusion geringer. Beides,
geringere Teilchentemperatur und auch die geringere
spezifische Oberfläche, führt somit zu einer geringeren Härte beim Spritzen mit der gröbsten Fraktion. Je
feiner die gewählte Fraktion ist, umso grösser ist die
erzielbare Kleinlasthärte der Schicht. Beim Spritzen
mit der gröbsten Fraktion ist die Schichthärte unabhängig vom Spritzabstand. Bei den feineren Fraktionen wird mit dem kleineren Spritzabstand die höhere
Härte erreicht, Figur 6.
800
700
Fig. 7: Kleinlasthärte reaktiv gespritzter APS-Schichten für verschiedene Spritzabstände und Plasmagasmischungen, (Legierung 1).
5. Verschleissfestigkeit
Zur Ermittlung der Verschleissfestigkeit wurden DreiKörper-Abrasiv-Gleitverschleissversuche gem. ASTM
G 75 durchgeführt. Dabei werden gleichzeitig vier beschichtete Proben unter einer Andruckkraft oszillierend auf einer Gummimatte bewegt. Der Versuch wird
in einem Behälter, welcher mit einer Suspension aus
Wasser und Edelkorund gefüllt ist, durchgeführt, Figur
8. Gemessen wird der Gewichtsverlust der Proben
über der Versuchszeit bzw. dem Verschleissweg. Aus
demrelativen Gewichtsverlust für ein Zeitintervall von
zwei Stunden, sowie der Dichte der geprüften Schicht,
wird der relative Volumenverlust berechnet.
Spritzabstand
100mm
150mm
600
500
400
90-45µm
45-15µm
20-8µm
Fig. 6: Kleinlasthärte reaktiv gespritzter APS-Schichten für verschiedene Spritzabstände und Körnungen,
Legierung 1.
4.2.2. Plasmaleistung
Bei einem Spritzabstand von lc = 100mm ist die erzielbare Schichthärte weitgehend unabhängig von der
verwendeten Plasmagasmischung. Mit einem Spritz-
Fig. 8: Drei-Körper-Abrasiv-Gleiverschleissversuch
gem. ASTM G 75, (1 Probe, Gummiematte 2, 3
Suspension) [16].
Die untersuchten Schichten decken im Hinblick auf die
ermittelte Verschleissbeständigkeit ein sehr breites
Feld von etwa galvanischem Hartchrom bis zum
HVOF-gespritzen 316L-Stahl ab, Figur 9. Bedingt
durch die höhere Matrixhärte und den höheren Vanadiumgehalt und damit höhere Vanadiumnitridkonzentration ist die Verschleissbeständigkeit der martensitischen Legierung (im Diagramm nicht dargestellt) höher als die der beiden austenitischen. Bei gleichem
Stickstoffgehalt ist die Verschleissbeständigkeit der
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nickelfreien Austenit-legierung höher als die der
nickelstabilisierten, weil deren Vanadiumgehalt geringer und damit auch die Ausscheidungskonzentration
geringer ist.
[2]
[3]
100
[4]
10
[5]
1
[6]
0,1
100
1000
10000
[7]
Fig. 9: Verschleissfestigkeit verschiedener Schichtwerkstoffe als Funktion der Kleinlasthärte.
[8]
6. Weitere Untersuchungen und Ausblick
Komplexe Vorgänge, wie das reaktive thermische
Spritzen einerseits und das Austicken mit Phasenumwandlung sowie Nitridbildung andererseits, erfordern
eine Vielzahl von Versuchen und Analysen zum vollständigen Verständnis aller Zusammenhänge. Im
Rahmen eines Konferenzvortrages und der dazugehörigen Publikation können daher nicht alle Gesetzmässigkeit und Resultate vorgestellt und ausreichend
beschrieben werden. Im Vortrag werden daher vornehmlich die Reibungs- und Verschleisseigenschaften
der untersuchten Schichten im Vergleich mit anderen
Werkstoffen und Beschichtungen diskutiert. Dazu
erfolgt eine ausführliche Beschreibung der Korrosionsbeständigkeit. Die komplexen Zusammenhänge
werkstoffkundlicher Art wie z.B. Nitridbildung und Phasenumwandlung, werden in geeigneter Weise an anderer Stelle umfassend vorgestellt.
[9]
[10]
[11]
[12]
7. Danksagung
[13]
Dem Schweizer Schwerpunktprogramm Werkstofffoschung sei für die finanzielle Unterstützung gedankt.
[14]
8. Literatur
[15]
[1]
Diverse: Abrasion und Erosion: Grundlagen,
Betriebliche Erfahrungen, Verminderung, (1986),
p. 830.
Simon, H. u. M. Thoma: Angewandte
Oberflächentechnik für metallische Werkstoffe:
Eignung - Verfahren - Prüfung, (1989), p. 356.
Jaquet,
J.-C.:
Untersuchung
des
Korrosionsverhaltens von plasmagespritzten
Beschichtungen aus Sonderinoxstählen im
Vergleich zum konventionellen Inoxstahl 316L;
Ermittlung der Polarisationskurven in Lösungen
mit unterschiedlichen pH-Werten, ohne und mit
NaCl, sowie Dauertauchversuch in einer Lösung
mit pH 5 und 3 Gew.% NaCl bei 50 °C, (1998).
Steffens, H.-D. u. M. Nolde, et al.: Herstellung
von Duplex-Stahl-Schichten mittels des PlasmaPulver-Auftragschweissens
und
VakuumPlasmaspritzens, Proceedings der Thermischen
Spritzkonferenz TS 93 (1993), p. 156-159.
Brandt, O.: Ausscheidungsverstärkte Eisenbasislegierungen als thermisch gespritzte Schicht:
Herstellung und Eigenschaftsprofil, 44. Metallkunde-Kolloquium - Werkstoffe: Einsatz und Entwicklungstendenzen (1998).
Ebert, K. u. C. Karsten, et al.: Thermal Spraying
of High Nitrogen Steels, Proceedings of 14th
International Thermal Spray Conference: Thermal
Spraying-Current Status and Future Trends 2
(1995), p. 1069-1074.
Horvath, W. u. B. Tabernig, et al.: Microstructures
and Yield Strength of Nitrogen Alloyed Super
Duplex Steels, Acta materialia 45 (1997), p.
1645-1654.
Khatri, S. u. R. Smith, et al.: Plasma Spraying of
High-Nitrogen-Bearing Steels for Wear-Resistant
Coatings and Structural Applications, Journal of
Materials Engineering and Performance 3 (1994),
p. 476-483.
Oki, S. u. S. Gohda, et al.: Plasma Spraying of
High Nitrogen Steels, Proceedings of 6th National
Thermal Spray Conference - Thermal Spray
Industrial Applications (1994), p. 521-526.
Oki, S. u. S. Gohda, et al.: Reactive Plasma
Spraying of High Nitrogen Stainless Steel,
Proceedings of 14th International Thermal Spray
Conference: Thermal Spraying-Current Status
and Future Trends 1 (1995), p. 561-564.
Oki, S. u. S. Gohda, et al.: Nitrogen Enrichment in
Ferritic Stainless Steel by Reactive Plasma
Spraying,
Proceedings
of
Thermische
Spritzkonferenz TS 96 175 (1996), p. 276-279.
Bähre, W.-F. u. C. Solenthaler, et al.: Hardenable
Austenitic Iron Base Metal-Matrix-Composites,
Proceedings of PM Tech '97 (1997), p. 12.
Uggowitzer, P. J.: Festigkeit und Zähigkeit
austenistischer Stickstoffstähle, p. 115.
Brandt, O.: Ausscheidungsverstärkte Schichten
aus Eisenbasislegierungen im Vergleich mit
konventionellen
Schichtsystemen,
EMPA
Seminare (1998).
Brandt, O. C. u. S. Siegmann, et al.: HVOF- and
VPS-Coatings Using Nanostructured Iron-Based
Alloys, Proceedings of 1st United Thermal Spray
Conference - Thermal Spray: A United Forum for
Scientific and Technological Advances (1997), p.
875-876.
Autor: O. C. Brandt and S. Siegmann
Publiziert in: 2nd United Thermal Spray Conference, Düsseldorf, D, 1999, ISBN/ISSN: 3-87155-653-X
Seite: 259-264
[16] ASTM G 75: Bestimmung der Schleifwirkung von
Schlamm nach dem Nummernsystem von Miller /
Test Method for Determination of Slurry
Abrasivity (Miller Number) and Slurry Abrasion
Response of Materials (SAR Number), (1995-01).
Autor: O. C. Brandt and S. Siegmann
Publiziert in: 2nd United Thermal Spray Conference, Düsseldorf, D, 1999, ISBN/ISSN: 3-87155-653-X
Seite: 259-264