DE2940970C2

DE2940970C2 -

Info

Publication number: DE2940970C2
Application number: DE2940970T
Authority: DE
Inventors: Tanaka Yawata Kyoto Jp Kanichi; Hidaka Kyoto Jp Kensuke
Original assignee: Fukuda Metal Foil & Powder Co Ltd Kyoto Jp
Current assignee: Fukuda Metal Foil & Powder Co Ltd Kyoto Jp
Priority date: 1978-03-16
Filing date: 1979-02-05
Publication date: 1988-03-10
Also published as: EP0011649A4; EP0011649B1; IT1122811B; DE2940970T1; GB2036078B; WO1979000772A1; EP0011649A1; US4404049A; JPS6249341B2; IT7925270A0; GB2036078A

Description

Die Erfindung betrifft eine Aufschweißlegierung auf Nickelbasis.

Bei einem bekannten Verfahren zur Bildung harter Oberflächen auf verschiedenen Arten von Strukturen, Maschinenteilen und Instrumenten, das z. B. den Zweck hat, Verschleiß, Korrosion, Oxidation bei hoher Temperatur und Erosion zu verhindern, werden sogenannte selbstfließende Legierungen durch Spritzen oder Aufschweißen aufgetragen.

Es sind selbstfließende Legierungen auf Cobalt-Chrom-Basis, auf Nickel-Chrom-Basis und auf Nickelbasis bekannt, die als Zusatzstoffe Bor und Silicium enthalten.

Bekannte selbstfließende Aufschweißlegierungen auf Cobalt- Chrom-Basis, die aus 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 % Eisen, Rest Cobalt, bestehen, 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^-2. Selbst unter Bedingungen, die in einer aus den nachstehend beschriebenen üblichen selbstfließenden Legierungen auf Nickel-Chrom-Basis oder auf Nickelbasis gebildeten Aufschweißschicht Brüche, Risse, Spalten oder Sprünge verursachen würden, sind die selbstfließenden Aufschweißlegierungen auf Cobalt-Chrom-Basis für Brüche, Risse, Spalten oder Sprünge weniger empfänglich und haben eine relativ hohe Verschleißfestigkeit.

Wenn man die Aufschweißlegierungen auf Cobalt-Chrom-Basis jedoch z. B. in Kernenergieanlagen einsetzt, wo sie radioaktiver Strahlung ausgesetzt sind, wird CO⁶⁰, ein Isotop mit langer Halbwertzeit, gebildet, was zur Gefahr einer Umweltverseuchung führt. Es ist daher z. B. unerwünscht, eine Aufschweißlegierung auf Cobalt-Chrom-Basis zur Bildung einer Aufschweißschicht auf einem Ventilsitz einzusetzen, der in einem Atomkraftwerk verwendet wird.

Aus der DE-OS 26 39 325 ist eine Aufschweißlegierung bekannt, die aus 0,5 bis 3,5 Gew.-% Bor, 1 bis 5 Gew.-% Silicium, 25 bis 55 Gew.-% Chrom, 0,5 bis 5 Gew.-% Kohlenstoff, 2 bis 15 Gew.-% Wolfram, 1 bis 5 Gew.-% Eisen, Rest Nickel, besteht.

Aus der US-PS 34 88 205 ist eine selbstfließende Legierung bekannt, die aus 0,5 bis 5 Gew.-% Bor, 0,5 bis 6 Gew.-% Silicium, 2,5 bis 20 Gew.-% Chrom, 0,01 bis 0,85 Gew.-% Kohlenstoff, 0,2 bis 6 Gew.-% Eisen, Rest Nickel, besteht.

Aus der US-PS 31 89 421 ist eine selbstfließende Legierung bekannt, die aus 0,025 bis 5,25 Gew.-% Bor, 1 bis 5,5 Gew.-% Silicium, 0 bis 20 Gew.-% Chrom, 0,005 bis 0,06 Gew.-% Kohlenstoff, 0 bis 5 Gew.-% Eisen, 0 bis 1,75 Gew.-% Co, Rest Nickel, besteht.

Aus der US-PS 22 19 462 sind Schweißdrähte bekannt, die aus bis zu 2 Gew.-% Bor, bis zu 3 Gew.-% Silicium, bis zu 5 Gew.-% Titan, bis zu 3 Gew.-% Mangan, 15 bis 36 Gew.-% Chrom, 5 bis 34 Gew.-% Wolfram, Molybdän, Vanadium, Niob und/oder Tantal, 1 bis 2,5 Gew.-% Kohlenstoff, Rest Eisen, Nickel und/oder Cobalt mit nicht mehr als 10 Gew.-% Eisen, bestehen.

Als Aufschweißlegierungen werden selbstfließende Legierungen auf Nickel-Chrom-Basis oder auf Nickelbasis (nachstehend als selbstfließende Legierungen auf Nickelbasis bezeichnet), die 1 bis 3 Gew.-% Bor und 2,3 bis 5 Gew.-% Silicium enthalten, wegen ihrer relativ guten Verschleißfestigkeit, Korrosionsfestigkeit und Umformbarkeit bzw. Verarbeitbarkeit in weitem Umfang eingesetzt.

Die vorstehend erwähnten, üblichen selbstfließenden Legierungen auf Nickelbasis haben jedoch einen Nachteil, der darin besteht, daß unter bestimmten Anwendungsbedingungen in der Aufschweißschicht Brüche, Risse, Spalten oder Sprünge auftreten, wenn die selbstfließenden 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 selbstfließenden 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 + Ni₃B so spröde bzw. brüchig 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.

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

Die üblichen selbstfließenden Legierungen auf Nickelbasis bestehen aus 1 bis 3 Gew.-% Bor, 2,3 bis 5 Gew.-% Silicium, 0 bis 17 Gew.-% Chrom, 0,1 bis 1 Gew.-% Kohlenstoff, 0 bis 5 Gew.-% Eisen und, falls notwendig, bis zu 5 Gew.-% eines oder mehr als eines Vertreters von Kupfer, Molybdän und Wolfram, wobei der Rest im wesentlichen Nickel ist. Eine metallographische Analyse des Legierungssystems ergibt folgendes:

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 z. B. Chrom, Eisen, Kupfer, Molybdän, Wolfram enthält, wie nachstehend erläutert wird, und/oder wird diese feste Lösung in Nickel mit (Ni) bezeichnet, um sie von reinem Nickel zu unterscheiden.
ii) 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 z. B. Molybdän, Wolfram, Nickel und/oder Eisen 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.
iii) Da die aus der flüssigen Legierung heraus erfolgende Erstarrung der Phasen M₇C₃ und MB bei Temperaturen (1270°C bis 1420°C) eintritt, die in ausreichendem Maße über dem Temperaturbereich liegen, in dem die Bestandteile der Matrix erstarren (960°C bis 1200°C und 960°C bis 1080°C 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 M₇C₃ oder MB aufgelöst werden.
v) Wie vorstehend erläutert wurde, haben die üblichen selbstfließenden 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.

Um die Zähigkeit und die Duktilität der selbstfließenden Legierungen auf Nickelbasis mit den vorstehenden Mikrostrukturen zu verbessern, haben die Erfinder metallographische Untersuchungen durchgeführt, und sie fanden, daß die Zähigkeit und die Duktilität 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.

Fig. 1 ist ein Phasendiagramm, in dem der nickelreiche Bereich des ternären Ni-B-Si-Systems gezeigt wird.

Fig. 2 ist ein Diagramm, das den üblichen Zusammensetzungsbereich P des ternären Ni-B-Si-Systems bekannter selbstfließender Legierungen auf Nickelbasis zeigt. (Fig. 2 zeigt auch den Zusammensetzungsbereich Q erfindungsgemäßer Aufschweißlegierungen, was später erläutert wird.)

Da zur Verbesserung der Zähigkeit und der Duktilität der üblichen selbstfließenden Legierungen auf Nickelbasis die Struktur ihrer Matrix verbessert werden muß, wurde zuerst die Legierung untersucht, deren Matrix aus den drei Elementen (Ni)-B-Si besteht. Aus Fig. 1, in der die Liquidusfläche 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 Eutetikums L = (Ni) + Ni₃B erstreckt sich ausgehend vom binären eutektischen Punkt X (1093°C), bei dem der Borgehalt 3,9 Gew.-% beträgt, in die Richtung, in der der Borgehalt abnimmt und der Siliciumgehalt zunimmt, während 3,9 Gew.-% beträgt, in die Richtung, in der der Borgehalt die Temperatur sinkt, bis diese Reaktionslinie die Reaktionslinie des quasibinären Eutetikums L = (Ni)+ Ni₃Si, die sich ausgehend vom binären eutektischen Punkt Z (1152°C), bei dem der Siliciumgehalt 11,5 Gew.-% beträgt, in die Richtung erstreckt, in der der 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 selbstfließenden Legierungen auf Nickelbasis innerhalb des schraffierten Bereichs P in Fig. 2. Daher erreicht die Schmelze, deren Zusammensetzung im Punkt a liegt (2 Gew.-% Bor und 2,3 Gew.-% Silicium), in der Matrix dieser üblichen Legierungen die Liquidusfläche, 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) + Ni₃B, während die Temperatur sinkt, wobei das binäre Eutektikum von (Ni) + Ni₃B 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.

Ni₃B ist sehr hart (mit einer Vickershärte von 1050 bis 1100) 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) + Ni₃B eine niedrige Zähigkeit und Duktilität hat und leicht Brüche bzw. Risse bildet.

Andererseits ist das ternäre Eutektikum (Ni) + Ni₃B + Ni₃Si zäher und duktiler als das vorstehend erwähnte, binäre Eutektikum, weil die Korngröße von Ni₃B in dem ternären Eutektikum aus (Ni) + NI₃B + Ni₃Si sehr gering ist, was darauf beruht, daß das Ni₃B in dem ternären Eutektikum vorliegt, und weil das Ni₃Si, 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 selbstfließenden Legierungen auf Nickelbasis das binäre Eutektikum von (Ni) + Ni₃B, durch das die Zähigkeit und die Duktilität der Legierungen in einem wesentlichen Ausmaß verschlechtert werden.

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, eine Aufschweißlegierung auf Nickelbasis mit hoher Korrosionsfestigkeit und Verschleißfestigkeit und guter Umformbarkeit bzw. Verarbeitbarkeit bereitzustellen, die eine Härte über 35 in der Rockwell- C-Skala und eine mehr als 0,9 kg · m · cm^-2 betragende Charpy- Kerbschlagzähigkeit hat, wobei der mit der Kerbschlagzähigkeit multiplizierte Wert der Härte (nachstehend als HI- Wert bezeichnet) 45 überschreiten sollte und wobei es unwahrscheinlich sein sollte, daß in der aus der Aufschweißlegierung gebildeten Aufschweißschicht Brüche, Risse, Spalten oder Sprünge auftreten.

Diese Aufgabe wird durch eine Aufschweißlegierung auf Nickelbasis mit der in Patentanspruch 1 angegebenen Zusammensetzung gelöst.

Die erfindungsgemäßen Aufschweißlegierungen auf Nickelbasis erfüllen in ausreichendem Maße die üblichen Bedingungen, unter denen die selbstfließenden Legierungen auf Cobalt-Chrom- Basis gegenwärtig bei verschiedenen Anwendungen eingesetzt werden.

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

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

Sowohl Bor als auch Silicium beeinflussen die Härte und die Kerbschlagzähigkeit der Aufschweißlegierung und haben auch die Aufgabe der Verbesserung der Umformbarkeit bzw. Verarbeitbarkeit der Aufschweißlegierung beim Aufschweißen. 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. Verarbeitbarkeit infolge einer großen Menge an nicht selbstschmelziger Schlacke führt, die gebildet wird, wenn man die Aufschweißlegierung zur Bildung einer harten Oberfläche aufträgt. Ein Bor- oder Siliciumgehalt, der unter den vorstehenden Prozentsätzen liegt, wird deshalb nicht angewendet. Mit mehr als 1,5 Gew.-% Bor oder mehr als 7 Gew.-% Silicium sinkt die Kerbschlagzähigkeit unter 0,9 kg · m · cm^-2, 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 angewendet.

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

Die Mengen des Siliciums und des Bors, die in der erfindungsgemäßen Aufschweißlegierung enthalten sind, werden so festgelegt, daß sie innerhalb des in Fig. 2 gezeigten Zusammensetzungsbereichs 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 Aufschweißlegierung deutlich verbessert worden, indem das Gewichtsverhältnis von Silicium zu Bor (Si/B) über das Verhältnis im ternären eutektischen Punkt (Si/B = 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.

Wie vorstehend beschrieben wurde, unterscheidet sich die Mikrostruktur der Matrix des erfindungsgemäßen Legierungssystems wesentlich von der Mikrostruktur des üblichen selbstfließenden 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 Aufschweißlegierungen Chrom in relativ hohen Mengen enthalten ist, 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 CrB 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. Sehr streng genommen ist daher die Bedingung, unter der in der Matrix kein binäres Eutektikum aus (Ni) + Ni₃B 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 im Rahmen der Erfindung als Si/B 3,3 festgelegt, da die Verteilungskoeffizienten von Chrom und Bor in bezug auf die Matrix und CrB nicht eindeutig sind.

(c) Chrom (Cr)

Die erfindungsgemäßen Aufschweißlegierungen enthalten eine größere Menge von Chrom als die üblichen selbstfließenden 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 selbstfließend ist, was zur Verschlechterung der Schweißbarkeit der Aufschweißlegierung 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 Aufschweißlegierung 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 Legierungen durch Gegenwart der harten Kristalle in 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 selbstfließenden Legierungen auf Nickelbasis, weshalb eine so geringe Menge von Chrom nicht verwendet 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 verwendet 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 verwendet werden.

(e) Eisen (Fe) 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 hinzugegebenen Eisens beträgt jedoch vorzugsweise weniger als 30 Gew.-%, damit die Eigenschaften der üblichen selbstfließenden Legierungen Auf Nickelbasis so weit wie möglich beibehalten werden. Durch eine größere hinzugegebene Eisenmenge werden nicht nur die Härte und die Verschleißfestigkeit der Aufschweißlegierung vermindert, sondern wird auch die Bildung einer großen Menge von nicht selbstfließender Schlacke verursacht, wodurch die Umformbarkeit bzw. Verarbeitbarkeit beim Vorgang des Aufschweißens merklich verschlechtert wird. So große Eisenmengen werden daher nicht verwendet.

Wolfram wird gegebenenfalls hinzugegeben, um die Härte und die Verschleißfestigkeit der Aufschweißlegierungen, insbesondere bei hoher Temperatur, zu erhöhen, jedoch wird im Falle der Zugabe von Wolfram die Kerbschlagzähigkeit vermindert und sinkt der HI-Wert unter 45. Die hinzugegebene Wolframmenge beträgt daher vorzugsweise weniger als 5 Gew.-%.

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

Durch die Zugabe von Zinn sowie ggf. von Tantal wird die Korrosionsfestigkeit der Aufschweißlegierungen ohne Verschlechterung ihrer hohen Zähigkeit und Duktilität im Vergleich mit den Aufschweißlegierungen ohne Zinn bzw. ohne Zinn und ohne 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 hinzugegebenen Zinns beträgt daher höchstens 3 Gew.-%.

Mit weniger als 0,1 Gew.-% Tantal wird keine zusätzliche 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 wirtschaflichen Standpunkt unerwünscht, die Menge des hinzugegebenen teuren Tantals zu erhöhen.

Nachstehend werden Ausführungsbeispiele der Erfindung erläutert.

Tabelle I zeigt die Zusammensetzung von üblichen selbstfließenden Legierungen auf Nickelbasis, die als Vergleichs-Aufschweißlegierungen dienen [Probestücke 1 (V) und 2 (V)] und von erfindungsgemäßen Aufschweißlegierungen (Probestücke 1 bis 11).

Die Probestücke mit der in Tabelle I gezeigten Zusammensetzung 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 für den Schlagzähigkeitstest (100 mm × 100 mm × 55 mm) in eine Schalen- bwz. Hohlform hineingießt. Die gegossenen Probestücke für den Schlagzähigkeitstest werden zur Spannungsentlastung 5 h lang bei 700°C 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 × 10 mm × 10 mm) geschnitten, mit denen die Härteteste und die Korrosionsteste durchgeführt werden.

Die Korrosionsteste werden zur Ermittlung des durch Korrosion hervorgerufenen Gewichtsverlustes in siedenden wäßrigen Lösungen von 5% H₂SO₄, 5% HCl bzw. 5% HNO₃ als Korrosionslösungen durchgeführt.

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 mit Widerstandsdraht erhitzt werden.

Der Korrosionstest 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:

Aus der vorstehend erwähnten Schmelze werden ferner durch Eingießen in eine Schalen- bzw. Hohlform Probestücke in Form von Schweißstäben mit einem Durchmesser von 5 mm hergestellt.

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

Tabelle II zeigt die Härte in der Rockwell-C-Skala (H_RC), die Charpy-Kerbschlagzähigkeit, den HI-Wert, das Vorhandensein von Brüchen bzw. Rissen in der aufgetragenen Aufschweißschicht und den durch Korrosion hervorgerufenen Gewichtsverlust bei den erfindungsgemäßen Aufschweißlegierungen (Probestücke 1 bis 11) und bei den Vergleichs-Aufschweißlegierungen Probestücke [1 (V) und 2 (V)].

Tabelle I

Tabelle II

Wie aus Tabelle II ersichtlich ist, sind die erfindungsgemäßen Aufschweißlegierungen den üblichen selbstfließenden Legierungen auf Nickelbasis in bezug auf die Härte, die Kerbschlagzähigkeit, den HI-Wert und die Korrosionsfestigkeit überlegen, wobei in der Aufschweißschicht keine Brüche, Risse oder Sprünge auftreten.

Durch die Zugabe von Zinn und ggf. Tantal wird beim Aufschweißen durch Gasschmelzschweißung ein Abblasen verhindert.

Durch Wärmebehandlung der erfindungsgemäßen Aufschweißlegierungen bei 600°C ist es außerdem möglich, die Härte zu erhöhen, ohne daß die Kerbschlagzähigkeit wesentlich vermindert wird.

Aus den vorstehenden Erläuterungen geht hervor, daß die erfindungsgemäße Aufschweißlegierung auf Nickelbasis eine hohe Kerbschlagzähigkeit und hohe HI-Werte hat, ohne daß in der Aufschweißschicht Brüche oder Risse gebildet werden, d. h., daß die erfindungsgemäße Aufschweißlegierung nicht nur in hohem Maße zäh und duktil ist, sondern auch eine hohe Verschleißfestigkeit und Korrosionsfestigkeit und eine gute Hitzebeständigkeit hat, so daß die erfindungsgemäßen Aufschweißlegierungen in sehr effektiver Weise zum Aufschweißen zwecks Verhinderungen von Verschleiß, Korrosion, Oxidation bei hoher Temperatur und Erosion bei verschiedenen Anlagen, Maschinen und Werkzeugen eingesetzt werden können.

Die erfindungsgemäßen Aufschweißlegierungen können zum Aufschweißen durch verschiedene Verfahren, z. B. durch das übliche Gasschweißen oder das WIG-Schweißen, eingesetzt werden, und wenn sie in Pulverform verwendet werden, kann z. B. auch das Plasma-Flammspritzen oder das Gas-Flammspritzen angewandt werden.

Claims

1. Aufschweißlegierung auf Nickelbasis, bestehend aus 0,05 bis 1,5 Gew.-% Bor, 3 bis 7 Gew.-% Silicium, 7,5 bis 35 Gew.-% Chrom, 0,05 bis 1,5 Gew.-% Kohlenstoff, 0,1 bis 3 Gew.-% Zinn, Rest Nickel und unvermeidliche Verunreinigungen, wobei das Gewichtsverhältnis von Silicium zu Bor (Si/B) größer als 3,3 ist.

2. Aufschweißlegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie ferner 0,1 bis 3 Gew.-% Tantal enthält.

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

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