DE2829369C3

DE2829369C3 - Verfahren zum Ausbilden von harten, verschleißfestenMetallkarbide enthaltenden Überzügen

Info

Publication number: DE2829369C3
Application number: DE2829369A
Authority: DE
Inventors: Robert Clark Brownsburg Ind. Tucker jun.
Original assignee: Union Carbide Corp
Current assignee: Union Carbide Corp
Priority date: 1977-07-05
Filing date: 1978-07-04
Publication date: 1982-04-15
Also published as: CA1113317A; FR2396806A1; JPS5654391B2; US4163071A; IT7850160A0; GB2000815B; DE2829369A1; CH634356A5; GB2000815A; JPS5445637A; DE2829369B2; FR2396806B1

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Ausbilden von harten, verschleißfesten, Metallkarbide enthaltenden Überzügen auf metallischen Substraten im Plasmaspritz- oder Explosionsplattierverfahren.

Eine Vielzahl von Komponenten in Steuervorrichtungen (Ventilen, Drosseln und dergleichen), Maschinen (Lagern, Zylindern, Kolben usw.) sowie Werkzeugen (Klauenzähnen, Spannfuttern, Rollen und dergleichen) erfordert Oberflächen, die einem schleifenden, adhäsiven und erosiven Ve^rschleiß, häufig in einem korrodierenden Mesium, standhalten. Ein Beispiel dafür ist ein Auslaßventil einer Brennkraftmaschine, das oxidierende Gasströme hoher Geschwindigkeit aushalten muß, die häufig Kohlenstoffpartikel enthalten und zu starker Erosion führen. Ein anderes Beispiel ist die Spitze einer Gasturbinenschaufel, die nicht nur den heißen korrodierenden Gasen, sondern auch dem schleifenden und adhäsiven Verschleiß widerstehen muß, der durch Stoß und Reiben gegenüber dem Maschinengehäuse verursacht wird. Es ist bekannt, harte, verschleißfeste Schichten auszubilden, indem beispielsweise Einsätze aus harten Werkstoffen an kritischen Bereichen aufgelötet oder harte Überzüge auf die Oberflächen durch Explosiersplattieren, Plasmaspritzen (mit übertragenem und nichtübertragenem Lichtbogen), Elektroplattieren, Zerstäuben oder Ionenplattieren aufgebracht werden. Die Verwendung von Einsätzen ist aber kostspielig und mit den meisten praktischen Anwendungen nicht kompatibel. Bekannte, u. a. auch aus Metallkarbiden bestehende Explosionsplattierüberzüge (US-PS 34 73 943) sind hinsichtlich der auftragbaren Dicke und der anwendbaren geometrischen Formen beschränkt. Außerdem können sie bei Anwendungen mit hohem Volumen relativ kostspielig sein. Das Zerstäuben und Ionenplattieren ist noch kostenaufwendiger. Das Elektroplattieren ist mit Bezug auf die effektiv anwendbaren Werkstoffe sehr beschränkt, wobei Chrom vielleicht der härteste der Werkstoffe ist, die zur Erzielung von Verschleißfestigkeit vorgesehen werden.

Verschiedene Schweißverfahren werden in mehr oder minder großem Umfang benutzt, um Hartauftragwerkstoffe mit guter Verschleißfestigkeit auch bis zu sehr dicken Schichten aufzutragen. So ist es bekannt (DE-OS 24 33 814), im Plasmaspritzverfahren Molybdänpulver aufzubringen, das bis zu 8,0 Gew.-% Sauerstoff enthält, dem 0,5 bis 45 Gew.-% Nickel, Kobalt, Eisen, Titan, Vanadium, Chrom, Aluminium, Wolfram, Tantal, Rhenium und/oder Zirkonium zulegiert oder zugemischt sind und dem gegebenenfalls ferner ein oder mehrere Karbide der Elemente Titan, Tantal, Niob, Chrom und/oder Molybdän in Anteilen von bis zu 90 Gew.-% und/oder bis zu 10 Gew.-% elementares Silizium und/oder Siliziumverbindungen mit Sauerstoff, Stickstoff, Kohlenstoff oder Wasserstoff zugegeben sind. Anders als bei den vorstehend genannten Verfahren wird dabei der Hartauftragwerkstoff auf der Oberfläche des Substrats geschmolzen. Es kommt stets zu einer erheblichen Verdünnung mit dem

Substraimetall. Dies ist auf eine starke Vermischung des schmelzflüssigen Hartauftragwerkstoffes mit der Oberfläche des Substrats zurückzuführen. Dadurch wird die Verschleißfestigkeit des Auftrags herabgesetzt: kostspieliger Werkstoff geht verloren. Zu weheren Werk- ". stoffveriusten kommt es, weil die Steuerung des Prozesses nur in beschränktem Maße möglich ist und sehr rauhe Oberflächen ausgebildet werden, so daß häufig große Werkstoffmengen durch Schleifen beseitigt werden müssen, bevor die Komponenie für den i» vorgesehenen Zweck verwendet werden kann. Daner sind auch die Schleifkosten hoch. Mit übertragenem Lichtbogen arbeitende Plasmaauftragsverfahren sind den anderen Auftragsschweißprozessen dahingehend ähnlich, daß die Oberfläche und der Überzug geschmol- ι > zen werden. Weil der Prozeß jedoch besser gesteuert werden kann, geht weniger, aber immer noch eine erhebliche Menge an Werkstoff durch Verdünnungsvorgänge verloren. Außerdem kommt es häufig zu übermäßiger Rauheit. >n

Im Plasmaverfahren mit nichtübertragenem Lichtbogen aufgebrachte Überzüge (im folgenden einfach als Plasmaüberzüge bezeichnet) lassen sich in genau beherrschbarer Weise auftragen, so daß nur wenig Werkstoff verlorengeht. Dabei wird der in der Regel 2~> pulverförmige Oberzugswerkstoff geschmolzen und mittels des raschen Plasmagasstroms beschleunigt sowie gegen ein Substrat gerichtet, das auf einer Temperatur von weniger als ungefähr 150⁰C gehalten wird. Nach dem Auftreffen auf das Substrat erstarren Jo die Teilchen sofort, ohne daß es in nennenswertem Umfang zu einer Aufheizung des Substrats kommt. "Die Verbindung zwischen dem Überzug und dem Substrat ist daher in erster Linie mechanisch, obwohl bei einigen wenigen Überzügen aus Werkstoffen wie Molybdän und Wolfram gewisse Anzeichen für eine sehr dünne metallurgische Reaktionszone gefunden wurden. Für zahlreiche Anwendungsfälle ist das Auftragen eines Überzuges ohne nennenswertes Erhitzen des Substrats ein eindeutiger Vorteil, weil das Substrat zwecks Optimierung seiner mechanischen Eigenschaften wärmebehandelt und auf die Endabmessungen maschinell bearbeitet werden kann, ohne daß die Gefahr besteht, daß es während des Aufbringens des Überzuges zu Änderungen der Eigenschaften oder Abmessungen kommt.

Wenn jedes Teilchen auf die Oberfläche auftrifft und dort während des Plasmaauftragverfahrens erstarrt, erzeugt es eine gowisse Restspannung. Es ist noch nicht möglich, die Restspannung zu berechnen, die bei einer vorgegebenen Kombination von Überzug und Substrat zu erwarten ist. Näherungsweise kann davon ausgegangen werden, daß die thermischen Spannungen dadurch erzeugt werden, daß zunächst der Überzug von seinem Schmelzpunkt auf die Temperatur des Teils während der Beschichtung abgekühlt und das beschichtete Teil dann seinerseits auf Umgebungstemperatur abgekühlt wird. Dies stellt jedoch eine große Vereinfachung dar, insbesondere weil bei jedem Überlaufen der Oberfläche durch den Plasmabrenner das Plasmagas zu einem vorübergehenden Temperaturanstieg an der Oberfläche des Substrats (oder des Überzuges, falls es sich nicht um die erste Beschichtungslage handelt) führt und die aufprallenden Pulverteilchen vermutlich einen noch größeren kurzzeitigen Temperaturanstieg verursachen. Bei jedem Durchgang des Brenners wird ferner eine Reihe von Teilchenschichten aufgetragen, was zu einem zusätzlichen Temperaturgradienten innerhalb der Teilchenschichten fuhrt Cie maxima) auftragbare Dicke eines gegebenen Oberzugs ist daher eir.e komplexe Funktion der Bindungsfestigkeit zwischen Überzug und Substrat. Die Restspannung wird von Faktoren wie der Auftragsgeschwindigkeit, den Wärmeausdehnungskoeffizienten des Überzugs und des Substrats, deren Wärmekapazitäten, der Wärmeleitfähigkeit, den mechanischen Eigenschaften, den vor dem Aufprall herrschenden Temperaturen und dergleichen beeinflußt. Bei Anwendung von konventionellen Plasmaauftragverfahren werden etwa die folgenden Werte für die größten Dicken von häufig vorgesehenen Oberzügen auf flachen Oberflächen erreicht:

reines Ni über 2,50 mm

Legierung aus

80 Gew.-°/o Ni und 20 Gew.-°/o Cr 0,51 mm

Co-Basislegierungen im allgemeinen 0,38 mm Legierung aus 28 Gew.-°/o Cr;

1,1 Gew.-°/o C; 1,0 Ge\v.-% Si 0.25 mm

4,0 Gew.-% W; bis zu 3,0 Gew.-% Fe:

bis zu 3,0 Gew.-°/o Ni; Rest Co 0,25 mm

Cermet aus

88 Gew.-% WC und 12 Gew.-% Co 0,38 n.m

Cermet aus

85 Gew.-% Cr₃C₂ und 15 Gew.-% 0,38 mir.

einer Legierung aus

80 Gew.-% Ni und 20 Gew.-% Cr

Al₂Oj 0,76 mm

Cr₂O. 0,30 mm

Es ist üblich, das Substrat vor dem Aufbringen eines Plasmaüberzugs vorcuerhitzen, um adsorbiertes Wasser und Gase auszutreiben. Dies geschieht normalerweise unter Verwendung des Plasmabrenners selbst, ohne daß Pulver fließt. Das Teil wird nicht über 150⁰C erhitzt; dieses Vorgehen hat, wenn überhaupt, wenig Einfluß auf die Restspannung.

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zum Ausbilden von harten, verschleißfesten, Metallkarbide enthaltenden Überzügen zu schaffen, das es erlaubt, im Vergleich zu den Ergebnissen bekannter Verfahren die Härtewerte und die erzielbaren Schichtdicken weiter zu steigern sowie besonders hohe Auftragsleistungen zu erreichen.

Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß

a) das Substrat auf eine Temperatur im Bereich von 35O⁰C bis 1000°C vorerhitzt wird, und daß

b) eine Zusammensetzung aufgebracht wird, die aus Kohlenstoff, mindestens einem ersten Metall aus der Eisen, Nickel, Kobalt und deren Legierungen umfassenden Gruppe sowie aus mindestens einem zweiten Metall aus der Chrom, Wolfram, Tantal, Silizium, Niob, Vanadium, Titan, Molybdän, Zirkonium und Hafnium umfassenden, Karbide bildenden Gruppe von Metallen besteht,

c) und das Substrat während des Auftragens so lange innerhalb des Vorerhitzungstemperaturbereiches gehalten wird, bis unter Erzeugung des harten, verschleißfesten Überzuges eine feine, gleichförmige Dispersion von Karbidteilchen innerhalb des Überzuges ausgebildet ist.

Es wurde gefunden, daß durch Vorerhitzen des Substrats auf den genannten Temperaturbereich Überzüge aufgetragen werden können, die mehr als fünfmal

dicker als Überzüge sind, die sich unter konventionellen Bedingungen fertigen lassen. Das Vorerhitzen erfolgt vorliegend auf eine wesentlich höhere Temperatur als bei den bekannten Verfahren. Außerdem wird das Substrat während des gesamten Beschichtungsverfahrens auf erhöhter Temperatur gehalten. Der Kürze halber sind dieses Vorerhitzen und das Aufbringen des Überzuges bei erhöhter Temperatur im folgenden kurz als »Warmauftrag« bezeichnet. Die Mindesttemperatur, die für eine vorgegebene Kombination aus Überzug und Substrat notwendig ist, läßt sich einfach empirisch bestimmen. Der Warmauftrag erwies sich als besonders geeignet für Kobaltbasislegierungen, weil bei diesen Werkstoffen unter normalen Auftragsbedingungen sehr hohe Spannungen auftreten.

Zwar hat man bereits den Einfluß der Substrattemperatur auf die Dichte und die Bindung eines selbstgehenden Überzugs aus einer Legierung mit 80 Gew.-% Ni, Cr. 3 Gew.-% B, Si (genaue Zusammensetzung nicht angegeben) auf einem Stahl mit 0,9 bis 18 Gew.-% Cr untersucht (Doroyhkin und Kuznetsow, »Plasma Spraying of Self-Fluxing Alloys onto Heated Substrates«. Poroshkovaya Metallurgiya, Nr. 12 [144], Seiten 51 —5b. Dezember 1974). Selbstgehende Legierungen werden aber normalerweise mit einer Thermosprüheinrichtung aufgetragen und anschließend auf dem Substrat geschmolzen, beispielsweise mit einem Acetylen-Sauerstoff-Brenner oder durch Behandlung im Ofen. Das B und Si neigen zur Bildung eines Flußmittels, das Oxide auflöst, die während des Auftragens gebildet werden, und das zusätzliche Oxidation während des Schmelzens beschränkt. Diese Werkstoffe wurden früher als im Plasmaverfahren aufgetragene Überzüge vorgeschlagen, jedoch zur Verwendung unter normalen Bedingungen bei einer auf ungefähr 150⁰C beschränkten. Substrattemperatur. Bei derartiger Anwendung sollen sie zu einem etwas dichteren Überzug führen, als er normalerweise erzielt wird. Dieser Effekt ist vermutlich auf den niedrigeren Schmelzpunkt und die höhere Fließfähigkeit zurückzuführen, die durch die B- oder Si-Zusätze verursacht werden, sowie auf deren Flußmitteleigenschaften. Doroyhkin und Kuznetsov berichten, daß durch Vorerhitzen des Substrats auf über 800° C Überzüge mit einer Porosität von weniger als 2% erzielt werden konnten. Diese hohe Dichte wird dem Fließen von schmelzflüssigem Material auf der Oberfläche während des Auftragens zugeschrieben. Es wird eine stetig zunehmende Überzugsdichte bei steigenden Substrattemperaturen zwischen 20 und 800^c C angegeben, jedoch darauf hingewiesen, daß die Härte des Überzugs konstant blieb. Wenn die Substrattemperatur 800^c C überschritt, nahm die Härte des Überzugs ab. Bei den diskutierten Arbeiten hatten das Vorerhitzen des Substrats und/oder der Warrnauftrag den Zweck, entweder die Restspannung im Oberzug zu beherrschen oder die Überzugsdichte zu erhöhen; bei allen Überzügen handelte es sich um konventionelle metallische Mischkristallegierungen, die gegebenenfalls intermetallische Phasen gebildet haben können.

Vorliegend wurde dagegen festgestellt, daß bei Überzügen, die Karbide enthalten, eine überraschende Steigerung der Härte und der Verschleißfestigkeit durch Warmauftrag erreicht werden können, wobei die im Einzelfall angewendete Vorerhitzungjtemperatur eine Funktion der Zusammensetzung von Überzug und Substrat ist. Bei dem Verfahren nach der Erfindung wird zusätzlich zu Karbiden, die sich gegebenenfalls bei normalem Kaltauftrag ergeben, eine feine Ausscheidungsdispersion von Karbiden gebildet. Die im einzelnen erhaltene Karbidzusammenselzung hängt naturgemäß von der Zusammensetzung des Überzugs ab. Der Mechanismus der Verfestigung aufgrund von Warmauftrag ist noch nicht völlig geklärt; er ist jedoch offenbar mit dem erhaltenen besonderen Mikrogefüge verbunden. Von zusätzlichem Vorteil ist, daß bei einem Warmauftrag Karbidüberzüge von größerer Dicke und bei höherer Auftragsleistung als bei konventionellem Vorgehen hergestellt werden können.

Weitere Ausgestaltungen der Erfindung ergeben sich aus den Unteransprüchen. Die Erfindung ist im folgenden anhand von bevorzugten Ausführungsbeispielen näher erläutert.

Beisp iele

Die wesentlichen Unterschiede lassen sich am besten veranschaulichen, wenn man die in der untenstehenden Tabelle I angegebenen Überzüge im Falle von Warmauftrag und Kaltauftrag vergleicht, d. h„ wenn der Auftrag erfolgt, nachdem dem Substrat eine erhebliche Wärmemenge zuvor zugeführt wurde und während das Substrat auf der Vorheiztemperatur gehalten wird, im Gegensatz zu einem auf konventionelle Weise vorgenommenen Auftrag. Die speziellen Warmauftragtemperaturen wurden so gewählt, daß das Anhaften eines 1 mm dicken Überzugs auf einem Substrat aus rostfreiem Stahl mit 19 Gew.-°/o Cr, 10 Gew.-% Ni, bis zu 0,08 Gew.-% C, bis zu 2 Gew.-% Mn, bis zu 1 Gew.-% Si, Rest Fe gewährleistet war. Die NiCr+Al₂O₃-Überzüge bildeten dabei eine Ausnahme, weil ein 1 mm dicker Übezrug aus diesem Werkstoff bei Raumtemperatur aufgebracht werden kann. Die Vergleichseigenschaften der Überzüge sind in der folgenden Tabelle II zusammengestellt, und zwar sowohl für nicht nachbehandelte als auch für wärmebehandelte Überzüge.

Tabelle I

Überzug NennzusammenseLfung Temperatur

des Überzugs

Gew.-"'·. I

28 Cr, 1,1 C, 1,0 Si, 540-590

4,0 W, 3,0 Fe*. 3,0 Ni*,

Rest Co

11,5 Co, 4,0 C, Rest W 370-480

ΊΟ Ai₂O-,** + 22,5 Cr, 590 7Ö0

63 Al, 9 Ta, 0,7 Y,
0,6 C, 0,6 Si, Rest Co

4 75 Al₃O₃** + 18,5 Cr, 170-220

Rest Ni
* maximal.

** AI2O3 vorliegend als ein mechanisches Pulvergemisch mit der vorlegierten metallischen Komponente.

Anmerkungen:

Der Überzug 1 bildet überwiegend eine Wolfrarnkartiidausscheidung;

der Oberzug 2 büdet Wolframkarbide;
der Oberzug 3 bildet Tantalkarbide;
der Überzug 4 bildet keine Karbide.

Bei dem Substrat handelte es sich in allen Fällen um rostfreien Stahl mit 19 Gew.-% Cr, 10 Gew.-% Ni, bis zu 0.08 Gew.-% C. bis zu 2 Gew.-% Si. Rest Fe.

Tabelle II

Übe IYUg

Verführen

Vor/nach 4-sliindg. Wärniebehdlg. bei 1080 C

Diente

(g/cnv¹)

Dichte gleich % el. theoret. Dichte*¹	Härte (Vickers Ilärtc-Z.)
89%	441
-	382
97%	755
-	443
88%	277
90"/;,	280
93%	313
-	228
84%	724
88%	786
947,,	1231
927,,	1264
9«	614
93%	505
967.,	948
96%	661

üblich
üblich
warm
«arm

üblich
üblich
warm
warm

vor nach vor nach

vor nach*³

VOl

nach*'

7,5
8,1

6,9
7,0
7.3

12.5
13,0
13,9
13,6

6,6
6,9

7,0
7,0

*' Die theoretische Dichte wurde der Literatur für gegossene oder geschmiedete Werkstufle entnommen. *^: Infolge einer Störung des Ofens erfolgte die Wärmebehandlung 4 Stunden lang bei 1120 C. *' Infolge einer Störung des Ofens erfolgte die Wärmebehandlung 3 Stunden lang bei K)Sd C .

Vergleicht man die Eigenschaften der nicht nachbehandelten Überzüge entsprechend Tabelle II, so zeigt sich sofort, daß der Warmauftrag die Härte der drei karbidbildenden Kobaltbasislegierungsüberzüge 1, 2 und 3 wesentlich steigert, daß dies jedoch bei dem Überzug 4 mit Mischkristallgefüge nicht der Fall ist. Dies gilt, obwohl die Dichte des Überzugs 4 ungefähr in der gleichen Weise zunimmt wie im Falle des Überzugs 3. Festzuhalten ist ferner, daß ein Vergleich der Überzüge 3 und 4 zeigt, daß die Al₂O₃-Dispersion, obwohl sie die Verschleißfestigkeit gegenüber der Mischkristallegierung verbessern kann, das Ansprechverhalten auf Warmauftrag nicht beeinflußt. Eine Prüfung des Mikrogefüges der Überzüge offenbart einen deutlichen Gefügeunterschied zwischen der Warm- und der Kaltversion der Überzüge 1, 2 und 3, was jedoch nicht für den Überzug 4 gilt. Im Falle der drei erstgenannten Überzüge \vin3 während des Auftragens eine metastabile, sehr sehr feine Ausscheidung gebildet, bei der es sich um Karbide (Wolfram. Tantal und/oder Chrom, je nach der Zusammensetzung des Oberzuges) handeln dürfte, während bei dem vierten Überzug keine Ausscheidung zu beobachten ist. Während bei dem Überzug 2 das Pulver aus Wolframkarbidteilchen in einem metallischen Kobaltgefüge besteht, schmilzt und/oder löst sich der größte Teil des im Pulver vorhandenen WC in dem Gefüge, während sich das Pulver in dem Plasma befindet Beim Auftreffen erlaubt das extrem rasche Abkühlen, zu dem es beim normalen Kaltauftrag kommt, daß sich nur ein Teil des W als WC ausscheidet. Eine zusätzliche Menge kann als W₂C, als (Co. W)₆C oder als ein metastabiles Karbid ausgeschieden werden. Eine beträchtliche Menge scheint jedoch m Lösung zu bleiben: mindestens kann sie unter Verwendung von Lichtopliken nicht als Ausscheidung aufgelöst werden. Wenige große Teilchen können den vollständigen Beschichtungsprozeß in ungeschmolzenem Zustand durchlaufen. Beim Warmauftrag bildet sich, wie im Falle der Überzüge 1 und 2, eine sehr feine Ausscheidung zusätzlich zu den nach Kaltauftrag beobachteten Ausscheidungen. Es scheint daher, daß der wesentliche Härteanstieg auf die karbidbildende Art des Überzuges und die Größe der Ausscheidungen oder Ausfällungen zukrückzuführen ist.

Während es sich bei dem speziellen Beispiel des Überzugs 2 um Wolframkarbid mit 11,5% Co handelt, werden ähnliche Ergebnisse bei der allgemeinen Klasse von Wolframkarbidwerkstoffen erzielt, die zwischen 2% und ungefähr 20% Co enthalten, und zwar einschließlich der Werkstoffe, die außer dem Wolframkarbid Zusätze an Titan-, Tantal-, Vanadium-, Niob- und Chromkarbiden aufweisen, um die mechanischen Eigenschaften oder die Verschleißfestigkeit des Wolframkarbids zu verbessern. Ein solcher Zusatz kann bis zu 20 Gew.-% des Wolframkarbids in Form einer Mischung oder Verbindung mit dem Wolframkarbid oder als eine auf dem Wolframkarbid befindliche Schicht ersetzen. Ähnliche Ergebnisse werden ferner mit anderen Einzel-, Misch- oder Verbindungskarbidsystemen erzielt beispielsweise bei Titankarbid in einem Nickelgefüge oder Titan- und Tantalkarbiden in Nickel-, Kobalt-oder Eisengefügen.

Bei den meisten der vorliegenden Überzüge ist es nicht notwendig, mit einer Überzugstemperatur zu

ö5 arbeiten, die so hoch liegt djiß es zu einer beträchtlichen Diffusion zwischen dem Überzug und dem Substrat kommt Solch hohe Temperaturen während des Auftragens können für die Härte des Überzugs

nachteilig sein. Dessen ungeachtet kann es für einige Anwendungen des Überzuges vorteilhaft sein, eine gewisse Interdiffusion nach dem Aufbringen des Überzugs herbeizuführen, um die Bindungsfestigkeit zu verbessern. In der Tabelle II sind die Auswirkungen einer derartigen Wärmebehandlung (4 Stunden bei 1080°C im Vakuum) auf die warm und kalt aufgetragenen Überzüge gezeigt. Wiederum liegt ein Unterschied zwischen dem Überzug 4 und den drei anderen Überzügen vor. Im Falle der karbidbildenden Überzüge nimmt die Härte beim Warm- oder Kaltauftrag auf Grund der Wärmebehandlung zu oder leicht ab. Die Warmüberzüge bleiben den Kaltüberzügen jedoch überlegen. Im Falle des Überzugs 4 bleibt der kalt aufgetragene Überzug ungeändert, während der warm aufgetragene Überzug etwas weicher wird; zwischen den nach den beiden Verfahren hergestellten Überzügen bestehen wenig Unterschiede. Infolgedessen ist der Warmauftrag von karbidbildenden Überzügen selbst dann von Vorteil, wenn diese Überzüge nach dem Aufbringen wärmebehandelt werden müssen.

Eine Wärmebehandlung kann in Abhängigkeit von der vorgesehenen Zeitdauer und Temperatur zu erheblichen Änderungen des Mikrogefüges der Überzüge führen, unabhängig davon, ob diese warm oder kalt aufgetragen sind. Bei Überzügen, wie dem Überzug 4, die einfache Dispersionen einer unlöslichen Phase, heispielsv.'c-ise AI2O3, in einer einfachen Mischkristallmatrix, beispielsweise Ni-Cr, sind, treten keine wesentlichen Änderungen auf, bis die Zeit/Temperatur-Parameter lang bzw. groß genug sind, um Rekristallisa-20

tion und Kornwachstum zu gestatten. Andererseits kann es bei komplexeren Überzügen, beispielsweise den karbidbildenden Überzügen 1, 2 und 3, zu weiterer Ausscheidung kommen, wenn der Auflrag kalt erfolgt ist (oder wenn der Auflrag warm erfolgt ist und nicht der gesamte Kohlenstoff in Kombination gegangen ist); die Karbide neigen zur Bildung größerer Teilchen. Dieses Verhalten wurde für die Überzüge 1, 2 und 3 beobachtet, wenn diese in der oben beschriebenen Weise wärmebehandelt wurden. Es versteht sich, daß diese einzige Wärmebehandlung möglicherweise für keinen der Überzüge das Optimum darstellt und daß eine geeignete Diffusionsbindung mit geringerem Härteverlust bei niedrigerer Wärmebehandlungstemperatur (Temperaturen unter ungefähr 800⁰C sind jedoch für gewöhnlich innerhalb vernünftiger Zeitspannen nicht effektiv) erhielt werden kann, sowie daß die Überzüge durch andere thermomechanische Behandlungen noch weiter verbessert werden können.

Weitere Hinweise auf die Wirksamkeit des vorliegend erläuterten Vorgehens ergeben sich aus der untenstehenden Tabelle III, in welcher die mechanischen Eigenschaften des Überzugs 3 bei Warm- und Kaltauftrag verglichen sind. Der Warmauflrag führt offensichtlich zu einer drastischen Steigerung der Bruchfestigkeit und des Elastizitätsmoduls des Überzugs. Außerdem erweisen in der Tabelle IV zusammengestellte Ergebnisse von Verschleißversuchen wiederum die Überlegenheit des Warmauftrags für karbidbildende Überzüge, jedoch nicht für Mischkristallüberzüge, d. h. den Überzug 4.

Tabelle III

Mechanische Eigenschaften des Überzugs 3, gemessen im Vierpunkt-Biegeversuch

Warmauftrag
(nicht nnchbeh.)

herkömmt. Auftrag
(nicht nachbeh.)

Bruchmodul σ max.)
Bruchdehnung (ε max.)
Elastizitätsmodul (E)

Anzahl der getesteten Versuchsproben
*s = Streuung.

N/mm²
s*=48 N/mm²

2,98 mm/m
s=U, 1 mm/m
000 N/mm²
S=IOOOO N/mm²

372 N/mm^;
s=41 N/mm²

4,48 mm/m
s=0,3 mm/m

83 000 N/mnr
s= 13 000 N/mm²

Tabelle IV

Überzügsvc-rschlciBnarbcnvoiuir.cii* (10 '' cm³)

Überzug!** Überzug 4** Überzug 2** Überzug 3*

Belastung*** 1335 N

Nicht nachbehand. Block
Warmauftrag
herkömmlicher Auftrag

Wärmebehandelter Block
Warmauftrag
herkömmlicher Auftrag

Belastung 2000 N

Warmauftrag
herkömmlicher Auftrag

90
133

100
33

3560
1141

1516
163

3,4
8,3

nicht getestet
Überzug durchgeschliffen

Forlscl/uiip

Vcrsiichsbcdingimgen

iber/iigsvLTschleilinarbenvolumen* (K) '' cm')

her/us! I Über/uy 4"* Uheiviig 2** Ubei/ug 3'

Belastung 2670 N

Nicht nachbehand. Block
Warmuul'trag
herkömmlicher Auftrag

Wärmebchandelter Block
Warmauftrag
herkömmlicher Auftrag

22
31

Überzug durchgeschlil'fen bei Belastung
mil 1335 N

44
153

* VerschleiUnarbenvolumen. ermittelt gemäl.i dom Verfahren ASTM 1) 2714-fi8 in einer Block/R ing-Versehleililcslmaschine unter Verwendung von Hydrau'iklluid, nach 5400 Umdrehungen (hei ISO l/min) von Ringen aus Stuhl mit 1.8 Gew.-% Ni; 0,25 Gew.-"/,, Mo; 0.1 S Gew.-";.. Si; 0,55 Gew.-¹',, Mn: 0,20 Gew.--., C; bis /u 0,035 Gew.-"/.. P; bis /u 0.040 Gew.-"/., S. Rest Ie gegenüber überzogenen Blöcken. Das auf I'elrolcumhasis beruhende 1 lydrauliklluid hülle eine Viskosität von 5.0 mnv/s bei ¹W ( , 14.0 mm/s bei 37.8 C und 500 mnr/s hei 4(1 ( . einen Stoekpunkt von - 5').4 ( und einen Flammpunkt von 93.3 C . Für jede Gruppe von Bedingungen wurden zweifache Vcr. uche durchgeführt: die l.rgehnisse wurden gemittell. Die Bloeknarbemolumen wurden aus der projizierlen Narbenflüche berechnet.
** Zusammensetzungen entsprechend Tabelle I.
*** Unter Belastung wird die senkrechte Kraft /wischen Ring und Block verstanden.

Als praktische Anwendung des vorliegenden Verfahrens wurden Auslaßventile von Brennkraftmaschinen mit einer Legierung aus 28 Gew.-% Cr; 1,1 Gew.-% C; 1,0 Gew.-% Si; 4,0 Gew.-% W; bis zu 3,0 Gew.-% Fe; bis zu 3,0 Gew.-°/o Ni, Rest Co überzogen, nachdem das Ventil auf eine bestimmte erhöhte Temperatur gebracht war. Eine Anzahl von unterschiedlichen Maßnahmen kann zum Vorerhitzen des Ventils vorgesehen werden, beispielsweise induktives Erhitzen, Erhitzen mit der Plasmavorrichtung selbst ohne Pulverfluß und/oder Erhitzen mit einem zusätzlichen Acetylen-Sauerstoff-Brenner. Die beiden letztgenannten Maßnahmen wurden versucht; sie erwiesen sich als befriedigend. Nach dem Vorerhitzen des Ventils auf die für das Überziehen vorgesehene Mindesttemperatur wurde das im Plasma niedergeschmolzene Material in einer höheren als der normalen Zufuhrmenge aufgebracht (beispielsweise 60 g/min gegenüber 30 g/min). Die Geschwindigkeit der Bewegung des Teils vor der Plasmaeinrichtung war gleichfalls wesentlich geringer als normal; sie betrug beispielsweise 1,26 bis 1,03 m/min gegenüber 254 bis 508 m/min für die meisten konventionellen Plasmaüberzüge. Der Brenner selbst wurde an der zu beschichtenden Stirnseite entlanggefahren. während das Ventil gedreht wurde, um innerhalb des gewünschten Bereichs eine gleichförmige Dicke aufzu-

Ji) bringen. Es wurden verschiedene Vorrichtungen getestet, um während des Vorheizvorganges und auch während des Beschichtens für eine inerte Atmosphäre zu sorgen und damit eine Oxidation des Substrats und des Überzugs zu verhindern. Es zeigte sich jedoch, daß

π Ventile in Luft ohne übermäßige Oxidation vorerhitzt werden können und daß das Beschichten nur unter Verwendung eires Plasmabrenners mit Argonschutzhülle erfolgen kann, wie er aus den US-PS 34 70 347 und 35 26 362 bekannt ist. Es ist recht gut möglich, daß etwas

auf Kosten der Reinheit des Überzugs selbst auf diese Schutzhülle verzichtet werden kann.

Als spezieile Beispiele dieses Vorgehens wurden Kraftfahrzeugauslaßventile aus den drei in der Tabelle V angegebenen Substratwerkstoffen beschichtet, nach-5 dem sie auf eine Anzahl von unterschiedlichen Temperaturen vorerhitzt waren, um die Mindesttemperatur zu ermitteln, bei welcher sich die Ventile beschichten lassen, ohne daß Wärmerisse auftreten oder der Überzug sich abhebt Diese Mindestbeschichaings-

5n temperaturen sind in der folgenden Tabelle V zusammengestellt.

j aucnc ν

Nennzusammensetzung, Gew.A

Wärmeausdehng-koeffizient, K '

Beschichiungslemperatur. C

Ventil- 19% Cr, 8% Ni; 3% Si; 1,05% Mn; 0,38% C;

legierungen Rest Fe

20% Cr, 1.3% Ni; 2,35% Si; 0.4% Mn; 0.81% C; Rest Fe

15,5% Cr; 2.5% Ti; 0,7% Al; 7% Fe; Rest Ni

20% Cr, 8,25% Mn; 2,1% Ni; 0,55% C; 0.15% Si; 03% N; 0,06% S; Rest Fe

Überzug 2,8% Cr, 1,1% C; 1,0% Si; 4.0% W;

bis zu 3.0% Fe: bis zu 3.0% Ni; Rest Co 17,3x10"
11,9X10 *
12.4-16,7XlO"⁶

16,OXlO"⁶

570
720

420
570

In allen Fällen zeigte es sich, daß die Temperatur \väfirend des Beschichtungsvofgangs auf mindestens 815° C ansteigen konnte, ohne daß es während des Auftragens zu überuiäßiger Oxidation kommt. Die Vontillegierungen gemäß Tabelle V sind sowohl austenitisch als auch ferritisch; sie haben Wärmeausdehnungskoeffizienten, die sowohl größer als auch kleiner als derjenige der Oberzugslegierung sind.

Zusätzlich zu den vorstehenden Versuchen wurde eine weitere Legierung aus 0,22 Gew.-% Si, 0.45 Gew.-% C, 1,47 Gew.-% Mn, Rest Fe mit Erfolg beschichtet, indem das Ventil zunächst auf 850 C vorerhitzt wurde. Es wurde jedoch kein Versuch unternommen, die Optimaltemperatur für die Beschichtung dieses Ventils zu ermitteln. In ähnlicher Weise wurden andere Überzüge, bestehend aus 20 Gew.-% Cr-CrjiCt plus 80 Ge\v.-% einer Legierung aus 28 Gev.-°/o Cr; 1.1 Gew.-°/o C; 1,0 Gew.-% Si; 4,0 Gew.-% W; bis zu 3,0 Gew.-% Fe; bis zu 3,0 Gew.-% Ni: Rest Co und aus 20 Gew.-% Ferrochrom (66 Gew.-% Cr: 6,2 Gew.-% C; 2.5 Gew.-% Si; Rest Fe) plus einer Legierung aus 28 Gew.-% Cr; 1,1 Ge\v.-% C: 1,0 Gew.-% Si;4,0 Gew.-% W; bis zu 3,0 Gew.-% Fe: bis zu 3,0 Ge\v.-°/o Ni; Rest Co auf die Legierung aus 0.22 Gew.-% Si; 0.45 Gew.-% C; 1.47 Gew.-% Mn, Rest Fe aufgebracht.

Im Rahmen einer eingehenderen Untersuchung des Überzuges von Auslaßventilen aus Stahl mit 9 Gew.-% Mn: 21 Gew.-% Cr; 3,9 Gew.-% Ni; 0,4 Gew.-°/o N; 0,2 Gew.-% Si; 0.06 Gew.-% S; 0,52 Gew.-% C, Rest Fe wurden Überzüge der in Tabelle V genannten Zusammensetzung (Überzug 1) nach einem Vorerhitzen auf Temperaturen von 650° C bis über 900⁰C aufgetragen. Die Temperatur der Oberfläche wurde während des Beschichtens entweder konstant gehalten oder man ließ sie etwas ansteigen. Für das Überziehen dieser speziellen Legierung wurden die folgenden optimalen Beschichtungsparameter im Hinblick auf gute Überzugsmikrogefüge. Härte, Bindung und minimale Oxidation gefunden: Vorerhitzen auf eine Temperatur von 800^cC und dann Beschichten unter ständiger weiterer Wärmezufuhr derart, daß die Endtemperatur ungefähr 1000^cC betrug, oder Halten des Teils auf ungefähr 800 C während des gesamten Beschichtungsvorgangs. Es lit hervorzuheben, daß die Ventile sowohl aus dem vorstehend genannten Stahl als auch dem in Tabelle V ' als letzter Ventillegierung angegebenen Stahl unter Verwendung des vorliegenden Verfahrens ohne Schwierigkeit beschichtet wurden, während das Auftragen unter Benutzung konventioneller Hartauftragschweißverfahren mit dem Acetylen-Sauerstoff-Bienner oder mit übertragenem Plasmalichtbogen in der P.c^cl rieh* e-folg-eich ist. weil es ?u e'rc"¹ Ausgasen des geschmolzenen Substrats kommt, was eine Blasenbildung des Überzugs bewirkt. Bei Anwendung des vorliegenden Verfahrens tritt kein Schmelzen des Substrats ein. so daß die Chromnitride oder andere Stickstoffquellen Keinen gasförmigen Stickstoff freisetzen.

Zur Verbesserung der Bindung /wischen dem Überzug und dem Ventil kann es. wie oben diskutiert, in manchen Fällen ratsam sein, das Teil nach der Beschichtung wärmezubehandeln. Dies geschah in den obigen Fällen in der Weise, daß das Teil im Vakuum auf eine Temperatur von 1C80°C erhitzt und vier Stunden lang auf dieser Temperatur gehalten wurde. Diese Art der Wärmebehandlung ist nicht unbedingt für alle Anwendungsfälle notwendig.

Um den thermischen Ermüdungswiderstand oder die Dauerfestigkeit dieser Überzüge zu demonstrieren, wurden Segmente aus einem ferritischen Ventil (0,22 Gew.-°/o Si; 0,45 Gew.-% C: 1,47 Gew.-% Mn; Rest Fe). die mit 20 Gew.-% Cr; 11,4 Gew.-% Cr₂₃Q, plus 68,6 Gew.-% einer Legierung aus 28 Gew.-% Cr; 1,1 Gew.-% C; 1,0 Gew.-°/o Si; 4,0 Gew.-% W; bis zu 3,0 Gew.-% Fe; bis zu 3.0 Gew.-% Ni; Rest Co beschichtet waren, über 300mal von jeweils 850° C auf Raumtemperatur gebracht, ohne daß eine interne Oxidation des Überzugs oder eine Verschlechterung der Grenzflächenbindung zu erkennen waren.

Die wesentlichen wirtschaftlichen Vorteile des vorliegend erläuterten Verfahrens gegenüber einem Acetylen-Sauerstoff-Schweißen für das Beschichten von Auslaßventilen ergeben sich auch aus den Zeichnungen. Dabei zeigt

Fig. la und Ib das Profil eines typischen im Acetylen-Sauerstoff-Verfahren hartauftraggeschweißten Motorventils mit der Überzugszusammensetzung der Tabelle V vor und nach dem Schleifen, sowie

F i g. 2a und 2b ein ähnliches Motorventil (jedoch von unterschiedlicher Größe), das mittels des vorliegenden Verfahrens beschichtet wurde.

Zwei Dinge s'id aus der Zeichnung klar zu erkennen. Zum einen ist die Werkstoffmenge, die nach dem Beschichtungsvorgang beseitigt werden muß, bei dem Acetylen-Sauerstoff-Verfahren wesentlich größer, weil dem Profil des Ventils nicht so genau gefolgt werden kann, wie dies bei dem Plasmaauftrag der Fall ist. Zum anderen ist bei dem Acetylen-Sauerstoff-Verfahren auch deutlich sichtbar, daß es zu einer starken Verdünnung und damit zu einer entsprechenden Verschlechterung der Eigenschaften des Überzuges kommt. Im Falle des im Plasmaverfahren aufgetragenen Werkstoffes trat nur eine ausreichende Interdiffusion zwischen dem Überzug und dem Substrat während der Wärmebehandlung ein, um eine gute metallurgische Bindung zu gewährleisten.

Als weiteres Beispiel einer praktischen Anwendung des vorliegenden Verfahrens wurde das Problem angegangen, das mit den Spitzen der Turbinenschaufeln verbunden ist, die in dem Turbinenabschnilt von Gasturbomotoren vorgesehen werden. Der Turbinenabschnitt ist so aufgebaut, daß zwischen den Spitzen der rotierenden Schaufeln und der äußeren Luftabdichtung (Mantel oder umgebendes Gehäuse) ein möglichst kleines Spiel besteht, um den Leistungsgrad des Motors zu steigern. Wegen der unterschiedlichen Erwärmungsoder Abkühlgeschwindigkeiten zwischen den Schaufeln und dem Mantel, Verformungen des Mantels während harter Landungen und dergleichen reiben aber gewöhnlich d'e Srhaiifelspitzen zeitweise an dem Mantel, was einen Verschleiß sowohl an den Schaufelspitzen als auch am Mantel zur Folge hat. Das Problem wird dadurch noch kritischer, daß durch diesen Verschleiß konventionelle dünne (0,076 bis 0.178 mm dicke) Nickelaluminid- oder MCrAl-Überzüge beseitigt werden, die vorgese hen sind, um die Turbinenschaufeln gegen übermäßige Oxidation oder Korrosion in den Heißgasen /u schützen, die in diesem Abschnitt des Motors anzutreffen s-ind. Die MCrAl-Legierungen stellen eine Familie von Überzügen oder Decklagen mit hervorragendem Korrosionswiderstand dar, wobei es sich bei M, dem Grundbestandteil der Legierung, um Ni, Co, Fe oder eine beliebige Kombination dieser Werkstoffe handeln kann. Cr in Mengen von 10 bis 40 Gew.-% sowie Al in Mengen von 5 bis 20 Gew.-% vorhanden sind, während

kleine Mengen (0,3 bis 5 Gew.-%) an Elementen wie Y, Hf, Pt, Rh und dergleichen zugesetzt sein können. Bereits ein recht leichtes Reiben zwischen der Schaufelspitze und dem Mantel zerstört einen derartig dünnen Überzug, so daß die blanke Turbinenschaufel freigelegt wird. Durch eine rasche Korrosion der Schaufelspitze wird das Spiel zwischen der Spitze und dem Mantel erweitert; der Leistungsgrad des Motors sinkt ab. Eine derartige Korrosion kann schließlich einen wesentlichen Teil der Schaufei zerstören, so daß ein frühzeitiger Austausch notwendig wird. In dem Bemühen, dieses Problem zu lösen, wurden zunächst Versuche mit sehr dicken (0,76 bis 2,29 mm) Überzügen aus MCrAl gemacht Die Kriechbeständigkeit solcher Überzüge war jedoch angesichts der hohen Zentrifugalkraft unzureichend, die durch das Rotieren der Schaufeln erzeugt wird. Weil diese Überzüge so weich waren, hatten sie ferner die Neigung zu verschmieren und sich durch Reibung abzunutzen, was zu übermäßigem Verschleiß führt

Dagegen zeigte es sich, daß nach dem vorliegenden Verfahren ausgebildete Überzüge eine ausreichende Kriechbeständigkeit haben und auch für einen Korro-

Tabelle VI

sionsschutz sorgen. Vor Motorentests wurden Hochtemperatur-Kriechversuche durchgeführt, um die Gangbarkeit des Konzepts zu demonstrieren. Für diese Kriechversuche wurden simulierte Schaufeispitzen aus ί einer Nickelbasissuperlegierung gefertigt auf ungefähr 590⁰C vorerhitzt und dann in der beschriebenen Weise beschichtet während die Temperatur langsam auf ungefähr 815⁰C anstieg. Diese Proben wurden dann vier Stunden lang bei 1080⁰C im Vakuum wärmebehandelt

ίο wie dies normalerweise bei Turbinenschaufeln geschieht Aus den Überzügen wurden kleine Stäbe hergestellt indem die simulierte Schaufel abgeschnitten · und der Überzug auf eine Länge von 19 mm, eine Brüte von 6,35 mm und eine Dicke von 1,27 mm bis 2,03 mm geschliffen wurde. Die Stäbe wurden im Dreipunkt-Biegeversuch bei erhöhter Temperatur in Luft unter einer statischen Druckbelastung getestet Die mit mehreren derart hergestellten Überzügen erzielten Ergebnisse sind den Werten für einen typischen konventionellen MCrAl-Überzug aus 23 Gew.-% Cr; 13 Gew.-% Al; 0,65 Gew.-% Y; Rest Co in der untenstehenden Tabelle Vf gegenübergestellt.

Überzug
Nr.

Zusammensetzung des Überzugs Temp.

(C)

Druckbelastung

MPa

Zeit

(h)

Kriechwinkel

23 Gew.-% Cr; 13 Gew.-% Al; 0,75 Gew.-% Y; Rest Co	982	13,8	12
25 Gew.-% Cr, 7,5 Gew.-% Al; 10 Gew.-% Ta; 0,75 Gew.-% C; 0,75 Gew.-% Si; 0,75 Gew.-% Y; Rest Co	982	13,8	12
Überzug 7+10 Gew.-% Al₂O₃	982	13,8	12
Überzug 7+16 Gew.-% Al₂O₃	982	13,8	12
siehe oben	1080	3,4	12
siehe oben	1080	3,4	12
siehe oben	1080	13,8	12
siehe oben	1080	13,8	12
siehe oben	1080	13,8	150
siehe oben	1080	13,8	150
Überzug 7+ 22 Gew.-% Al₂O₃	1080	13,8	150

* gleich wie Überzug 3 der Tabelle I.

Aus einem Vergleich der Überzüge 6 und 7 bei 982°C/13,8MPa oder 1080°C/3,4 MPa folgt, daß die nach dem vorliegenden Verfahren hergestellten Überzüge eine wesentlich größere Kriechbeständigkeit als konventionelle MCrAl-Überzüge haben. Es ist ferner zu erkennen, daß eine gewisse zusätzliche Kriechbeständigkeit erzielt werden kann, wenn den Überzügen eine Oxiddispersion zugesetzt wird; dies folgt insbesondere aus einem Vergleich des Überzugs 7 mit dem Überzug 8 unter den ersten drei Versuchsbedingungen. Die größere Langzeitstabilität des Überzuges 8 sowie zusätzlicher Varianten entsprechend den Überzügen 9 und 10 zeigt sich nach 150 Stunden bei 1080⁰C unter 13,8MPa. Der bevorzugte Bereich des AkOa-Zusatzes liegt im Bereich von 10 Gew.-% bis 25 Gew.-%. 49,1 2,6

1,4 1,5

2,1 14,8

17 8 5,6

Die vorstehenden Erläuterungen beziehen sich auf im Plasmaverfahren aufgebrachte Überzüge. Die wesentlichen Gesichtspunkte gelten jedoch auch für Explosionsplattierüberzüge. Pulver mit der gleichen Zusammensetzung wie der Überzug 3 wurden mit und ohne den Al2O3-Zusatz im Explosionsplattierverfahren sowohl auf ein kaltes Substrat (herkömmlicher Auftrag) als auch auf ein »warmes« Substrat (d.h. ein auf den oben beschriebenen Temperaturbereich vorerhitztes Substrat) aufgebracht. Die warm aufgetragenen Überzüge erwiesen sich als härter als der herkömmliche Überzug. Sie hatten Mikrogefügemerkmale ähnlich den oben erläuterten Überzügen, die im Plasmaverfahren warm aufgetragen wurden.

Hierzu 1 Blatt Zeichnungen 230 215/450

Claims

Kl r> 20 Patentansprüche:

1. Verfahren zum Ausbilden von harten, verschleißfesten, Metallkarbide enthaltenden Oberzügen auf metallischen Substraten im Plasmaspritzoder Explosionsplattierverfahren, dadurch gekennzeichnet, daß

a) das Substrat auf eine Temperatur im Bereich von 350° C bis 1000° C vorerhätzt wird, und daß

b) eine Zusammensetzung aufgebracht wird, die aus Kohlenstoff, mindestens einem ersten Metall aus der Eisen, Nickel, Kobalt und deren Legierungen umfassenden Gruppe sowie aus mindestens einem zweiten Metall aus der Chrom, Wolfram, Tantal, Silizium, Niob, Vanadium, Titan, Molybdän, Zirkonium und H?fnium umfassenden, Karbide bildenden Gruppe von Metallen besteht,

c) und das Substrat während des Auftragens so lange innerhalb des Vorerhitzungstemperaturbereiches gehalten wird, bis unter Erzeugung des harten, verschleißfesten Überzuges eine feine, gleichförmige Dispersion von Karbidteilchen innerhalb des Oberzuges ausgebildet ist. "³

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß eine in Gewichtsprozent aus 28% Cr, 1,1 % C, 1,0% Si, 4,0% W, 3,0% Fe, 3,0% Ni, Rest Co bestehende Zusammensetzung verwendet wird. i«

3. Verfahren nach Ansrpuch 1, dadurch gekennzeichnet, daß eine aus Wolframkarbiden und 2 bis 20 Gew.-% Kobalt bestehende Zusammensetzung verwendet wird.

4. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß bis zu 20 Gew.-% des Wolframkarbids durch mindestens ein Karbid aus der Tantalkarbid, Titankarbid, Niobkarbid, Vanadiumkarbid, Chromkarbid und deren Verbindungen umfassenden Gruppe ersetzt werden. ίο

5. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der aufgebrachte Überzug zusätzlich bei einer Temperatur von mehr als 800° C wärmebehandelt wird.

6. Verfahren nach Anspruch 1 oder 5, dadurch gekennzeichnet, daß ein Substrat aus einer aufgestickten Eisenbasislegierung verwendet wird.

7. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß zusätzlich mindestens ein Oxid aus der Aluminiumoxid, Chromoxid, Zirkoniumoxid, Magnesiumoxid, Yttriumoxid, Thoriumoxid, Titanoxid, Hafniumoxid, Berylliumoxid, Calciumoxid, Nioboxid, Oxide der Seltenerdmetalle und deren Verbindungen umfassenden Gruppe verwendet wird.

8. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß eine in Gew.-% aus (25% Cr, 7,5% Al, 10% Ta, 0,75% Y, 0,75% C, 0,75% Si, Rest Co) plus 10 bis 25% A^Oj bestehende Zusammensetzung verwendet wird.

9. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß eine in Gewichtsprozent aus (25% Cr, 7,5% Al, 10% Ta, 0,75% Y, 0,75% C, 0,75% Si, Rest Co) plus 16% AI2O3 bestehende Zusammensetzung verwendet wird.

10. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß der harte, verschleißfeste Überzug auf ein aus einer aufgestickten Eisenbasislegierung bestehendes Motorventil aufgebracht wird, das auf eine Temperatur von 650" C bis 1000° C vorerhim wird.

11. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß der Überzug auf die Spitze einer Turbinenschaufel aufgebracht wird.