JP2016503125A - Abrasion resistant layer and method for producing the abrasion resistant layer - Google Patents
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Abstract
部材のための耐摩耗性層は、充填材および結合材を含んでいる。前記結合材は、金属マトリックスを含み、前記充填材は、Ａｌ2Ｏ3−ＺｒＯ2またはＡｌ2Ｏ3−ＴｉＯ2を含む酸化物セラミック化合物を含んでいる。前記金属マトリックスは、４００ＨＶ０．１〜８５０ＨＶ０．１の硬度を有する硬質マトリックスを形成している。前記充填材は、１４００ＨＶ０．１〜１８００ＨＶ０．１の硬度を有している。The wear resistant layer for the member includes a filler and a binder. The binder includes a metal matrix, and the filler includes an oxide ceramic compound including Al2O3-ZrO2 or Al2O3-TiO2. The metal matrix forms a hard matrix having a hardness of 400HV0.1-850HV0.1. The filler has a hardness of 1400HV0.1-1800HV0.1.
Description
本発明は、請求項１の上位概念による耐摩耗性層、および請求項１１に記載の耐摩耗性層の製造方法に関する。
The present invention relates to a wear-resistant layer according to the superordinate concept of claim 1 and a method for producing the wear-resistant layer according to
熱溶射による被覆の製造は、先行技術から公知である。この熱溶射法は、ＥＮ６５７およびＩＳＯ１４９１７の規格において分類されている。種々のベース材料（Ｇｒｕｎｄｗｅｒｋｓｔｏｆｆ）の部材は、例えば、摩耗または腐食から保護するため、高融点金属またはセラミックの層が備えられる。強い熱負荷がかけられた部材に、熱溶射を用いて、熱伝導性層または断熱層を備えることができる。粉末形状で製造可能な被覆材料は、例えば、ＥＮ１２７４に挙げられており、またはワイヤ形状で製造可能な被覆材料は、例えば、ＥＮ ＩＳＯ１４９１９の規格において挙げられている。前記被覆材料は、熱溶射ではエネルギーの豊富な熱源に供給されて溶着する。この熱源には、燃料酸素炎（Ｂｒｅｎｎｇａｓ−Ｓａｕｅｒｓｔｏｆｆ−Ｆｌａｍｍｅ）、アーク放電、または希ガス、例えばアルゴンのプラズマ、水素、窒素またはヘリウムが含まれてよい。ここで、溶け始めた、または溶着した粒子は、工作物の方向に加速されて、高速、つまり、約４０ｍ／ｓ〜６００ｍ／ｓの速度でそこに衝突する。ベース材料での熱伝達の後、前記粒子は、凝固して、重なって層を形成する。 The production of coatings by thermal spraying is known from the prior art. This thermal spraying method is classified in the standards of EN657 and ISO14917. The various base material components are provided with a layer of refractory metal or ceramic, for example, to protect against wear or corrosion. A member subjected to a strong heat load can be provided with a heat conductive layer or a heat insulating layer using thermal spraying. Coating materials that can be produced in powder form are, for example, listed in EN 1274, or coating materials that can be produced in wire form are listed, for example, in the standard of EN ISO 14919. In the thermal spraying, the coating material is supplied and welded to a heat source rich in energy. This heat source may include a Brengas-Sauerstoff-Flame, an arc discharge, or a noble gas such as an argon plasma, hydrogen, nitrogen or helium. Here, the particles that have started to melt or have been welded are accelerated in the direction of the workpiece and impinge on them at a high speed, i.e. a speed of about 40 m / s to 600 m / s. After heat transfer in the base material, the particles solidify and overlap to form a layer.
ＥＰ１２９１４４９Ａ２からは、摩擦を受けるベース材に熱溶射法を用いて保護層を被覆するための方法が公知である。前記保護層は、ＭＣｒＡｌＹ（Ｍは、Ｃｏ、Ｎｉである）とセラミック粉末とからなっており、この粉末は、Ａｌ2Ｏ3、Ｓｉ3Ｎ4、ＳｉＣ、ＡｌＮ、Ｃｒ3Ｃ2、ＭＯＳｉ2の組み合わせであり、粉末形状で射出ノズルに供給されて、摩擦を受けるベース材に塗布される。この方法工程に続いて、拡散熱処理が実施されて、この拡散熱処理の前または後に、塗布される保護層の摩擦を受ける箇所は、鋸歯形状または先細り形状で切断される。前記拡散熱処理は、ＥＰ１２９１４４９Ａ２に挙げられた例の場合、１１５０℃にて、１〜１０時間実施される。前記処理は、ベース材上の塗布された保護層の改善された耐久性のために用いられる。ここで、ＭＣｒＡｌＹマトリックスのベース材への素材結合が達成される。 From EP 1291449 A2, a method is known for coating a protective material with a thermal spraying method on a base material subject to friction. The protective layer is composed of MCrAlY (M is Co, Ni) and ceramic powder, and this powder is Al 2 O 3 , Si 3 N 4 , SiC, AlN, Cr 3 C 2 , MOSi 2. And is supplied to the injection nozzle in a powder form and applied to the base material subjected to friction. Subsequent to this method step, a diffusion heat treatment is carried out, and before or after this diffusion heat treatment, the portions that are subjected to friction of the applied protective layer are cut in a sawtooth shape or a tapered shape. In the case of the example given in EP1291449A2, the diffusion heat treatment is carried out at 1150 ° C. for 1 to 10 hours. The treatment is used for improved durability of the applied protective layer on the base material. Here, material bonding of the MCrAlY matrix to the base material is achieved.
しかし、前記方法は、熱溶射が空気供給下に行われる場合、好適ではない。この場合、空気によって酸素が前記層に到達する。酸素供給により生じる酸化物が存在している場合、前記層は相互拡散しない。つまり、拡散処理は、酸化物が被覆中に存在しているとすぐにその作用を失う。したがって、ＭＣｒＡｌＹは、通常、真空または保護雰囲気下に被覆され、その結果、前記層に酸化物は含まれない。 However, the method is not suitable when the thermal spraying is performed with air supply. In this case, oxygen reaches the layer by air. In the presence of oxides produced by oxygen supply, the layers do not interdiffuse. That is, the diffusion treatment loses its action as soon as oxide is present in the coating. Thus, MCrAlY is typically coated under vacuum or a protective atmosphere so that the layer is free of oxide.
単結晶性の基体からなるタービン翼の場合、ＥＰ２３１７０７８Ａ２によれば、耐酸化性の中間層は、レーザー金属成形（Ｌａｓｅｒａｕｆｔｒａｇｓｓｃｈｗｅｉｓｓｅｎ）（ＬＭＦ）を用いて塗布される。前記中間層は、以下の組成の１種を有するＭＣｒＡｌＹである：（１）Ｃｒ １５〜３０％、Ａｌ ５〜１０％、Ｙ ０．３〜１．２％、Ｓｉ ０．１〜１．２％、その他０〜２％、および残りＮｉ、Ｃｏ、（２）Ｃｏ ３５〜３９％、Ｃｒ １８〜２４％、Ａｌ ７〜９％、Ｙ ０．３〜０．８％、Ｓｉ ０．１〜１％、その他０〜２％、および残りＮｉ、（３）Ｃｒ １８〜２６％、Ａｌ ５〜８％、Ｙ ０．３〜１．２％、Ｓｉ ０．１〜１．２％、その他０〜２％、および残りＮｉ、Ｃｏ（値はすべて質量％）。前記中間層は、ＬＭＦに最適である、それというのは、溶融相からの凝固では、まずγ相が形成されて、前記中間層は、タービン翼の基体上でエピタキシャル凝固するからである。前記中間層に続いて、アブレシブ層が、同じくＬＭＦを用いて塗布される。このアブレシブ層は、前記中間層およびアブレシブ材と同じ組成の結合材を含んでいる。前記アブレシブ材は、完全に前記結合材に埋め込まれており、それによって、高い使用温度でのアブレシブ層の利用可能な耐用年数が延びる。アブレシブ層を単結晶性のベース材に塗布する場合、エピタキシャル結合が有利である、それというのは、これによって、欠陥形成の危険性が最小限になるからである。この方法は、ＬＭＦ法におけるレーザーによる溶融浴の製造の必要性により遅い。前記方法は、前記中間層もしくは前記アブレシブ層のための粉末を、集束された粉末噴流（Ｐｕｌｖｅｒｓｔｒａｈｌ）として前記基体に塗布する必要がある。前記集束された粉末噴流は、レーザービームの周りに同心円状に通されて、溶融浴に噴射される。前記方法は、進行が遅い、それというのは、前記溶融浴が、局所的に、つまり、点状に前記部材の表面で作られるからである。 In the case of turbine blades consisting of a single crystalline substrate, according to EP 2317078 A2, the oxidation-resistant intermediate layer is applied using laser metallurgy (LMF). The intermediate layer is MCrAlY having one of the following compositions: (1) Cr 15-30%, Al 5-10%, Y 0.3-1.2%, Si 0.1-1.2. %, Other 0-2%, and remaining Ni, Co, (2) Co 35-39%, Cr 18-24%, Al 7-9%, Y 0.3-0.8%, Si 0.1 1%, other 0-2%, and remaining Ni, (3) Cr 18-26%, Al 5-8%, Y 0.3-1.2%, Si 0.1-1.2%, other 0 ~ 2%, and remaining Ni, Co (values are all mass%). The intermediate layer is optimal for LMF, because in solidification from the melt phase, the γ phase is first formed and the intermediate layer is epitaxially solidified on the turbine blade substrate. Following the intermediate layer, an abrasive layer is also applied using LMF. The abrasive layer includes a binder having the same composition as the intermediate layer and the abrasive material. The abrasive material is completely embedded in the binder, thereby extending the usable life of the abrasive layer at high service temperatures. When the abrasive layer is applied to a monocrystalline base material, epitaxial bonding is advantageous because it minimizes the risk of defect formation. This method is slower due to the need for laser-made molten bath production in the LMF process. In the method, the powder for the intermediate layer or the abrasive layer needs to be applied to the substrate as a focused powder jet. The focused powder jet is passed concentrically around the laser beam and injected into the molten bath. The process is slow, since the molten bath is made locally, i.e. in spots, on the surface of the member.
ＥＰ２３１６９８８Ａ１によれば、アブレシブ材として、立方晶窒化ホウ素（ｃＢＮ）（ｃｕｂｉｃ ｂｏｒｏｎ ｎｉｔｒｉｄｅ）が使用され、この立方晶窒化ホウ素は、１１００℃〜１２００℃まで安定した相構造を形成し、前記アブレシブ材の切断特性または硬度は、前記温度まで失われない。しかし、ｃＢＮは、特に実施態様において、硬質相としては高価な材料である。したがって、上述の運転温度で使用されない、被覆された部材の場合、経済的な代替案の必要がある。さらに、耐用年数が高められたアブレシブ層が必要とされる。 According to EP 2316988A1, cubic boron nitride (cBN) (cubic boron nitride) is used as an abrasive material, and this cubic boron nitride forms a stable phase structure from 1100 ° C. to 1200 ° C. Cutting properties or hardness are not lost up to the temperature. However, cBN is an expensive material for the hard phase, particularly in embodiments. Therefore, there is a need for an economical alternative for coated members that are not used at the operating temperatures described above. Furthermore, an abrasive layer with an increased service life is required.
本発明の課題は、耐用年数が比較的長い耐摩耗性層を提供することである。本発明のさらなる課題は、前記耐摩耗性層を迅速かつ経済的に製造することである。 An object of the present invention is to provide a wear-resistant layer having a relatively long service life. A further object of the present invention is to produce the wear-resistant layer quickly and economically.
前記課題は、請求項１１に記載の方法を用いて製造される、請求項１に記載の耐摩耗性層により解決される。
The object is solved by the wear resistant layer according to claim 1, which is produced using the method according to
部材のための本発明による耐摩耗性層は、充填材および結合材を含んでおり、ここで、前記結合材は金属マトリックスを含んでおり、および前記充填材は酸化物セラミック化合物を含んでいる。前記金属マトリックスは、４００ＨＶ０．１〜８５０ＨＶ０．１の硬度、好ましくは６００ＨＶ０．１〜８５０ＨＶ０．１の硬度を有する硬質マトリックスを形成し、前記充填材は、１４００ＨＶ０．１〜１８００ＨＶ０．１の硬度を有している。 The wear-resistant layer according to the invention for a component comprises a filler and a binder, wherein the binder comprises a metal matrix and the filler comprises an oxide ceramic compound. . The metal matrix forms a hard matrix having a hardness of 400HV0.1-850HV0.1, preferably 600HV0.1-850HV0.1, and the filler has a hardness of 1400HV0.1-1800HV0.1. doing.
前記耐摩耗性層は、特に部材摩擦面または接触面のためのアブレシブ保護層として使用することができる。アブレシブ保護層の機能は、特に、中にある部材が回転運動を行うハウジングの内表面の不純物を削り取ることにある。前記部材は、特に、タービン翼、例えば、ターボチャージャーのラジアルタービンのタービン翼であってよい。 The wear-resistant layer can be used as an abrasive protective layer especially for the frictional or contact surface of the member. The function of the abrasive protective layer is, in particular, to scrape impurities on the inner surface of the housing in which the members inside rotate. Said member may in particular be a turbine blade, for example a turbine blade of a turbocharger radial turbine.
前記充填材は、Ａｌ2Ｏ3−ＺｒＯ2またはＡｌ2Ｏ3−ＴｉＯ2の化合物を含んでいる。ＣＮ１０１５８０９３８からは、低合金のＣ鋼の耐浸食性被覆を得るために、ＮｉＣｒＢＳｉの金属マトリックス内のＡｌ2Ｏ3Pをプラズマ溶射を用いて塗布することが公知である。この層の組合せは、弁座表面として使用され、この表面は、耐浸食性であるが、耐研磨性である必要はない。つまり、前記層は、高い硬度を有する必要があり、これは、Ａｌ2Ｏ3Pを使用することによって達成される。Ｆ．Ｂｅｌｔｚｕｎｇら，“Ｆｒａｃｔｕｒｅ Ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ Ｍｅａｓｕｒｅｍｅｎｔ ｏｆ Ｐｌａｓｍａ Ｓｐｒａｙｅｄ Ｃｅｒａｍｉｃ Ｃｏａｔｉｎｇｓ”，Ｔｈｉｎ Ｓｏｌｉｄ Ｆｉｌｍｓ，１８１（１９８９），４０７〜４１５の刊行物からは、焼結したＡｌ2Ｏ3が、プラズマ溶射されたＡｌ2Ｏ3と比べてはるかに高い破壊靭性を有していることが公知である。少なくとも２０％のＺｒＯ2を混合する場合、Ａｌ2Ｏ3の破壊靭性を高めることができることも示されている。ＴｉＯ2の混合は、Ｋｃ係数により表される破壊靭性を下げる逆効果を有している。Ｈ．Ｆｉｌｍｅｒら，“Ｐｌａｓｍａ Ｓｐｒａｙ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ ｏｆ Ａｌｕｍｉｎａ−Ｂａｓｅｄ Ｃｅｒａｍｉｃ Ｃｏａｔｉｎｇｓ”，ＣＥＲＡＭＩＣ ＢＵＬＬＥＴＩＮ，ＶＯＬ．６９，ＮＯ．１２，１９９０の刊行物は、ＴｉＯ2割合が４０％のプラズマ溶射されたＡｌ2Ｏ3−ＴｉＯ2層に関する結果を確証しているが、３％の割合のＴｉＯ2をＡｌ2Ｏ3層に添加することにより耐摩耗性の向上がもたらされるとされている。Ｈ．Ｈａａｓら，“Ｔｈｅｒｍｏｓｈｏｃｋ−ｒｅｓｉｓｔａｎｔ ｐｌａｓｍａ−ｓｐｒａｙｅｄ ｚｉｒｃｏｎｉｕｍ ｏｘｉｄｅ ａｎｄ ａｌｕｍｉｎｉｕｍ ｏｘｉｄｅ ｂａｓｅ ｃｏａｔｉｎｇｓ” Ｒｅｐｒｉｎｔ ｆｒｏｍ ＤＶＳ Ｒｅｐｏｒｔｓ，Ｖｏｌ ９８，Ｄｅｕｔｓｃｈｅｒ Ｖｅｒｌａｇ ｆｕｅｒ Ｓｃｈｗｅｉｓｓｔｅｃｈｎｉｋ（ＤＶＳ） ＧｍｂＨ，Ｄｕｅｓｓｅｌｄｏｒｆ（１９８５），１０３〜１０６ページの刊行物からも、Ａｌ2Ｏ3−ＺｒＯ2またはＡｌ2Ｏ3−ＴｉＯ2層を摩耗層として使用することが公知である。さらに、前記刊行物では、ＴｉＯ2 ４０％をＡｌ2Ｏ3層に添加する場合、安定したα相が、不安定なγ相またはη相に変化する。この不安定なγ相またはη相が組織中に現れる場合、前記層ははがれ落ちる。つまり、Ｂｅｌｔｚｕｎｇの刊行物において観察されたＡｌ2Ｏ3−ＴｉＯ2層の挙動は、ＴｉＯ2 ４０％を添加する場合に初めて、これによって行われる相転移により行われると思われる。このことから、４０％までのＴｉＯ2を有するＡｌ2Ｏ3−ＴｉＯ2層は、それにしたがって、相転移が前記処理操作によって妨げられる場合、摩耗層として好適でありうることが明らかである。 The filler contains a compound of Al 2 O 3 —ZrO 2 or Al 2 O 3 —TiO 2 . From CN 101580938 it is known to apply Al 2 O 3P in a NiCrBSi metal matrix using plasma spraying in order to obtain an erosion resistant coating of low alloy C steel. This layer combination is used as a valve seat surface, which is erosion resistant but need not be abrasive resistant. That is, the layer needs to have a high hardness, which is achieved by using Al 2 O 3P . F. Beltzung et, "Fracture Toughness Measurement of Plasma Sprayed Ceramic Coatings", Thin Solid Films, 181 (1989), from the publication of 407-415, is Al 2 O 3 obtained by sintering,, Al 2 O 3, based on which is plasma sprayed It is known that it has much higher fracture toughness. It has also been shown that the fracture toughness of Al 2 O 3 can be increased when mixed with at least 20% ZrO 2 . The mixing of TiO 2 has the adverse effect of reducing the fracture toughness represented by the Kc coefficient. H. Filmer et al., “Plasma Spray Deposition of Alumina-Based Ceramic Coatings”, CERAMIC BULLETIN, VOL. 69, NO. The 12,1990 publication confirms the results for a plasma sprayed Al 2 O 3 —TiO 2 layer with a TiO 2 proportion of 40%, but with a proportion of 3% TiO 2 in the Al 2 O 3 layer. It is said that the addition provides improved wear resistance. H. Haas et al., "Thermoshock-resistant plasma-sprayed zirconium oxide and aluminium oxide base coatings" Reprint from DVS Reports, Vol 98, Deutscher Verlag fuer Schweisstechnik (DVS) GmbH, Duesseldorf (1985), also from the publication of pages 103 to 106, It is known to use Al 2 O 3 —ZrO 2 or Al 2 O 3 —TiO 2 layers as wear layers. Furthermore, in the publication, when 40% of TiO 2 is added to the Al 2 O 3 layer, the stable α phase changes to an unstable γ phase or η phase. When this unstable γ phase or η phase appears in the structure, the layer peels off. In other words, the behavior of the Al 2 O 3 —TiO 2 layer observed in the publication of Beltzung appears to be caused by the phase transition performed thereby only when 40% TiO 2 is added. From this it is clear that an Al 2 O 3 —TiO 2 layer with up to 40% TiO 2 can be suitable as a wear layer accordingly if the phase transition is hindered by the processing operation.
したがって、特に、ＺｒＯ2を２０〜４０％添加する場合、ならびにＴｉＯ2を４０％まで、好ましくはＴｉＯ2を１％〜４０％まで、特にＴｉＯ2を３％〜２０％まで添加する場合に、耐摩耗性は高められる。 Therefore, especially when adding 20-40% ZrO 2 and when adding TiO 2 to 40%, preferably TiO 2 to 1% to 40%, especially TiO 2 to 3% to 20%, Abrasion resistance is increased.
しかし、タービン翼の翼頂部のための、本発明の基礎をなす好ましい適用では、耐浸食性だけでなく、耐研磨性または耐摩耗性も必要である。 However, the preferred application underlying the present invention for the blade tip of a turbine blade requires not only erosion resistance, but also abrasion resistance or wear resistance.
タービン翼頂部は、稼働状態において、摩耗性層（Ａｎｓｔｒｅｉｆｓｃｈｉｃｈｔ）で被覆されることがあるハウジングをかすめる。ここで、このタービン翼頂部は、この摩耗性層またはハウジング内の沈着物と接触し、ここで、この摩耗性層または沈着物の一部が、前記翼頂部によって削り取られる。それによって、例えば、ターボチャージャーの高温運転に必要な、翼頂部およびハウジングの狭い許容差を得ることができる。したがって、この特別な適用の場合、翼頂部の耐摩耗性被覆が必要である。耐摩耗性は、Ａｌ2Ｏ3−ＺｒＯ2またはＡｌ2Ｏ3−ＴｉＯ2層の靭性が、Ａｌ2Ｏ3P層と比べて高められていることによって得られる。この驚くべき靭性の向上は、前記層における亀裂伝播を広範囲に防ぐ組織構造による。さらに、耐摩耗性層の多孔率は、最大５％、好ましくは最大３％であってよい。 The turbine blade tops graze the housing which, in operation, may be coated with an abradable layer. Here, the turbine blade top contacts the wear layer or deposits in the housing, where a portion of the wear layer or deposit is scraped away by the blade top. Thereby, for example, the narrow tolerances of the blade tip and the housing required for high temperature operation of the turbocharger can be obtained. Thus, for this special application, a wear-resistant coating on the blade tip is required. Abrasion resistance is obtained because the toughness of the Al 2 O 3 —ZrO 2 or Al 2 O 3 —TiO 2 layer is enhanced compared to the Al 2 O 3P layer. This surprising increase in toughness is due to the microstructure that prevents extensive crack propagation in the layer. Furthermore, the porosity of the wear resistant layer may be up to 5%, preferably up to 3%.
前記結合材は、ＮｉＣｒＢＳｉまたはＣｏＣｒＮｉＢＳｉ、特にＣｏＣｒＮｉＭｏＷＢＳｉを含んでいてよい。前記層は、好ましい実施例によれば、ＮｉＣｒＢＳｉまたはＣｏＣｒＮｉＢＳｉの種類の自溶性合金（ｓｅｌｂｓｔｆｌｉｅｓｓｅｎｄｅｎ Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇ）の金属マトリックスからなる（規格ＥＮ１２７４による材料分類２、つまり、２．１〜２．２１、特に２．９：Ａｌ2Ｏ3がＺｒＯ2と一緒に、またはＡｌ2Ｏ3がＴｉＯ2と一緒に埋め込まれているＮｉＣｒＢＳｉ ７４−１５−４−５）。
Said binder may comprise NiCrBSi or CoCrNiBSi, in particular CoCrNiMoWBSi. According to a preferred embodiment, said layer consists of a metal matrix of a self-fluxing alloy of the type NiCrBSi or CoCrNiBSi (
１つの実施例によれば、Ａｌ2Ｏ3とＺｒＯ2とからの、またはＡｌ2Ｏ3とＴｉＯ2とからの充填材を含む、粒度−６３＋１６μｍのＮｉ−１５Ｃｒ−５Ｓｉ−４Ｂ、または粒度−１２５＋４５μｍのＮｉ−１５Ｃｒ−５Ｓｉ−４Ｂが使用される。 According to one embodiment, a particle size of 63 + 16 μm Ni-15Cr-5Si-4B, or a particle size comprising fillers from Al 2 O 3 and ZrO 2 or from Al 2 O 3 and TiO 2 125 + 45 μm Ni-15Cr-5Si-4B is used.
前記Ａｌ2Ｏ3−ＺｒＯ2層は、実施例によれば、以下の組成物として存在している：（Ａｌ2Ｏ3）x（ＺｒＯ2）YＲZ（式中、Ｘは、１００−Ｚ−Ｙであり、Ｙは、２０％以上４０％以下であり、Ｚは、１％以下である）。ここで、Ｚは、通常の不純物、例えば、ＳｉＯ2、Ｆｅ2Ｏ3、ＣａＯ、ＴｉＯ2、ＭｇＯ、Ｎａ2Ｏを表している。特に、Ｙは２２％以上２７％以下であってよい。値はすべて質量％である。 According to the examples, the Al 2 O 3 —ZrO 2 layer is present as the following composition: (Al 2 O 3 ) x (ZrO 2 ) Y R Z (where X is 100− Z-Y, Y is 20% or more and 40% or less, and Z is 1% or less). Here, Z represents a normal impurity such as SiO 2 , Fe 2 O 3 , CaO, TiO 2 , MgO, or Na 2 O. In particular, Y may be 22% or more and 27% or less. All values are mass%.
前記Ａｌ2Ｏ3−ＴｉＯ2層は、実施例によれば、以下の組成物として存在している：（Ａｌ2Ｏ3）x1（ＴｉＯ2）Y1ＲZ1（式中、Ｘ１は、１００−Ｚ１−Ｙ１であり、Ｙ１は、３％以上４０％以下であり、Ｚ１は、１％以下である）。ここで、Ｚ１は、通常の不純物、例えば、ＳｉＯ2、Ｆｅ2Ｏ3、ＣａＯ、ＺｒＯ2、ＭｇＯ、Ｎａ2Ｏを表す。特に、Ｙ１は、３％または１３％であってよい。
According to the examples, the Al 2 O 3 —TiO 2 layer is present as the following composition: (Al 2 O 3 ) x1 (TiO 2 ) Y1 R Z1 where X1 is 100 − Z1-Y1, Y1 is 3% or more and 40% or less, and Z1 is 1% or less). Here, Z1 represents usual impurities, for example, SiO 2, Fe 2 O 3 , CaO,
Ｎｉ−１５Ｃｒ−５Ｓｉ−４Ｂの粒度の値は、粒子の９０％が６３μｍ以下の粒度を有しており、粒子の１０％が１６μｍ以下の粒度を有していることを意味している。 The particle size value of Ni-15Cr-5Si-4B means that 90% of the particles have a particle size of 63 μm or less and 10% of the particles have a particle size of 16 μm or less.
特に、Ａｌ2Ｏ3−ＺｒＯ2層またはＡｌ2Ｏ3−ＴｉＯ2層の場合、Ｆ２４〜Ｆ２２０の粒度が使用される。粒度の分類は、ＦＥＰＡ（Ｆｅｄｅｒａｔｉｏｎ Ｅｕｒｏｐｅｅｎｎｅ ｄｅｓ Ｆａｂｒｉｃａｎｔｓ ｄｅ Ｐｒｏｄｕｉｔｓ ＡｂｒａｓｉｆｓもしくはＦｅｄｅｒａｔｉｏｎ ｏｆ Ｅｕｒｏｐｅａｎ ｍａｎｕｆａｃｔｕｒｅｒｓ ｏｆ ａｂｒａｓｉｖｅ Ｐｒｏｄｕｃｔｓ ａｎｄ ｔｈｅｉｒ Ｔｒａｄｅ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎｓ）により作成された規格に基づいている。この分類は、種々の粒度の場合の、使用するふるいの長さ１インチ（２５．４ｍｍ）に対する目の数を表している。例えば、粒度１５０の研磨材は、例えば、長さ１インチあたり１５０の目数を有するふるいをかろうじて通過する。本願で使用される分類に基づく粒度分布は、およそ以下の通りである：Ｆ２４＝６００〜８５０μｍ、Ｆ３０＝５００〜７１０μｍ、Ｆ３６＝４２５〜６００μｍ、Ｆ４０＝３５５〜５００μｍ、Ｆ４６＝３００〜４２５μｍ、Ｆ５４＝２５０〜３５５μｍ、Ｆ６０＝２１２〜３００μｍ、Ｆ７０＝１８０〜２５０μｍ、Ｆ８０＝１５０〜２１２μｍ、Ｆ９０＝１２５〜１８０μｍ、Ｆ１００＝１０６〜１５０μｍ、Ｆ１２０＝９０〜１２５μｍ、Ｆ１５０＝６３〜１０６μｍ、Ｆ１８０＝５３〜９０μｍ、Ｆ２２０＝４５〜７５μｍ、Ｆ２３０＝３４〜８２μｍ、Ｆ２４０＝２８〜７０μｍ、Ｆ２８０＝２２〜５９μｍ。 In particular, in the case of an Al 2 O 3 —ZrO 2 layer or an Al 2 O 3 —TiO 2 layer, a particle size of F24 to F220 is used. The classification of the granularity is based on FEPA (Federation Europe denes Fabrics de Products Abrasifs or Federation of European Manufacturers Productions and the Productions and Producers. This classification represents the number of eyes per 1 inch (25.4 mm) of sieve length used for various particle sizes. For example, an abrasive with a particle size of 150 will barely pass through a sieve having, for example, 150 meshes per inch of length. The particle size distribution based on the classification used in this application is approximately as follows: F24 = 600-850 μm, F30 = 500-710 μm, F36 = 425-600 μm, F40 = 355-500 μm, F46 = 300-425 μm, F54 = 250-355 μm, F60 = 212-300 μm, F70 = 180-250 μm, F80 = 150-212 μm, F90 = 125-180 μm, F100 = 106-150 μm, F120 = 90-125 μm, F150 = 63-106 μm, F180 = 53 -90 [mu] m, F220 = 45-75 [mu] m, F230 = 34-82 [mu] m, F240 = 28-70 [mu] m, F280 = 22-59 [mu] m.
ここで、前記金属マトリックスは、以下の化合物の少なくとも１種を含んでいてよい：Ｃ 最大０．０５％、Ｃｕ １９〜２１％、Ｆｅ 最大０．５％、Ｂ ０．９〜１．３％、Ｓｉ １．８〜２．０％、残りＮｉを含むＨＲＣ硬度３５〜４０のＮｉＣｕＢＳｉ ７６ ２０、またはＣ 最大０．２％、Ｆｅ 最大２．０％、Ｂ １．０〜４．０％、Ｓｉ ２．０〜５．０％、残りＮｉを含むＨＲＣ硬度１５〜３０のＮｉＢＳｉ ９６、またはＣ ０．１〜０．３％、Ｃｒ ４〜６％、Ｆｅ ３．０〜５．０％、Ｂ ０．８〜１．２％、Ｓｉ ２．８〜３．２％、残りＮｉを含むＨＲＣ硬度３０〜３５のＮｉＣｒＢＳｉ ８６ ５、またはＣ ０．１〜０．４％、Ｃｒ ３〜６％、Ｆｅ １〜２％、Ｂ １．０〜２．２％、Ｓｉ ３．０〜４．２％、残りＮｉを含むＨＲＣ硬度３０〜３５のＮｉＣｒＢＳｉ ８８ ５、またはＣ ０．１〜０．３％、Ｃｒ ８〜１２％、Ｆｅ ２．０〜４．０％、Ｂ ２．０〜２．８％、Ｓｉ ２．２〜２．８％、残りＮｉを含むＨＲＣ硬度３５〜４０のＮｉＣｒＢＳｉ ８３ １０、またはＣ ０．１〜０．４％、Ｃｒ ６〜１０％、Ｆｅ １．０〜３．５％、Ｂ １．４〜２．５％、Ｓｉ ２．６〜４．０％、残りＮｉを含むＨＲＣ硬度３０〜４０のＮｉＣｒＢＳｉ ８５ ８、またはＣ ０．３〜０．６％、Ｃｒ １０〜１４％、Ｆｅ ２．０〜４．０％、Ｂ ２．０〜２．８％、Ｓｉ ３．０〜４．０％、残りＮｉを含むＨＲＣ硬度４０〜５０のＮｉＣｒＢＳｉ ８０ １１、またはＣ ０．７〜１．０％、Ｃｒ １５〜１７％、Ｆｅ ３．０〜５．０％、Ｂ ２．８〜３．６％、Ｓｉ ３．５〜４．５％、残りＮｉを含むＨＲＣ硬度５５〜６０のＮｉＣｒＢＳｉ ７４ １５、またはＣ 最大０．０５％、Ｃｒ １３〜１５％、Ｆｅ ４．０〜５．０％、Ｂ ２．６〜３．６％、Ｓｉ ４．０〜５．０％、残りＮｉを含むＨＲＣ硬度５０〜５５のＮｉＣｒＢＳｉ ７４ １４、またはＣ ０．８〜１．０％、Ｃｒ ２４〜２６％、Ｆｅ 最大１％、Ｂ ３．０〜３．８％、Ｓｉ ４．０〜４．６％、残りＮｉを含むＨＲＣ硬度６０以上のＮｉＣｒＢＳｉ ６５ ２５、またはＣ 最大０．０６％、Ｃｒ ６〜９％、Ｆｅ ２．５〜３．５％、Ｂ ２．５〜３．５％、Ｓｉ ４．０〜４．６％、残りＮｉを含むＨＲＣ硬度６０以上のＮｉＣｒＢＳｉ ８２ ７、またはＣ ０．５〜０．６％、Ｃｒ １０〜１２％、Ｗ １５〜１７％、Ｆｅ ３．０〜４．０％、Ｂ ２．２〜２．８％、Ｓｉ ３．０〜３．６％、残りＮｉを含むＨＲＣ硬度５０以上のＮｉＣｒＷＢＳｉ ６４ １１ １６、またはＣ ０．５〜０．８％、Ｃｒ １６〜１８％、Ｃｕ ２〜４％、Ｍｏ ２〜３％、Ｆｅ ２．５〜４．０％、Ｂ ３．０〜４．０％、Ｓｉ ４．０〜４．６％、残りＮｉを含むＨＲＣ硬度６０〜６５のＮｉＣｒＣｕＭｏＢＳｉ ６７ １７ ３ ３、またはＣ ０．４〜０．６％、Ｃｒ １６〜１８％、Ｃｕ ２〜４％、Ｍｏ ２〜３％、Ｗ ２〜３％、Ｆｅ ３．０〜５．０％、Ｂ ３．４〜４．０％、Ｓｉ ４．０〜４．６％、残りＮｉを含むＨＲＣ硬度５５〜６０のＮｉＣｒＣｕＭｏＷＢＳｉ ６７ １７ ３ ３ ３、またはＣ 、最大０．０５％、Ｃｏ １９〜２１％、Ｆｅ 最大０．５％、Ｂ ２．６〜３．２％、Ｓｉ ４．０〜５．０％、残りＮｉを含むＨＲＣ硬度５３〜５８のＮｉＣｏＢＳｉ ７１ ２０、またはＣ 最大０．２％、Ｎｉ ２６〜２８％、Ｃｒ １８〜２０％、Ｍｏ ４〜６％、Ｆｅ 最大２．６％、Ｂ ３．０〜３．６％、Ｓｉ ３．０〜３．６％、残りＣｏを含むＨＲＣ硬度５５〜６０のＣｏＣｒＮｉＭｏＢＳｉ ４０ １８ ２７ ５、またはＣ ０．１〜０．３％、Ｎｉ １７〜１９％、Ｃｒ １８〜２０％、Ｍｏ ６〜８％、Ｆｅ 最大２．５％、Ｂ ２．８〜３．２％、Ｓｉ ３．３〜３．７％、残りＣｏを含むＨＲＣ硬度３０〜４０のＣｏＣｒＮｉＭｏＢＳｉ ５０ １８ １７ ６、またはＣ ０．７〜１．１％、Ｎｉ １３〜１６％、Ｃｒ １８〜２１％、Ｗ ６〜１０％、Ｆｅ 最大３％、Ｂ １．５〜２．０％、Ｓｉ ２．０〜２．５％、残りＣｏを含むＨＲＣ硬度４０〜５０のＣｏＣｒＮｉＷＢＳｉ ５３ ２０ １３ ７、またはＣ １．０〜１．３％、Ｎｉ １３〜１６％、Ｃｒ １９〜２０％、Ｗ １２．５〜１３．５％、Ｆｅ 最大３％、Ｂ １．４〜３．２％、Ｓｉ ２．０〜３．６％、残りＣｏを含むＨＲＣ硬度４８〜５２のＣｏＣｒＮｉＷＢＳｉ ４７ １９ １５ １３、またはＣ １．３〜１．６％、Ｎｉ １３〜１６％、Ｃｒ １９〜２０％、Ｗ １４．５〜１５．５％、Ｆｅ最大３％、Ｂ ２．８〜３．０％、Ｓｉ ２．７〜３．５％、残りＣｏを含むＨＲＣ硬度４８〜５２のＣｏＣｒＮｉＷＢＳｉ ４５ １９ １５ １５。 Here, the metal matrix may comprise at least one of the following compounds: C up to 0.05%, Cu up to 19-21%, Fe up to 0.5%, B up to 0.9 to 1.3%. SiCu 1.8-2.0%, NiCuBSi 7620 with HRC hardness 35-40 including the remaining Ni, or C max 0.2%, Fe max 2.0%, B 1.0-4.0%, Si 2.0-5.0%, NiBSi 96 with HRC hardness 15-30 containing the remaining Ni, or C 0.1-0.3%, Cr 4-6%, Fe 3.0-5.0%, B 0.8-1.2%, Si 2.8-3.2%, NiCrBSi 865 with HRC hardness 30-35 containing the remaining Ni, or C 0.1-0.4%, Cr 3-6% Fe 1-2%, B 1.0-2.2%, Si 3.0-4.2%, remaining Ni NiCrBSi 885 with HRC hardness of 30-35, or C 0.1-0.3%, Cr 8-12%, Fe 2.0-4.0%, B 2.0-2.8%, Si 2 2 to 2.8%, NiCrBSi 83 10 with HRC hardness of 35 to 40 including the remaining Ni, or C 0.1 to 0.4%, Cr 6 to 10%, Fe 1.0 to 3.5%, B 1.4-2.5%, Si 2.6-4.0%, NiCrBSi 85 8 with HRC hardness 30-40 containing the remaining Ni, or C 0.3-0.6%, Cr 10-14%, Fe 2.0-4.0%, B 2.0-2.8%, Si 3.0-4.0%, NiCrBSi 80 11 with HRC hardness 40-50 containing Ni, or C 0.7- 1.0%, Cr 15-17%, Fe 3.0-5.0%, B 2.8-3.6 , Si 3.5-4.5%, NiCrBSi 74 15 with HRC hardness 55-60 including the remaining Ni, or C up to 0.05%, Cr 13-15%, Fe 4.0-5.0%, B 2.6-3.6%, Si 4.0-5.0%, NiCrBSi 74 14 with HRC hardness 50-55 containing Ni, or C 0.8-1.0%, Cr 24-26%, Fe maximum 1%, B 3.0-3.8%, Si 4.0-4.6%, NiCrBSi 65 25 with HRC hardness of 60 or more including the remaining Ni, or C maximum 0.06%, Cr 6-9 %, Fe 2.5-3.5%, B 2.5-3.5%, Si 4.0-4.6%, NiCrBSi 82 7 with HRC hardness of 60 or more containing the remaining Ni, or C 0.5 ~ 0.6%, Cr 10-12%, W 15-17%, Fe 3.0 to 4.0%, B 2.2 to 2.8%, Si 3.0 to 3.6%, NiCrWBSi 64 11 16 having an HRC hardness of 50 or more containing Ni, or C 0.5 to 0 0.8%, Cr 16-18%, Cu 2-4%, Mo 2-3%, Fe 2.5-4.0%, B 3.0-4.0%, Si 4.0-4.6 %, NiCrCuMoBSi 67 17 3 3 with HRC hardness 60-65 containing Ni, or C 0.4-0.6%, Cr 16-18%, Cu 2-4%, Mo 2-3%, W 2− NiCrCuMoWBSi 67 17 3 3 3 with 3%, Fe 3.0-5.0%, B 3.4-4.0%, Si 4.0-4.6%, HRC hardness 55-60 including the remaining Ni, Or C, 0.05% maximum, Co 19-21%, Fe maximum 0.5%, B 6-3.2%, Si 4.0-5.0%, NiCoBSi 71 20 with HRC hardness 53-58 containing the remaining Ni, or C up to 0.2%, Ni 26-28%, Cr 18-20 %, Mo 4-6%, Fe maximum 2.6%, B 3.0-3.6%, Si 3.0-3.6%, CoCrNiMoBSi 40 18 27 5 with HRC hardness 55-60 containing Co Or C 0.1-0.3%, Ni 17-19%, Cr 18-20%, Mo 6-8%, Fe max 2.5%, B 2.8-3.2%, Si 3 to 3.7%, CoCrNiMoBSi 50 18 17 6 with HRC hardness 30 to 40 containing the remaining Co, or C 0.7 to 1.1%, Ni 13 to 16%, Cr 18 to 21%, W 6 to 10 %, Fe maximum 3%, B 1.5-2.0%, i 2.0-2.5%, CoCrNiWBSi 53 20 13 7 with HRC hardness of 40-50, including the remaining Co, or C 1.0-1.3%, Ni 13-16%, Cr 19-20%, W 12.5 to 13.5%, Fe maximum 3%, B 1.4 to 3.2%, Si 2.0 to 3.6%, CoCrNiWBSi 47 19 15 13, with HRC hardness 48 to 52, including the remaining Co, Or C 1.3 to 1.6%, Ni 13 to 16%, Cr 19 to 20%, W 14.5 to 15.5%, Fe maximum 3%, B 2.8 to 3.0%, Si 2 CoCrNiWBSi 45 19 15 15 with HRC hardness of 48-52, including 7-3.5%, remaining Co.
前記特に好ましい層組成物を有する層は、被覆のためのマトリックス硬度が比較的高いこと、金属基体のＡｌ2Ｏ3−ＺｒＯ2粒との結合が優れていること、ならびに前記金属基体中のＡｌ2Ｏ3−ＺｒＯ2の割合が高められていることを特徴としている。 The layer having the particularly preferred layer composition has a relatively high matrix hardness for coating, excellent bonding with Al 2 O 3 —ZrO 2 grains of the metal substrate, and Al in the metal substrate. It is characterized in that the ratio of 2 O 3 —ZrO 2 is increased.
したがって、前記結合材は、ＮｉＣｒＢＳｉまたはＣｏＣｒＮｉＢＳｉを含んでいてよい。特に、前記結合剤は、ＮｉＣｒＢＳｉからなっていてよい。前記結合材は、ＣｏＣｒＮｉＢＳｉからなっていてもよい。ホウ素の割合は、前記代替案のいずれの場合も少なくとも０．８〜４質量％であってよい。ケイ素の割合は、少なくとも１．８〜５質量％であってよい。元素のホウ素およびケイ素を使用することによって、「自溶性」の効果を達成することができる。これは、前記金属マトリックスとベース材との金属による結合をもたらすものであり、これは、通常の熱溶射の場合に、さらにまた、過熱された粒子の「収縮（Ａｕｆｓｃｈｒｕｍｐｆｕｎｇ）」および機械的な「固定」によってのみ、衝突（Ａｕｆｐｒａｌｌ）および冷却プロセスの間に基体で行われるものである。この「自溶性」の効果によって、一般的な液滴境界（Ｔｒｏｐｆｅｎｇｒｅｎｚｅｎ）（層状の「スプラット（ｓｐｌａｔｓ）」）が融合される。目的設定は、気密で、硬質の被覆を得ることである。拡散熱処理は、前記層の塗布後、必要ではない。 Accordingly, the binding material may include NiCrBSi or CoCrNiBSi. In particular, the binder may consist of NiCrBSi. The binding material may be made of CoCrNiBSi. The proportion of boron may be at least 0.8 to 4% by weight in any of the alternatives. The proportion of silicon may be at least 1.8-5% by weight. By using the elements boron and silicon, a “self-fluxing” effect can be achieved. This results in a metal bond between the metal matrix and the base material, which in the case of normal thermal spraying, and also “Aufschumpfung” and mechanical “ Only by “fixing” is that performed on the substrate during the Aupprall and cooling process. This “self-fluxing” effect fuses common droplet boundaries (layered “splats”). The objective setting is to obtain an airtight and hard coating. A diffusion heat treatment is not necessary after application of the layer.
前記充填材は、少なくとも１０％〜４０％の体積割合を有していてよい。先行技術と比べて、本発明による方法によって、比較的大きい体積割合を達成することができる。 The filler may have a volume ratio of at least 10% to 40%. Compared to the prior art, a relatively large volume fraction can be achieved by the method according to the invention.
充填材として、特に、少なくとも５０μｍの平均粒度を有する粉末が使用される。７０μｍ〜２００μｍの平均粒度を有する粉末が特に好ましい。特に、前記粉末は、７０〜１００μの平均粒度を有していてよい。 As filler, in particular, a powder having an average particle size of at least 50 μm is used. A powder having an average particle size of 70 μm to 200 μm is particularly preferred. In particular, the powder may have an average particle size of 70-100 μm.
部材は、基材、ならびに前記実施例の１つによる耐摩耗性層を含んでいる。前記部材は、例えば、翼、特に、タービンのための翼頂部、例えば、ターボチャージャーのラジアルタービンのための翼頂部であってよい。前記翼は、特に、周速度の早い回転式原動機の稼働に好適である。前記周速度は、例えば、船舶での使用のための二軸モーターの場合、５００ｍ／ｓまでであってよい。ここで、翼頂部は、静止状態の部材、例えば、沈着物を有するハウジング部材と摩擦接触し、それによって、前記翼頂部が静止状態の部材をかすめることがある。前記不純物を、静止状態の部材の表面から削り取れるようにするために、前記実施例の１つに記載のアブレシブ摩耗保護層（ａｂｒａｓｉｖｅ Ｖｅｒｓｃｈｌｅｉｓｓｓｃｈｕｔｚｓｃｈｉｃｈｔ）が必要である。 The member includes a substrate, as well as an abrasion resistant layer according to one of the previous embodiments. The member may be, for example, a blade, in particular a blade top for a turbine, for example a blade top for a turbocharger radial turbine. The blade is particularly suitable for operation of a rotary prime mover having a high peripheral speed. The peripheral speed may be up to 500 m / s, for example, in the case of a biaxial motor for use on ships. Here, the blade tip may be in frictional contact with a stationary member, eg, a housing member with deposits, which may cause the blade tip to graze the stationary member. In order to remove the impurities from the surface of the stationary member, the abrasive wear protection layer described in one of the embodiments is necessary.
部材に耐摩耗性層を被覆するための方法では、第一工程において、充填材および結合材を含む粉末を熱溶射装置に供給する。前記結合材は金属マトリックスを含み、および前記充填材は酸化物セラミック化合物を含んでいる。第二工程において、前記粉末を熱溶射により前記部材に塗布し、これによって耐摩耗性層を製造する。前記金属マトリックスは、４００ＨＶ０．１〜８５０ＨＶ０．１、好ましくは４００ＨＶ０．１〜７５０ＨＶ０．１の硬度を有する硬質マトリックスを形成し、前記充填材は、１４００ＨＶ０．１〜１８００ＨＶ０．１の硬度を有している。特に、前記方法の場合、充填材および／または結合材が使用されてよく、ここで、充填材および／または結合材は、前記実施例の少なくとも１つに記載の成分を含んでいる。 In a method for coating a member with a wear-resistant layer, in a first step, a powder containing a filler and a binder is supplied to a thermal spraying apparatus. The binder includes a metal matrix and the filler includes an oxide ceramic compound. In the second step, the powder is applied to the member by thermal spraying, thereby producing an abrasion resistant layer. The metal matrix forms a hard matrix having a hardness of 400HV0.1-850HV0.1, preferably 400HV0.1-750HV0.1, and the filler has a hardness of 1400HV0.1-1800HV0.1. Yes. In particular, in the case of the method, fillers and / or binders may be used, wherein the fillers and / or binders comprise the components described in at least one of the above embodiments.
以下に挙げる熱溶射法の１つが使用されるのが好ましい：プラズマ溶射法または火炎溶射法。 One of the following thermal spraying methods is preferably used: plasma spraying or flame spraying.
１つの実施例によれば、前記被覆は、タービン翼に塗布される。前記タービン翼は、前面（吸引面）および裏面（被圧面）を有している。稼働状態では、圧縮可能で、特にガス状の流体が、タービン翼に沿って流れ、入口端部から出口端部に通される。前記入口端部は、タービン翼の前面の流体入口側の境界を形成している。前記出口端部は、タービン翼の前面の流体出口側の境界を形成している。前端部は、翼頂部を吸引面に向かって境界しており、ここで、前記被覆は、実施例により、前面（吸引面）の翼頂部（翼外側）の周辺での層厚が、翼基部（Ｓｃｈａｕｆｅｌｇｒｕｎｄ）（もしくは翼脚部）の周辺よりも厚くなるように塗布される。実施例によれば、前記翼基部は被覆されていなくてよい、つまり、前記翼基部は、被覆を有していない。前記前面は、翼吸引面とも呼ばれる。したがって、前記被覆は、最初に前端部または吸引面に塗布されるのではなく、除雪機の場合と同様に、先行する翼面、つまり翼頂部の端付近に塗布される。ここで、前端部、特に吸引面は、いっそう多く被覆されてよい。つまり、前端部および／または吸引面の領域では、前記実施例によれば、層厚が増した層が存在している。以下において、層が備えられている前端部または吸引面または被圧面は、被覆された翼表面とも呼ばれる。前記層は、被覆された翼表面に沿って、変化する層厚を有していてよい。特に、層厚は、翼頂部から翼基部に向かって減少してよい。 According to one embodiment, the coating is applied to the turbine blade. The turbine blade has a front surface (suction surface) and a back surface (pressured surface). In operation, a compressible, particularly gaseous fluid, flows along the turbine blades and passes from the inlet end to the outlet end. The inlet end forms a boundary on the fluid inlet side of the front surface of the turbine blade. The outlet end forms a boundary on the fluid outlet side of the front surface of the turbine blade. The front end part bounds the blade top toward the suction surface, where the coating has a layer thickness around the blade top (blade outer side) of the front surface (suction surface) according to the embodiment. It is applied so as to be thicker than the periphery of (Schaufelgrund) (or wing leg). According to an embodiment, the wing base may not be coated, i.e. the wing base does not have a coating. The front surface is also called a wing suction surface. Thus, the coating is not applied first to the front end or suction surface, but to the preceding blade surface, ie near the end of the blade top, as in the case of a snowplow. Here, the front end, in particular the suction surface, may be covered more. That is, in the region of the front end portion and / or the suction surface, according to the embodiment, there is a layer having an increased layer thickness. In the following, the front end or suction surface or pressured surface provided with the layer is also referred to as the coated wing surface. The layer may have a varying layer thickness along the coated wing surface. In particular, the layer thickness may decrease from the blade top to the blade base.
好適なプロセス操作によって、レーザー法と比べて、熱溶射では、すべての翼ブレードが、同時にかつ同じ材料量で被覆される。 With suitable process operation, all blade blades are coated simultaneously and with the same amount of material in thermal spraying compared to the laser method.
セラミックの含分および金属の含分は、その組成物として、あらかじめ混合されるか、または前記プロセスの間に、濃度を一定、上昇または低下させて加工し、均一な層または濃縮された層にすることができる。 The ceramic content and the metal content can be premixed as a composition, or processed at a constant, increased or decreased concentration during the process to form a uniform or concentrated layer. can do.
要約すると、一つだけの方法工程によって、つまり、熱溶射を用いて基体または基材に塗布される本発明による層の利点は、以下の通りであることが明らかである：
前記基体または前記基材への優れた結合が達成される。金属マトリックスを形成する結合材の多孔性は、低く、独立気泡である。驚くべきことに、平均硬度７５０ＨＶ０．１は、通常レーザー金属成形法を用いて得られる硬度４２０ＨＶ０．１を明らかに上回るものである。前記充填材は、１４００〜１８００ＨＶ０．１の範囲の硬化剤を有していてよい。前記充填材の粒度分布が多孔性に影響を及ぼすのはわずかであるため、前記充填材は、様々な粒度分布の粒子を含んでいてよい、それというのは、前記結合材の溶着により、前記充填材の粒子の優れた結合を行なうことができ、それによって、前記粒子の優れた架橋ならびに優れた定着が達成可能であるからである。驚くべきことに、充填材の割合は、前述の理由から、おおよそ４０体積％にまで高められてもよい。前記層は、高い粗さを有していてよい（Ｒａは、８〜１０μｍである）。
In summary, it is clear that the advantages of the layer according to the invention applied to a substrate or substrate by only one method step, ie using thermal spraying, are as follows:
Excellent bonding to the substrate or the substrate is achieved. The porosity of the binding material forming the metal matrix is low and closed cells. Surprisingly, the average hardness of 750 HV0.1 is clearly above the hardness of 420 HV0.1 usually obtained using a laser metal forming process. The filler may have a curing agent in the range of 1400-1800 HV0.1. Since the particle size distribution of the filler has little effect on the porosity, the filler may contain particles of various particle size distributions, because of the welding of the binder. This is because it is possible to achieve excellent bonding of the filler particles, whereby excellent cross-linking and excellent fixing of the particles can be achieved. Surprisingly, the proportion of filler may be increased to approximately 40% by volume for the reasons described above. The layer may have a high roughness (Ra is 8-10 μm).
実施例の説明に使用される図は以下を示している。 The figures used in the description of the examples show the following:
基本的に、図において、同一の部材に同一の符号が付けられている。 Basically, the same reference numerals are assigned to the same members in the drawings.
部材のための耐摩耗性層を製造した。この耐摩耗性層は、充填材および結合材を含んでおり、ここで、前記結合材は、金属マトリックスを含んでいる。前記結合材は、流動性の高い自溶性材料である。前記充填材は、Ａｌ2Ｏ3−ＺｒＯ2から、またはＡｌ2Ｏ3−ＴｉＯ2からの硬質の酸化物粒子の酸化物セラミック化合物を含んでいる。前記金属マトリックスは、４００ＨＶ０．１〜７５０ＨＶ０．１の硬度を有する硬質マトリクスを形成し、前記充填材は、１４００ＨＶ０．１〜１８００ＨＶ０．１の硬度を有している。前記充填材の硬質の酸化物粒子は、角の鋭い粒であり、少なくとも１００μｍの粒度を有している。 A wear resistant layer for the part was produced. The wear resistant layer includes a filler and a binder, wherein the binder includes a metal matrix. The binder is a self-fluxing material with high fluidity. The filler comprises an oxide ceramic compound oxide particles hard from the Al 2 O 3 -ZrO 2 or Al 2 O 3 -TiO 2,. The metal matrix forms a hard matrix having a hardness of 400HV0.1 to 750HV0.1, and the filler has a hardness of 1400HV0.1 to 1800HV0.1. The hard oxide particles of the filler are sharp corner particles and have a particle size of at least 100 μm.
実験例１
熱溶射を用いて、耐摩耗性層を、図１に記載の翼に塗布した。図１〜４に記載の実験例は、結合材ＮｉＣｒＳｉＢ、および充填材Ａｌ2Ｏ3−ＺｒＯ2を使用して実施した。
Experimental example 1
The wear resistant layer was applied to the wing shown in FIG. 1 using thermal spraying. Experimental example described in Figures 1-4 was performed using binders NiCrSiB, and filler Al 2 O 3 -ZrO 2.
図１は、部材、特に翼１、例えば、ターボチャージャーのタービンに使用することができるタービン翼の前面２の図を示している。タービン翼の吸引面２である前面に、耐摩耗性層が塗布されており、この層は、フロント層とも呼ばれる。前記タービン翼の裏面３（被圧面）は、図に示されていない。吸引面２および被圧面３は、外側から翼頂部６によって境界されている。翼頂部６は、吸引面２と一緒に前端部４を形成している。吸引面２は、入口端部７、出口端部８、翼頂部６および翼脚部５によって境界されている。稼働状態では、吸引面２に沿って、圧縮可能な、特にガス状の流体が流れ、入口端部７から出口端部８を通される。入口端部７は、タービン翼１の前端部４の流体入口側の境界を形成している。出口端部８は、タービン翼の前端部４の流体出口側の境界を形成している。
FIG. 1 shows a view of a member, in particular a blade 1, for example a
図２は、実質的に、通常、前面に向かって延びる、切断面Ｉ−Ｉに沿う切断面における層の詳細を示している。前記層の多孔率は、約２．３％である。硬質の相、つまり、充填材は、１５％の多孔率を有している。このことから、Ａｌ2Ｏ3−ＺｒＯ2の粒が、ほぼ完全に結合材中に組み込まれており、この結合材の自溶性特性により、充填材が前記結合材にきわめて良く結合する一方、他方では、前記層の前記ベース材へのきわめて優れた結合が行われることを推測することができる。 FIG. 2 shows the details of the layers at the cutting plane along the cutting plane II, substantially extending towards the front surface. The porosity of the layer is about 2.3%. The hard phase, ie the filler, has a porosity of 15%. From this, the grains of Al 2 O 3 —ZrO 2 are almost completely incorporated into the binder, and the self-fluxing property of this binder allows the filler to bind very well to the binder, while the other It can then be assumed that a very good bond of the layer to the base material takes place.
図３は、充填材Ａｌ2Ｏ3の画像である。図４は、充填材Ａｌ2Ｏ3−ＺｒＯ2を５０倍に拡大した画像であり、ここで、この図は、必ずしも測定された寸法を縮尺で表しているのではない。図３または図４に記載の充填材は、この形状で、例えば、サンドブラストに使用される。Ａｌ2Ｏ3が、結晶性の構造を有していることが明らかに分かる。この結晶性の構造は、粒子が、繰り返される衝突において、絶えず粉砕されるようにする。この繰り返される衝突の発生は、サンドブラストでの衝突の発生に相応する。 FIG. 3 is an image of the filler Al 2 O 3 . FIG. 4 is an image of the filler Al 2 O 3 —ZrO 2 magnified 50 times, where the figure does not necessarily represent the measured dimensions in scale. The filler described in FIG. 3 or FIG. 4 is used in this shape, for example, for sandblasting. It can be clearly seen that Al 2 O 3 has a crystalline structure. This crystalline structure allows the particles to be constantly crushed in repeated collisions. This repeated occurrence of collision corresponds to the occurrence of collision in sandblasting.
図４に記載の充填材Ａｌ2Ｏ3−ＺｒＯ2は、細粒状の組織からなる角の鋭い粒子を有するバルク（Ｓｃｈｕｅｔｔｇｕｔ）として存在している。Ａｌ2Ｏ3−ＺｒＯ2のミクロ構造は、Ａｌ2Ｏ3からなる充填材よりも高い靱性を有している。 The filler Al 2 O 3 —ZrO 2 described in FIG. 4 exists as a bulk having sharp corner particles composed of a fine-grained structure. The microstructure of Al 2 O 3 —ZrO 2 has higher toughness than a filler made of Al 2 O 3 .
前記Ａｌ2Ｏ3−ＺｒＯ2の表面は、前記結合材で好適に覆われており、ここで、前記充填材と前記結合材との間に空隙はほとんど存在していない。前記充填材は、サンドブラストプロセスで使用される、Ａｌ2Ｏ3−ＺｒＯ2タイプの充填材の場合も測定されている類似の組織構造を有している。前記結合材は、低い多孔率を有するに過ぎない。図５に示されるような、Ａｌ2Ｏ3の使用において層状物（Ｌａｍｅｌｌｅｎ）の形成をもたらす液滴境界は、図６のＡｌ2Ｏ3−ＺｒＯ2では見られない、それというのは、前記結合材が完全に溶着されるからである。 The surface of the Al 2 O 3 —ZrO 2 is preferably covered with the binder, and here, there are almost no voids between the filler and the binder. The filler has a similar texture that is also measured in the case of Al 2 O 3 —ZrO 2 type fillers used in the sandblasting process. The binder only has a low porosity. As shown in FIG. 5, the droplet boundaries that result in the formation of the layered material (Lamellen) in the use of Al 2 O 3 is not seen in the Al 2 O 3 -ZrO 2 in FIG. 6, because it is the This is because the binder is completely welded.
図７は、図６の詳細を示す図である。この図解は、Ａｌ2Ｏ3−ＺｒＯ2粒子の研磨面を示しており、ここで、酸化物の硬質相の優れた結合を示すミクロ構造が見られる。 FIG. 7 is a diagram showing details of FIG. This illustration shows the polished surface of Al 2 O 3 —ZrO 2 particles, where a microstructure showing excellent bonding of the oxide hard phase is seen.
実験例２
この実施例の場合、−６３＋１６μｍの粒度を有するＮｉ−１５Ｃｒ−５Ｓｉ−４Ｂを使用する。微細粒の材料が好ましい、それというのは、この材料は、一つだけの方法工程の範囲内で溶着されねばならないからである。選択された組成を有する粉末は、自溶性材料であり、この材料は、溶着の場合、同時に、前記基材のベース材と金属的に結合するものであり、および亀裂の進行を促進させうる層状構造を示さないものである。熱溶射工程により測定された金属マトリックスとしての結合材のビッカース硬度ＨＶ０．３は、平均値７４７ＨＶ０．１を有していた。
Experimental example 2
In this example, Ni-15Cr-5Si-4B having a particle size of −63 + 16 μm is used. A fine-grained material is preferred because it must be deposited within the scope of only one process step. The powder having the selected composition is a self-fluxing material, which in the case of welding is simultaneously bonded to the base material of the substrate and is layered to promote the progress of cracks. The structure is not shown. The Vickers hardness HV0.3 of the binder as a metal matrix measured by the thermal spraying process had an average value of 747HV0.1.
前記硬度は、レーザー金属成形法を用いて達成することができる硬度値の１．８倍である。 The hardness is 1.8 times the hardness value that can be achieved using laser metal forming.
充填材として、Ａｌ2Ｏ3をＺｒＯ2と一緒に使用するか、またはＡｌ2Ｏ3のみを使用した。前記粒子は、通常、溶解して、その後粉砕することによって製造し、その結果、角の鋭い表面を有する。Ａｌ2Ｏ3をＺｒＯ2と一緒に充填材として使用する層は、Ａｌ2Ｏ3だけを充填材として使用する層と比べて、２倍に高められた耐用年数を有することが判明した。 As filler, Al 2 O 3 was used with ZrO 2 or only Al 2 O 3 was used. The particles are usually produced by dissolving and then grinding, and as a result, have a sharp corner surface. Layers Al 2 O 3 is used as a filler in conjunction with ZrO 2, compared with the layer to use only for Al 2 O 3 filler was found to have a useful life that is increased to twice.
図８は、粉末形状のＡｌ2Ｏ3−ＺｒＯ2研磨材の耐摩耗性を、Ａｌ2Ｏ3研磨材１１、１２ならびにＡｌ2Ｏ3−ＴｉＯ2研磨材１３と比べた比較を示している。前記研磨材に対して、摩耗試験を実施した。この摩耗試験では、亀裂ならびに破損による粉砕に対する研磨材の耐性を求める。垂直軸は、研磨材中の粒全体の割合を含み、水平軸は、摩耗発生数を含んでいる。耐摩耗性は、いくつかの衝突の後になおも存在している前記研磨材の粒全体の数として定義される。研磨材１３は、最も低い耐摩耗性を示しており、研磨材１０は、最も高い耐摩耗性を示している。研磨材１０は、ｅＡｌ2Ｏ3−ＺｒＯ2からなる。研磨材１１、１２、１３は、Ａｌ2Ｏ3（研磨材１２、貴コランダム（Ｅｄｅｌｋｏｒｕｎｄ））からなる粉末であるか、Ａｌ2Ｏ3−ＺｒＯ2とセラミックとからの混合物を含む粉末であるか（研磨材１１）、またはＴｉＯ2の割合を有する粉末（研磨材１３、褐色コランダム）である。したがって、前記結果は、Ｂｅｌｔｚｕｎｇらによって求められた、研磨材のためのＡｌ2Ｏ3、特にＡｌ2Ｏ3−ＴｉＯ2研磨材の低い破壊靭性の影響を、Ａｌ2Ｏ3−ＺｒＯ2研磨材と比べて示すものであり、その粒度は、摩耗試験において、亀裂、破壊または粉砕に対して最も耐性があると証明された。前記Ａｌ2Ｏ3研磨材が、Ａｌ2Ｏ3−ＴｉＯ2研磨材よりも硬度が高く、および破壊靭性が低いことも公知であり（例えば、ｈｔｔｐ：／／ｗｗｗ．ｉｄｓｂｌａｓｔ．ｃｏｍ／ａｂｒａｓｉｖｅ−ｂｌａｓｔｉｎｇ．ｍｅｄｉａ参照）、ここで、前記Ａｌ2Ｏ3研磨材は、より高い純度、より優れた切断特性、研磨材の自己尖鋭化性（Ｆａｅｈｉｇｋｅｉｔ ｄｅｓ Ｓｃｈｌｅｉｆｍｉｔｔｅｌｓ ｚｕｒ ｅｉｇｅｎｓｔａｅｎｄｉｇｅｎ Ｓｃｈａｅｒｆｕｎｇ）、より低い熱発生率、より高い熱安定性、ならびに酸および塩基に対するより強い耐性を有することを特徴としている。さらに、前記研磨材の粒度の耐摩耗性への影響が示されている、それというのは、比較的小さい粒において、亀裂が広がる速度があまり早くないこと、または比較的小さい粒度であることによって、局所的な亀裂伝播は、前記研磨材の耐摩耗性に比較的わずかな影響しか及ぼさないからである。図８の曲線はすべて、摩耗発生数が増えるとともに、粒の粉砕率がより小さいことを示している。
FIG. 8 shows a comparison of the wear resistance of the powdered Al 2 O 3 —ZrO 2 abrasive compared to the Al 2 O 3 abrasives 11 and 12 and the Al 2 O 3 —TiO 2 abrasive 13. . An abrasion test was performed on the abrasive. This wear test determines the resistance of the abrasive to cracking and breakage due to breakage. The vertical axis contains the proportion of the whole grains in the abrasive, and the horizontal axis contains the number of wear occurrences. Abrasion resistance is defined as the total number of abrasive grains still present after several collisions. The abrasive 13 shows the lowest wear resistance, and the abrasive 10 shows the highest wear resistance. Abrasive 10 comprises eAl 2 O 3 -ZrO 2. Is the abrasive 11, 12, 13 a powder made of Al 2 O 3 (Abrasive 12, noble corundum) or a powder containing a mixture of Al 2 O 3 —ZrO 2 and ceramics? (Abrasive material 11) or powder having a ratio of TiO 2 (
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