Qualifizierung und technisch-wirtschaftliche Bewertung von Hochleistungsverschleißschutzsystemen zum Einsatz unter feinabrasiv-erosiver Beanspruchung

Inhaltsverzeichnis

Kurzfassung

Abstract

Abbildungsverzeichnis

Tabellenverzeichnis

1. Einleitung und Problemstellung
1.1. Ausgangssituation und Motivation
1.2. Zielsetzung und Aufbau der Arbeit

2. Verschleiß
2.1. Definition von Verschleiß
2.2. Verschleißals tribologische Größe
2.3. Verschleißmechanismen
2.3.1. Abrasionsverschleiß
2.3.2. Adhäsionsverschleiß
2.3.3. Oberflächenzerrüttung (Ermüdungsverschleiß)
2.3.4. Tribochemischer Verschleiß(Tribooxidation) und kombinierte Verschleißformen
2.4. Verschleißart Strahlverschleiß

3. Strahlverschleißbeanspruchte Maschinen und Anlagenkomponenten
3.1. Strahl- und Prallmühlen
3.2. Zyklone und Sichter in der Abscheide- und Aufbereitungstechnik
3.3. Schleusen und Absperreinrichtungen
3.4. Ventilatoren

4. Konventioneller Verschleißschutz vor abrasiv-erosivem Verschleiß
4.1. Standardverschleißschutzwerkstoffe
4.1.1. Hartlegierungen auf Fe-Basis mit arteigenen Hartphasen
4.1.1.1. Fe-Cr-C-Basishartlegierungen
4.1.1.2. Fe-Cr-B-Basishartlegierungen
4.1.2. Hartlegierungen auf Fe-Basis mit artfremden Hartphasen
4.1.3. Hartlegierungen auf Ni-Basis
4.2. Standardverfahren zur Herstellung von Panzerungen
4.2.1. Plasma-Pulver-Auftragschweißen
4.2.2. Metall-Schutzgas- und OpenArc-Prozesse

5. Hochleistungsverschleißschutzsysteme
5.1. Entwicklung tribosystemangepasster Beschichtungswerkstoffe
5.1.1. Hartauftraglegierungen für feindisperse Gefügeausbildung
5.1.2. Pseudolegierungen mit hohem Hartphasenanteil
5.2. Geregelter Kurzlichtbogen-Prozess
5.2.1. Verschiedene GKLB-Verfahren im Vergleich
5.2.2. EWM-coldArc ® -Prozess

6. Untersuchungen
6.1. Beschreibung der experimentellen Untersuchungsmethoden
6.1.1. Metallografische Untersuchungsmethoden
6.1.1.1. Lichtmikroskopische Untersuchungen
6.1.1.2. Mikroanalytische Untersuchungen zur Prüfung der Oberflächentopologie
6.1.2. Härteprüfung
6.2. Beschichtungsprozesstechnik
6.2.1. Anlagen- und Versuchsaufbau
6.2.2. Auftragschweißungen
6.3. Verschleißuntersuchungen
6.3.1. Verschleißprüfung unter abrasiv-erosiver Beanspruchung
6.3.1.1. Strahlverschleißprüfung
6.3.1.1.1 Edelkorund
6.3.1.1.2 Zementstaub
6.3.1.1.3 Quarzmehl
6.3.1.2. Hochtemperaturstrahlverschleißprüfung
6.4. Korrosionsuntersuchungen
6.4.1. Korrosion bei Industrieventilatoren
6.4.2. Kombinierte Abrasions-Korrosionsprüfung (Miller-Test)
6.5. Mechanisch-technologische Prüfung

7. Auswertungen und technisch-wirtschaftliche Bewertung
7.1. Schweißtechnische Qualifizierung und metallografische Auswertung
7.2. Verschleiß- und Korrosionsergebnisse
7.3. Leichtbaupotenzial
7.4. Technisch-wirtschaftliche Bewertung der Ergebnisse
7.4.1. Abschmelzleistungen und Ausbringungsraten
7.4.2. Schweißkostengesamtanalyse

8. Zusammenfassung und Ausblick
8.1. Zusammenfassung und Bewertung der Ergebnisse
8.2. Schlussfolgerungen und Ausblicke

Literaturverzeichnis

Abkürzungsverzeichnis

Symbolverzeichnis

Anhang
Anhang 1: Untersuchungen zum Lochfraßkorrosionsverhalten
Anhang 2: Partikelenergieerhaltung beim Strahlverschleiß
Anhang 3: Verschleißbilder

Publikationen

Danksagung

Die vorliegende Arbeit entstand im Rahmen meiner wissenschaftlichen Tätigkeit als akademischer Rat am Institut für Schweißtechnik und Trennende Fertigungsverfahren (ISAF) und am Clausthaler Zentrum für Materialtechnik (CZM) der TU Clausthal.

Mein besonderer Dank gilt Herrn Prof. Dr.-Ing. Volker Wesling, Lehrstuhlinhaber und Institutsdirektor des ISAF sowie Vorstandsmitglied und Vorstandssprecher des CZM, für die Anleitung und Unterstützung während meiner wissenschaftlichen Tätigkeit am Institut sowie für die Bereitstellung der zur Anfertigung dieser Arbeit erforderlichen Mittel.

Weiterhin danke ich Herrn Dr.-Ing. Rolf Reiter, akademischer Oberrat und Oberingenieur des ISAF sowie Bereichsleiter der Abteilung für Verschleißprüfung, für die fachliche und wissenschaftliche Unterstützung sowie meinen Kollegen für die zahlreichen wissenschaftlichen Diskussionen, aber auch für die mir entgegengebrachten Anregungen und Kritiken.

Den Mitarbeiterinnen und Mitarbeitern der mechanischen und elektrischen Werkstätten, der Werkstoffprüfung, allen studentischen und wissenschaftlichen Hilfskräften sowie den von mir betreuten Studien-, Projekt- und Abschlussarbeitern danke ich ebenfalls für die Unterstützung und konstruktive Mitarbeit.

Allen Partnern aus der industriellen Anwendungsforschung danke ich für die Bereitstellung von Proben- und Versuchsmaterial sowie für die zahlreichen Hinweise aus der betrieblichen Praxis. Ein gesonderter Dank gilt hierbei den Industriepartnern Durum Verschleißschutz GmbH und Ventilatorenfabrik Oelde GmbH sowie der Fa. Castolin GmbH.

Zudem bedanke ich mich beim Bundesministerium für Wirtschaft und Technologie (BMWi) zur finanziellen Förderung meiner wissenschaftlichen Tätigkeit am Institut über das Zentrale Innovationsprogramm Mittelstand (ZIM).

Der abschließende Dank gilt meinen Freunden und meiner Familie sowie insbesondere meinen Eltern für die Unterstützung und Förderung meiner gesamten akademischen Ausbildung an der TU Clausthal, aber vor allem meiner Lebensgefährtin Theresa für den stetigen Rückhalt, die unzähligen motivierenden Gespräche sowie für das immer währende und unermüdliche Verständnis während der Erstellung dieser Arbeit.

Kurzfassung

Zum Schutz vor abrasivem und erosivem Verschleißgewinnt das Auftragschweißen immer mehr an Bedeutung, da mit verschleißbedingtem geplanten sowie ungeplanten Ausfall ent- sprechend verschleißbeanspruchter komplexer Maschinen und Großanlagen ein hoher volkswirtschaftlicher Verlust einhergeht. Für die Herstellung kostengünstiger Verschleiß- schutzpanzerungen haben sich als robuste Beschichtungsverfahren vor allem Metall- Schutzgas- (MSG-) und OpenArc- (OA-)Schweißprozesse etabliert [Pen08]. Mit diesen Ver- fahren werden üblicherweise Aufmischungsgrade von ca. 20-30 % erzielt, wobei im Regelfall die Schichtqualität mit zunehmender Aufmischung sinkt. Eine technisch-wirtschaftliche Ziel- stellung ist es daher, ein preiswertes MSG-Verfahren mit einem reduzierten erzielbaren Auf- mischungsgrad zu kombinieren.

Einen vielversprechenden Ansatz stellt an dieser Stelle der Einsatz von geregelten Kurzlicht- bogen- (GKLB-)Prozessen zum Hartauftragen dar. Die energiearmen GKLB-Prozesse wur- den originär zum löt- und schweißtechnischen Fügen dünner und zum Teil beschichteter Stahl- und Aluminiumfeinbleche eingesetzt [Wes12b]. Der bei diesen Verfahren modifizierte Kurzlichtbogen wird je nach Schweißgeräte-Hersteller entweder direkt über die Stromquelle geregelt, mechanisch durch eine reversierende Drahtbewegung oder aber durch eine Kom- bination aus mechanischer und elektronischer Regelung und dadurch das Leistungsmaxi- mum beim Wiederzünden des Lichtbogens erheblich herabgesenkt, wodurch eine wesentlich geringere thermische Grundwerkstoffbeeinflussung während der Aufschmelzphase erreicht werden kann [N.N.08, Wes09, Wes11a, Wes12d].

Weitere Vorteile des GKLB-Prozesses gegenüber konventionellen MSG-Verfahren sind ne- ben der geringeren Aufmischung und einer möglichen erzielbaren Hartphasenfeinung eine aufgrund der reduzierten Wärmeeinbringung wesentlich kleinere Ausdehnung der Wärmeein- flusszonen (WEZ), deutlich weniger Verzug der beschichteten Bauteile sowie zusätzlich hier- zu geringere temperaturbedingte Eigenspannungen im hergestellten Schichtverbund. Zur Unterstützung von Strukturleichtbauzielen ist das Verfahren daher auch zum schweißtechni- sches Panzern hoch- und höchstfester Feinkornbaustähle wie beispielsweise der Güten S690 beziehungsweise S960 interessant, da aufgrund der geringen WEZ-Ausdehnung der tragende Restquerschnitt des Substratwerkstoffes entsprechend großist. Durch die mit dem GKLB-Verfahren einstellbare Hartphasenfeinung ist besonders beim Verschleißangriff von feinen und feinsten Partikelstäuben ein gegenüber herkömmlichen Verfahren erhöhter Wi- derstand gegen abrasiven und erosiven Verschleißzu erwarten.

Insbesondere hochfeste Strukturbauteile konnten bisher nicht ohne einen massiven Verlust ihrer spezifischen Werkstoff- und Festigkeitseigenschaften in einem einstufigen Prozess schweißtechnisch beschichtet werden. In dieser Arbeit soll deshalb eine technologische Entwicklung der Beschichtungsprozesse in Abhängigkeit der Grund- und Zusatzwerkstoffei- genschaften sowie unter Berücksichtigung des späteren Einsatzzwecks erfolgen. Hierfür werden ausgewählte fülldrahtbasierte Hartlegierungen mit einem GKLB-Verfahren verarbei- tet und anschließend metallografisch sowie tribosystemgerecht verschleißtechnisch qualifi- ziert und die Art des Werkstoffversagens dargestellt. Da GKLB-Prozesse in Hinsicht auf die Schweißprozessbedingungen besondere Anforderungen an die schweißtechnisch zu verar- beitenden Fülldrähte stellen, wird außerdem die Entwicklung spezieller Fülldrahtelektroden zur Herstellung von Verschleißschutzschichten vorgestellt. Zur Qualifikation der abrasiv- erosiven Verschleißeigenschaften der generierten Schichten werden Strahlverschleißunter- suchungen bei Raum- und unter höheren Temperaturen sowie ein Zweikörperabrasivver- schleißtest mit feinen und feinsten Abrasivgütern unterschiedlicher Kornfraktionen durchge- führt, um hierdurch den Verschleißwiderstand des metallurgisch und schweißtechnisch ein- gestellten Gefüges in Abhängigkeit der angreifenden Korngröße über ein möglichst breites Analysespektrum darstellen zu können. Ergänzend werden vielversprechende Schichtver- bunde einer korrosionstechnischen Prüfung unterzogen.

Aus den erzielten Ergebnissen wird schließlich abgeleitet, unter welchen Randbedingungen das genutzte Verfahren technologische und technisch-wirtschaftliche Vorteile besitzt und somit dessen Einsatz lohnend erscheint.

Abstract

To protect against abrasive and erosive wear, hard-facing is becoming increasingly im- portant, because associated with wear-related planned and unplanned failure are wear stressed complex machines and large plants, which corresponds to a high economic loss. Established for the production of cost-effective protection against wear, wear protective plat- ing has proven to be a robust coating process especially metal inert gas (MIG) and Open-Arc

(OA) welding processes [Pen08]. With these processes usually dilution rates of 20-30% can be achieved, usually the layer quality decreases with increasing dilution. Therefore, a technical-economic objective is to combine an inexpensive MIG procedure while achieving a reduced degree of mixing.

A promising approach at this point is the use of regulated short arc gas metal arc welding (GMAW) processes for hard coating. The low energy short arc GMAW processes were origi- nally used for soldering, welding and joining thin, partially coated steel and aluminum thin sheets. The modification of the short arc in these methods is regulated depending on the welding equipment manufacturers, either directly via the current source, mechanically by a reversing wire movement, or by a combination of mechanical and electronic control and thereby the maximum power during re-ignition of the arc is significantly lowered, as a result a much lower thermal influence on the base material can be achieved during the melting [N.N.08, Wes09, Wes11a, Wes12d].

Further advantages of short arc GMAW process over conventional GMAW processes in ad- dition to the lower dilution and possible achievable hard phase refining are a much smaller expansion of the heat-affected zones (HAZ) as a result of reduced heat input, significantly less distortion of the coated components and in addition to this a lower temperature-induced residual stresses in manufactured layer. In support of the aim towards light-weight structures the method for producing weld plating on high-strength fine-grained steels such as grades S690 or S960 is interesting, due to the low HAZ expansion of correspondingly large residual carrying cross-section of the substrate material. The adjustable hard phase refining by short arc GMAW is expected to have an increased resistance to abrasive and erosive wear, par- ticularly the wear attack of fine and very fine dust particles over the conventional methods.

In particular, high-strength structural components have not yet been without a massive loss of specific material and strength properties coated by welding in a single layer process. Therefore, the purpose of this work is to make a technological development of coating pro- cesses depending on the basic and additional material characteristics, taking into account the later purpose of use. For this purpose, selected filling wires hard based alloys are pro- cessed using a short arc GMAW process and subsequently qualified by metallographic and tribological system wear technique and the type of material failure is represented. Since short arc GMAW process provide with respect to the welding process conditions special demands on the welding technology to be processed cored wire, therefore the development of special tubular wires for the production of wear-resistant coatings is presented. To qualify the abra- sive-erosive wear properties of the generated layers sand blast wear tests (solid particle im- pingement) at room and elevated temperatures and a two body abrasive wear test is carried out with fine and very fine abrasive materials of different particle size, thereby the wear re- sistance of the metallurgical and welding technology of the set structure depending on the attacking particle can be analyzed and represented over a broad analysis spectrum. Addi- tionally, the promising composite layer is subjected to a corrosion technical examination.

From the results obtained it is finally concluded, that under whatever conditions this method is used, it has technological and technical-economic benefits and thus its use seems worth- while.

Abbildungsverzeichnis

Abbildung 1: Volkswirtschaftliche Bedeutung von Verschleißin der BRD

Abbildung 2: Verschlissener, durch Schleißbleche geschützter Industrieventilator

Abbildung 3: Fertigungsvorteil mit Hochleistungsverschleißschutzsystemen

Abbildung 4: Verschleißals Systemgröße

Abbildung 5: Aufbau eines tribologischen Systems

Abbildung 6: Verschleißmechanismus der Zweikörperabrasion

Abbildung 7: Verschleißmechanismus der Dreikörperabrasion

Abbildung 8: Verschleißmechanismus der Adhäsion

Abbildung 9: Verschleißmechanismus der Oberflächenzerrüttung

Abbildung 10: Verschleißmechanismus der Tribokorrosion

Abbildung 11: Erosionsverschleißdurch gasgeführte Partikel

Abbildung 12: Definitionen des Strahlverschleißwinkels

Abbildung 13: Verschleißarten in Abhängigkeit des Beanspruchungswinkels

Abbildung 14: Einfluss von Systemgrößen auf den Verschleiß

Abbildung 15: Verschleißschäden an einem FeCrC-gepanzerten Rotor

Abbildung 16: Funktionsprinzip eines Schwerkraftsichters

Abbildung 17: Austrag- und Dosierschleuse an Druck- und Saugförderleitungen

Abbildung 18: Verschleißbilder an Schleusen

Abbildung 19: Verschlissene Industrieventilatoren

Abbildung 20: Laufrad und Strömungsprofil eines Radialventilators

Abbildung 21: Erosionsverschleißan Laufrad-Schaufelkanten

Abbildung 22: Schäden durch Verschleißan Industrieventilatoren

Abbildung 23: Typische Hartlegierungen im Ventilatorenbau

Abbildung 24: Dendritische Struktur in Hartlegierung auf Fe-Basis

Abbildung 25: Fe-Cr-C-Basishartlegierung mit Cr-Karbiden

Abbildung 26: TiC-verstärkte Fe-Cr-C-Mo-Legierung

Abbildung 27: Fe-Cr-B-Basishartlegierung mit Cr-Boriden

Abbildung 28: WSC-verstärkte Fe-Basislegierung

Abbildung 29: WSC-verstärkte Ni-Cr-B-Si-Legierung

Abbildung 30: PPA-Auftragschweißen

Abbildung 31: MSG-/OA-Auftragschweißen

Abbildung 32: Verfahrensprinzip des PTA-Auftragschweißens

Abbildung 33: Verfahrensprinzip des MSG-Auftragschweißens

Abbildung 34: Verschleißschutzmaßnahme durch Kornfeinung

Abbildung 35: Formgeschlossene Fülldrahtelektroden

Abbildung 36: VC-verstärkte Fe-Cr-Nb-V-B-C-Legierung

Abbildung 37: cWSC-verstärkte Fe-Basishartlegierung

Abbildung 38: Lage der Lichtbogenarten im U-I-Diagramm

Abbildung 39: Makroaufnahmen von FeCrCNb-Endkraterausbildungen

Abbildung 40: Prozessabhängiger Gefügevergleich von NiBSi + WSC

Abbildung 41: Prozessabhängige Hartphasenausbildung an FeCrCNb-Legierung

Abbildung 42: Leistungsverläufe des Standard-Kurz- und coldArc®-Lichtbogens

Abbildung 43: EWM-coldArc®-Prozessablauf

Abbildung 44: Experimenteller Versuchsplan

Abbildung 45: Liquidusverhalten von DURMAT® 469-PTA + 59-PTA

Abbildung 46: Härtevergleich an FeCrC-Schleißblech

Abbildung 47: Gefügevergleich an FeCrC-Schleißblech

Abbildung 48: FeV12-Beschichtung nach Strahlverschleißbeanspruchung unter 10°

Abbildung 49: FeCrC-Schleißblech nach Strahlverschleißbeanspruchung unter 10°

Abbildung 50: Vorqualifizierung unter 10°-Schrägstrahlverschleißbeanspruchung

Abbildung 51: Vorqualifizierung unter 90°-Prallverschleißbeanspruchung

Abbildung 52: FeV12-Beschichtung nach 90°-Prallverschleißbeanspruchung

Abbildung 53: FeCrCB-Beschichtung nach 90°-Prallverschleißbeanspruchung

Abbildung 54: Querschliffe an neu entwickelten Fülldrahtelektroden

Abbildung 55: Querschliff an neu entwickelter FeCrB-Fülldrahtelektrode

Abbildung 56: Querschliff an neu entwickelter cWSC-verstärkter Fe-Fülldrahtelektrode

Abbildung 57: Messprinzip der Flammenspektroskopie

Abbildung 58: Definition des Aufmischungsgrades

Abbildung 59: GKLB-Anlagenaufbau

Abbildung 60: EWM-Schweißbrenner

Abbildung 61: Strahlverschleißprüfung in Anlehnung an DIN 50320

Abbildung 62: Strahlverschleißprüfung

Abbildung 63: Edelkorund -45 +22 μm

Abbildung 64: Zementstaub und Edelkorund -45 +22 μm im Vergleich

Abbildung 65: Portlandkalksteinzement Fluvio 4

Abbildung 66: Partikelgrößenanalyse an Zementstaub

Abbildung 67: Abrasivgut-Partikelgeschwindigkeit

Abbildung 68: Partikelgrößenanalyse an Produktionsstaub aus der Aufbereitung

Abbildung 69: Quarzmehl und Zementstaub im Vergleich

Abbildung 70: Hochtemperaturkorrosion

Abbildung 71: Hochtemperaturstrahlverschleißprüfung

Abbildung 72: Quarzsand 12f

Abbildung 73: Miller-Test gemäßASTM G75-07

Abbildung 74: Edelkorund F220

Abbildung 75: Flachzugproben-Geometrie

Abbildung 76: Makroaufnahme von Flachzugprobe

Abbildung 77: Material-Prüfmaschine vom Typ Z600H

Abbildung 78: Hochleistungsverschleißschutzsysteme für den Ventilatorenbau

Abbildung 79: Messung des coldArc®-Energieeintrags für FeCrC-Cladding

Abbildung 80: Makroskopischer Gefügeschliff an FeCrC-Auftragschweißung

Abbildung 81: Prozessabhängiger Gefügevergleich von NiCrBSi + WSC

Abbildung 82: Schliffbilder an WSC-verstärkter NiCrBSi-Auftragschweißung

Abbildung 83: Mikroskopischer Gefügeschliff an FeCrB-Auftragschweißung

Abbildung 84: Schliffbilder an cWSC-verstärkter Fe-Basis-Auftragschweißung

Abbildung 85: Schliffbilder an cWSC-verstärkter FeCrC-Auftragschweißung

Abbildung 86: Gefügevergleich von Fe-Basislegierungen + (c)WSC

Abbildung 87: FeCrNbVBC-Panzerung auf S960QL-Substrat

Abbildung 88: Schichthärten der hergestellten Verschleißschutzschichten

Abbildung 89: Ergebnisse der Strahlverschleißprüfung mit Edelkorund

Abbildung 90: Prozessvergleich anhand Strahlverschleißprüfung unter 10°

Abbildung 91: Prozessvergleich anhand Strahlverschleißprüfung unter 90°

Abbildung 92: Ergebnisse der Strahlverschleißprüfung mit Zementstaub unter 10°

Abbildung 93: Ergebnisse der Strahlverschleißprüfung mit Zementstaub unter 90°

Abbildung 94: Ergebnisse der Strahlverschleißprüfung mit Quarzmehl

Abbildung 95: Ergebnisse der Hochtemperaturstrahlverschleißprüfung

Abbildung 96: Ergebnisse der Miller-Prüfung

Abbildung 97: Wärmebeeinflussung des Substrats bei OA/MSG und GKLB

Abbildung 98: Härtevergleich in der WEZ

Abbildung 99: Spannungs-Dehnungskurven der Flachzugversuche

Abbildung 100: Relative Gesamtgewichte bei Direktpanzerung von 20 Leitschaufeln

Abbildung 101: Abschmelzleistungen untersuchter Verschleißschutzlegierungen

Abbildung 102: Ausbringungsraten untersuchter Verschleißschutzlegierungen

Abbildung 103: Zusammensetzung der betrachteten Beschichtungskosten

Abbildung 104: Zusammensetzung der schweißtechnischen Gesamtkosten

Abbildung 105: Relative Werkstoffpreise untersuchter Verschleißschutzlegierungen

Abbildung 106: Technische Zeichnung eines Industrieventilators

Abbildung 107: Beschichtungskosten untersuchter Verschleißschutzlegierungen

Abbildung 108: Beschichtungskostenraten untersuchter Verschleißschutzlegierungen ...

Abbildung 109: Materialkostensätze untersuchter Verschleißschutzlegierungen

Abbildung 110: Gesamtkosten untersuchter Verschleißschutzlegierungen

Abbildung 111: Gesamtkostenraten untersuchter Verschleißschutzlegierungen

Abbildung 112: Erfassung und Auswertung des elektrochemischen Rauschens

Abbildung 113: Qualitative Einzelpartikelenergieerhaltung beim Strahlverschleiß

Abbildung 114: Edelkorund

Abbildung 115: Verschleißbild an NiCrBSi + WSC

Abbildung 116: Verschleißbild an FeCrC-MSG

Abbildung 117: Verschleißbild an FeCrC-GKLB

Abbildung 118: Verschleißbild an FeCrB

Abbildung 119: Verschleißbild an SK 900-O

Abbildung 120: Verschleißbild an Fe-Basis + cWSC

Abbildung 121: Verschleißbild an FeCrC + cWSC

Abbildung 122: Verschleißbild an FeCrVC + WSC

Abbildung 123: Verschleißbild an FeCrVC + cWSC

Abbildung 124: Verschleißbild an FeCr+VC + cWSC+

Abbildung 125: Verschleißbild an EIPA 480

Tabellenverzeichnis

Tabelle 1: Zusammensetzungen von Eisen-, Nickel- und Kobaltbasislegierungen

Tabelle 2: Anwendungsbereiche von Stelliten® nach Legierungsanteilen

Tabelle 3: Konventionelle Werkstoffsysteme zum Verschleißschutz im Ventilatorenbau .

Tabelle 4: Übersicht der wichtigsten Metallkarbid-Typen

Tabelle 5: Eigenschaften der Legierungselemente von Nickelbasislegierungen

Tabelle 6: Konventionelle Verfahren zum Panzern von Industrieventilatoren

Tabelle 7: Mittlere Korngrößen typischer Abrasivgüter bei abrasiv-erosivem Verschleiß.

Tabelle 8: Eigenschaften handelsüblicher Fülldrahtelektroden

Tabelle 9: Werkstoffübergänge in Abhängigkeit der Lichtbogenart

Tabelle 10: Ausgewählte GKLB-Prozesse nach Herstellern

Tabelle 11: Liquidusintervalle schmelzmetallurgisch untersuchter Legierungen

Tabelle 12: Übersicht fülldrahtbasierter Versuchswerkstoffe

Tabelle 13: (c)WSC-verstärkte Pseudolegierungen auf Fe-Basis

Tabelle 14: Eigenschaften untersuchter Referenzschleißbleche

Tabelle 15: XABO® 960

Tabelle 16: Chemische Analysen der Versuchswerkstoffe

Tabelle 17: Auswahl der Beschichtungsprozesstechnik

Tabelle 18: Zusammensetzungen eingesetzter Schutzgase

Tabelle 19: Prüfparameter der Strahlverschleißprüfung

Tabelle 20: Strahlverschleißprüfung mit Edelkorund

Tabelle 21: Strahlverschleißprüfung mit Zementstaub

Tabelle 22: Partikelgrößenanalyse an Zementstaub

Tabelle 23: Produktionsstaubanalyse aus der Aufbereitung

Tabelle 24: Strahlverschleißprüfung mit Quarzmehl

Tabelle 25: Eigenschaften des untersuchten Hartmetalls

Tabelle 26: Prüfparameter der Hochtemperaturstrahlverschleißprüfung

Tabelle 27: Korrosionsarten nach DIN EN ISO 8044:2015-12

Tabelle 28: Fördergasanalysen aus dem Bereich der Stahlherstellung

Tabelle 29: Prüfparameter der Miller-Prüfung

Tabelle 30: Prozessparameter der erzeugten Auftragschweißungen

Tabelle 31: Planimetrie an FeCrC-Auftragschweißung

Tabelle 32: Planimetrie an WSC-verstärkter NiCrBSi-Auftragschweißung

Tabelle 33: Eigenschaften der hergestellten Verschleißschutzschichten

Tabelle 34: Energieführung beim Auftragschweißen

Tabelle 35: Leichtbaupotenzial bei Direktbeschichtung von 20 Leitschaufeln

Tabelle 36: Relative Werkstoffpreise untersuchter Hartlegierungen

Tabelle 37: Werkstoff- und prozessabhängige Schweißzeiten

Tabelle 38: Anlagenspezifische Maschinenstundensätze

Tabelle 39: Werkstoff- und prozessabhängige Schutzgaswerte

Tabelle 40: Spezifische Werkstoffpreise untersuchter Hartlegierungen

Tabelle 41: Werkstoffkosten untersuchter Verschleißschutzlegierungen

Tabelle 42: Verschleißschutzlösungen im Vergleich

Tabelle 43: Eigenschaften von Verschleißschutzsystemen

1. Einleitung und Problemstellung

Durch abrasiven und erosiven Verschleißan Bauteilen und Maschinenelementen beispiels- weise im Bergbau [Pet10] sowie an Aufbereitungsanlagen, aber auch in der Zement- und Metallindustrie entstehen der Volkswirtschaft jährlich enorme Verluste. Allein in der Bundes- republik Deutschland verursacht Verschleißpro Jahr Schäden in Milliardenhöhe [Rei12, Ric89, The04b]. Bei einem anzunehmenden Anteil am Bruttoinlandsprodukt (BIP) von bis zu 5 % stellt Verschleißfür die Bundesrepublik (BIP2015 ≈ 3,03 Billionen USD) einen monetären Schaden in Höhe von rund 150 Milliarden USD/a dar [Sta16]. Dies entspricht umgerechnet einem geldwerten Verlust von aktuell ca. 136,5 Milliarden EUR jedes Jahr [DAX16].

Abbildung in dieser eseprobe nicht enthalten

Abbildung 1: Volkswirtschaftliche Bedeutung von Verschleißin der BRD (Stand: 2016, gemessen am BIP), in Anlehnung an [Ech13, Rei12]

Von diesem Verschleißsind auch Industrieventilatoren während ihres Einsatzes betroffen, sodass neben technischen Revisionen eine regelmäßige Wartung und Instandsetzung not- wendig ist. Diese aufwendigen Instandsetzungsmaßnahmen werden immer dann erforder- lich, wenn einsatzrelevante Verdichtungsverhältnisse und/oder Fördergasvolumenströme durch massive Verschleißerscheinungen an den entsprechenden Strukturbauteilen nicht mehr erreicht werden können oder aber Unwuchten an den Laufrädern durch einen un- gleichmäßigen Verschleißabtrag entstehen, die einen weiteren sicheren Betrieb ohne Folge- schäden an den entsprechenden Anlagen nicht mehr gewährleisten. Durch ein zwangsläufig zeitweises Stillstehen des Anlagenbetriebes und die damit verbundenen Produktionsausfälle entstehen der Industrie immense Kosten und resultierend daraus erhebliche volkwirtschaftli- che Schäden. Um Instandhaltungskosten sowie Reparaturarbeiten zu reduzieren, ist daher ein langlebiger Verschleißschutz von großer Bedeutung.

1.1. Ausgangssituation und Motivation

Der Verschleißan strahlverschleißbeanspruchten Maschinen und Anlagenkomponenten ist auf die im Fördergas mitgeführten Feststoffpartikel zurückzuführen [Goo70], da entspre- chende Bauteile überwiegend in der grundstoffindustriellen Entstaubungstechnik wie zum Beispiel in Chemie- und Raffinerieanlagen oder in der Zement-, Stahl-, Spanholz- und Kunststofftechnik eingesetzt werden und daher die Förderluft mit feinen und dadurch hochabrasiven Partikelstäuben beaufschlagt ist. Der Partikelangriff führt durch das Auftreffen auf die entsprechenden Strukturoberflächen wie Beschaufelung, Deck- und Bodenplatte zu ei- nem erheblichen Verschleiß[Goo70]. Aufgrund der im Ventilatorenbau geforderten Ver- schleißreserve beziehungsweise notwendigen Schichtdicke und der zyklisch-dynamischen Verschleißbeanspruchung werden als Verschleißschutzlösungen zum aktuellen Stand der Technik schweißtechnisch aufgetragene Verschleißschutzschichten präferiert. Nachteilig hieran ist jedoch, dass die hochbelasteten Strukturbauteile aus hoch- und ultrahochfesten Feinkornbaustählen (S690+, S960+), deren Einsatz erforderlich ist, um den hohen Umfangs- geschwindigkeiten beziehungsweise den daraus resultierenden großen Zentrifugalkräften durch hohe statische und zyklische/dynamische Festigkeiten standzuhalten, oftmals auf- grund der hohen Wärmeeinbringung konventioneller Beschichtungsverfahren nicht direkt beschichtet werden können. Die verwendeten Substrate werden durch die verfügbaren Be- schichtungsverfahren wie das Plasma-Pulver-Auftragschweißen (PPA), OA-Verfahren [Pen08] und konventionelle MSG-Prozesse thermisch so stark beansprucht, dass ihre ur- sprünglichen mechanisch-technologischen Eigenschaften irreversibel verloren gehen und daher bei der konstruktiv-rechnerischen Auslegung der Anlagen als tragender Querschnitt nicht vollständig mitberücksichtigt werden können. Eine gegenwärtige Möglichkeit zur Redu- zierung des auftretenden Verschleißes ist das Aufbringen vorgefertigter Schleißbleche be- stehend aus einem Substratwerkstoff, auf den für den Anwendungsfall und entsprechenden Verschleißangriff angepasste Verschleißschutzlegierungen durch verschiedene schweiß- technische Beschichtungsverfahren aufgetragen werden.

Abbildung in dieser eseprobe nicht enthalten

Abbildung 2: Verschlissener, durch Schleißbleche geschützter Industrieventilator [Ven15]

Zum Einsatz kommen hierbei hochlegierte Eisen- und Nickelbasishartlegierungen, die in der Regel durch drahtgebundene Lichtbogen- oder pulvergebundene Plasmaverfahren [Som02] auf Substratwerkstoffe vom Typ S235, S355 (Baustahl) und in Ausnahmefällen S690 (Fein- kornbaustahl) aufgebracht werden. Die so erzeugten Platten werden dann nach einer Kon- turanpassung an die jeweilige Bauteilgeometrie punktuell durch Schraub- oder Schweißver- 2 bindungen auf den Strukturbauteilen appliziert. Hierdurch entsteht durch den Substratwerkstoff der Schleißbleche, der lediglich einen Haftvermittler zum Verschleißschutzwerkstoff darstellt, ein zusätzliches Gewicht, welches wiederum erhebliche Mehrkosten beim Transport, Anlagenbetrieb, Energiebedarf, und Bau von Fundamenten etc. verursacht.

Eine verschleißschutztechnische Alternative zu den genannten konventionellen Verschleiß- schutzlösungen existiert weltweit zum aktuellen Stand der Technik noch nicht. Aus dieser Erkenntnis heraus ist die Idee gewachsen, beschichtungs- und beanspruchungsgerechte Hochleistungsverschleißschutzsysteme für feinabrasiv-erosive Verschleißbeanspruchungen zu entwickeln, die durch das direkte Beschichten hochbelasteter Strukturbauteile aus hoch- und ultrahochfesten Feinkornbaustählen mit modernen energiereduzierten Schweißverfahren ein Leichtbaupotenzial bieten [Wes10b]. Können mit diesen Verfahren in Kombination mit der Entwicklung tribosystemangepasster Hochleistungsverschleißschutzlegierungen qualitative Schichten erreicht werden, die eine Aufmischung aufweisen, die mit PPA-generierten Auf- tragschichten vergleichbar ist, kann ein wesentlicher volkswirtschaftlicher Gewinn genutzt werden.

Abbildung in dieser eseprobe nicht enthalten

Abbildung 3: Fertigungsvorteil mit Hochleistungsverschleißschutzsystemen

Es konnte bereits gezeigt werden, dass durch den Einsatz der GKLB-Technik eine Feinung von in situ gebildeten Hartphasen möglich ist und hierdurch vor allem der Verschleißwider- stand gegen feinen Erosiv-Abrasivverschleißerhöht werden kann [Wes11a]. Außerdem ist durch die Entwicklung und den Einsatz tribosystemangepasster Fülldrahtelektroden für die explizite Verarbeitung mit GKLB-Prozessen von einer Verbesserung der Schichtqualität auszugehen [Wes11a].Neben einer deutlichen Standzeitverlängerung der neuartigen Beschichtungen wird hierdurch eine erhebliche Gewichtsreduzierung entsprechend gepanzerter Einzelteile beziehungsweise der betreffenden Gesamtanlagen erwartet.

1.2. Zielsetzung und Aufbau der Arbeit

Zur Umsetzung dieser Ziele ist zum einen die Entwicklung tribosystemangepasster Ver- schleißschutzlegierungen auf Ni- und Fe-Basis für den Einsatz unter hocherosiver Ver- schleißbeanspruchung durch feine Partikelstäube sowie die Entwicklung geeigneter Füll- drahtelektroden für das schweißtechnische Beschichten mittels moderner energiearmer drahtgebundener Schweißprozesse erforderlich. Zum anderen ist die technologische Ent- wicklung einer geeigneten Beschichtungsprozesstechnik zum energiearmen Panzern ein- schließlich entsprechender Werkstoff- und Verschleißqualifizierungen notwendig.

In der Arbeit wird zunächst ein breit angelegtes Fachfundament zur Einführung in das Ar- beitsgebiet des Verschleißschutzes gelegt. Dies umfasst eine ausführliche Darstellung der wesentlichen Bereiche der Tribologie, Verschleißmechanismen in Kontaktvorgängen techni- scher Oberflächen sowie möglicher Verschleißerscheinungsformen, die hierbei auftreten, insbesondere die bei der Verschleißart des erosionsbedingten Strahlverschleißes. Bei der Darstellung und Charakterisierung von abrasiv-erosivem Verschleißwird das Hauptaugen- merk auf die Verschleißerscheinungen bei Industrieventilatoren gelegt und es werden ent- sprechende Werkstoffkonzepte und Legierungssysteme vorgestellt, die sich aufgrund ihrer werkstoffspezifischen Zusammensetzung besonders für das Panzern solcher Bauteile eig- nen. Der Bogen zur Entwicklung von Hochleistungsverschleißschutzsystemen wird einerseits durch die Darstellung tribosystemangepasster Beschichtungswerkstoffe, andererseits durch die Darlegung der verfahrensbedingten Vorteile des GKLB-Prozesses gegenüber konventio- nellen Verfahren zum Auftragschweißen geschlagen. Im Anschluss daran wird eine Qualifi- zierung der im Rahmen der Dissertation erzeugten Auftragschweißungen vorgenommen. Als Auswertemethoden werden hierzu metallografische Einzelschliffe aus Pendel- und Strich- raupen genutzt, die hinsichtlich Matrix- und Makrohärte, Karbidverteilung, Nahtgeometrie und Anbindung beziehungsweise Aufmischungsgrad untersucht werden. Zur Bewertung der Ver- schleißperformance werden die erzeugten Verschleißschutzschichten im Strahlverschleißtest nach DIN 50332 unter explizit für den betrachteten Anwendungsfall ausgewählten Kornfrak- tionen gegenübergestellt. Darüber hinaus findet eine entsprechende Prüfung unter höheren Temperaturen (Hochtemperaturstrahlverschleißtest) zur Quantifizierung des Temperaturein- flusses auf das erosive Verschleißverhalten der Schichtverbunde statt. Um das praxisrelevante Tribosystem zu erweitern, wird eine Vorauswahl erfolgversprechender Schichten er- gänzend hierzu korrosionstechnischen Untersuchungen unterzogen. Anhand der erzielten Ergebnisse wird schließlich eine Auswahl besonders geeigneter Legierungen getroffen und es werden diese zusätzlich einer mechanisch-technologischen Untersuchung unterzogen, um das erwartete Leichtbaupotenzial entsprechender Hochleistungsverschleißschutzsyste- me durch praxisrelevante Prüfverfahren zu verifizieren. Hierzu ergänzend folgt ein technisch- wirtschaftlicher Vergleich der Verschleißschuztlegierungen, bei dem sich vor allem auf die Werkstoff- sowie auf die durch die Schweißarbeit entstehenden Strom- und Schutzgaskosten alsökonomische Kriterien konzentriert wird. Im Schlussteil der Arbeit werden die erzielten Ergebnisse zusammengefasst und unter dem Aspekt des Leichtbaupotenzials kritisch bewer- tet. Des Weiteren sollten Erkenntnisse aus den Untersuchungen gewonnen und reflektiert und abschließend ein Ausblick auf die zukünftige Entwicklung der neuartigen Verschleiß- schutzsysteme gegeben werden.

2. Verschleiß

Verschleißstellt in der Regel einenökonomischen Wertverlust dar und ist deshalb in den meisten Fällen als unerwünscht zu betrachten. Nur in Einzelfällen können durch Verschleißwertsteigernde technologische Formänderungen wie zum Beispiel bei formgebenden Bearbeitungs- oder beispielsweise durch Einlaufverschleißvorgänge hervorgerufen werden [Uet86].In diesem Kapitel werden zunächst einige grundlegende Definitionen zum Verschleißdargelegt sowie die unterschiedlichen Verschleißmechanismen und -arten voneinander abgegrenzt. Den einzelnen Verschleißarten können in Abhängigkeit der kinematischen Bedingungen sowie der Art und Form der Kontaktpartner und Zwischenstoffe jeweils mehrere Verschleißmechanismen zugeordnet werden [Uet86, Wes11c].

2.1. Definition von Verschleiß

Unter Verschleißwird im engeren Sinne der fortlaufende Prozess eines Materialabtrags aus einem festen Körper verstanden. Nach DIN 50320 ist Verschleiß„der fortschreitende Materi- alverlust aus der Oberfläche eines festen Körpers, hervorgerufen durch mechanische Ursa- chen, d. h. Kontakt und Relativbewegung eines festen, flüssigen oder gasförmigen Gegen- körpers“ und stellt damit also den Masseverlust (Oberflächenabtrag) einer Werkstoffoberflä- che durch schlagende, kratzende, rollende, schleifende, chemische und/oder thermische Verschleißbeanspruchung dar [Uet86].Die am Verschleißprozess beteiligten Partner (Grund- und Gegenkörper sowie Zwischen- und Umgebungsmedien) charakterisieren durch ihre Stoff- und Formeigenschaften sowie die auftretenden Verschleißmechanismen in deren Wechselwirkung miteinander die Struktur des betrachteten Tribosystems [Bob13, Rei12].

Abbildung in dieser eseprobe nicht enthalten

Abbildung 4: Verschleißals Systemgröße, in Anlehnung an [Pet10]

Verschleißäußert sich durch das Loslösen von Verschleißpartikeln sowie durch Stoff- und Formänderungen an der beanspruchten Oberflächenschicht [Uet86]. Meistens findet hierbei 6 eine Aktivierung physikalisch-chemisch-thermischer Prozesse (tribochemischer Verschleiß) statt. Die wesentliche Ursache für Verschleißerscheinungen ist eine mechanisch induzierte Energieeinwirkung. Sofern dem Verschleißeine chemische beziehungsweise elektrochemische Ursache zugrundeliegt, wird von Korrosion gesprochen [Bob13, Uet86].

2.2. Verschleißals tribologische Größe

Verschleißkann daher nicht aus Werkstoffkennwerten abgeleitet werden, sondern stellt eine Werkstoffreaktion innerhalb des betrachteten Tribosystems dar [Rei12]. Nach [Czi15] ist „Tri- bologie die Wissenschaft und Technik von Wirkflächen in Relativbewegung und zugehöriger Technologien und Verfahren“. Damit einhergehend existiert eine Vielzahl an Reibungs- und Verschleißprozessen, die eine interdisziplinäre Zusammenarbeit von verschiedensten inge- nieur- und naturwissenschaftlichen Gebieten voraussetzen, um entsprechende Materialver- luste zu minimieren. Verschleißund Reibung bilden die Kernbereiche tribologischer (örtlich begrenzter) Bauteilbeanspruchungen dar [Bob13, Wut87]. Unter Reibung wird die Systemei- genschaft verstanden, welche einen Bewegungswiderstand darstellt. Es ist die Kraft, die sich den in Relativbewegung wirkenden Bauteilen entgegensetzt [Som07, Som10, Som14].Verschleißstellt hingegen ein Grenzschichtproblem dar, welches durch die an der tribologischen Beanspruchung beteiligten Partner sowie durch deren Wechselwirkung mitei- nander beeinflusst wird [Bob13, Rei12]. Die Bewertung von Verschleißvorgängen setzt eine Berücksichtigung vielschichtiger Tribologievorgänge voraus, wonach eine umfassende Ana- lyse mittel- sowie unmittelbar am Verschleißbeteiligter Komponenten erforderlich ist [Uet86]. Reibung und Verschleißsind daher nicht als Stoffeigenschaften zu betrachten, sondern stel- len zusammen mit dem Beanspruchungskollektiv eine Systemeigenschaft der am Ver- schleißprozess beteiligten Elemente dar [Czi74, Gro73, Hab76, Hab80, Hab82, Hei75, Wah48, Wut87].

Abbildung 5: Aufbau eines tribologischen Systems, in Anlehnung an [Oli08]

Abbildung in dieser eseprobe nicht enthalten

Das Beanspruchungskollektiv setzt sich - mit zeitlichem Ablauf - zum einen aus physikalisch-technischen Beanspruchungsgrößen wie Normalkraft, Relativgeschwindigkeiten und Temperaturverhältnissen zusammen, zum anderen umfasst es die vorliegende Bewegungsform sowie sonstige herrschende Umgebungsbedingungen [Bob13, Gah89, Gro73, Hab76, Hab80, Rie06, Uet79, Uet86].

2.3. Verschleißmechanismen

Grundsätzlich sind für ein Verschleißbild verschiedene Grundmechanismen wie Abrasion, Adhäsion, Oberflächenzerrüttung beziehungsweise Werkstoffermüdung sowie tribochemische Reaktionen (Tribooxidation) und weitere kombinierte Verschleißformen verantwortlich. In der Regel treten diese Mechanismen parallel zueinander auf und nur in den seltensten Fällen liegt ein Verschleißmechanismus alleine vor [Som07, Som10, Som14].

2.3.1. Abrasionsverschleiß

Verschleißdurch Abrasion entsteht durch das Auftreffen eines Abrasionsstoffes auf einen festen Körper. Der Abrasivstoff kann hierbei in loser Form vorliegen, grob stückig oder auch feinkörnig sein. Als praktische Beispiele können hier die Bodenbearbeitung in der Landwirt- schaft, Erdbewegungen mittels Radladers oder auch Ventilatoren in der Lüfterindustrie, wel- che partikelbeaufschlagte Stäube fördern, benannt werden [Som07, Som10, Som14].Diese Art des Verschleißes kann allerdings auch durch Flüssigkeiten hervortreten, in denen das Abrasivmittel gelöst ist wie zum Beispiel Sand, welcher durch die Fließbewegung mit dem Festkörper in Berührung kommt und einen Materialabtrag verursacht. Den Abrasionsver- schleißprozess können zwei oder drei Körper beziehungsweise Stoffe beeinflussen. Beim Zweikörperabrasivverschleißwird grundsätzlich zwischen dem Gleit- und Stoßverschleißunterschieden. Der Abrasiv-Gleitverschleißkennzeichnet sich durch eine Tangentialbean- spruchung einer Werkstoffoberfläche (Grundkörper) durch ein abrasiv wirkendes Medium in gebundener oder loser Form. Der Stoßverschleißerfolgt üblicherweise durch ein relativ gro- bes Abrasivkorn und tritt sowohl unter senkrechtem als auch schrägem Beanspruchungswin- kel auf [Uet86].

Abbildung in dieser eseprobe nicht enthalten

Abbildung 6: Verschleißmechanismus der Zweikörperabrasion [Wes10c]

Beim Dreikörperabrasivverschleißkommt es durch teilweise oder vollständige Unterbre- chungen des Tribokontakts nur zu einer indirekten beziehungsweise partiellen Beeinflussung zwischen Grund- und Gegenkörper. Die wesentliche Verschleißbeanspruchung der Festkör- peroberflächen wird hier durch das abrasiv wirkende Zwischenmedium hervorgerufen [Uet86].

Abbildung in dieser eseprobe nicht enthalten

Abbildung 7: Verschleißmechanismus der Dreikörperabrasion[Rei12]

Abrasive und erosive Verschleißformen werden insbesondere charakterisiert durch die am Verschleißprozess beteiligten Abrasivstoffe, die den größten Einfluss auf die resultierende Verschleißhöhe haben. Die Abrasivität ist als integrale Verschleißgröße maßgebend für die Verschleißwirkung, in die neben dem Härteverhältnis zwischen Abrasivkorn und beanspruchtem Werkstoff folgende Abrasivgut-Eigenschaften eingehen [Uet86]:

- Härte und Festigkeit
- Größe und Größenverteilung bei multimodalen Abrasivgut-Kollektiven
- Form und Struktur

2.3.2. Adhäsionsverschleiß

Adhäsiver Verschleißtritt durch die Pressung zweier Körper auf, welche eine flächige Relativbewegung zueinander ausüben.

Abbildung in dieser eseprobe nicht enthalten

Abbildung 8: Verschleißmechanismus der Adhäsion [Rei12]

Auf molekularer und atomarer Ebene wirken sich hierbei die stofflichen Eigenschaften der Kontaktpartner aufeinander aus. Aufgrund der teilweise hohen lokalen Flächenpressungen werden Rauheitshügel abgetragen oder elastisch verformt, wodurch lokale Grenzflächenbin- dungen entstehen, welche auch als Kaltverschweißungen bezeichnet werden. Diese Ver- schweißungen können eine lokal höhere Festigkeit aufweisen und somit durch die Relativ- bewegungen Schäden an den Kontaktpartnern hervorrufen [Buc81, Czi15, Men08, Xu07].Damit es zur Entstehung solcher Haftbrücken kommen kann, ist zunächst das Auflö- sen möglicher Zwischenschichten (Oxid-, Adsorptions- und/oder sonstiger Passiv- bezie- hungsweise Reaktionsschichten) notwendig [Buc81, Rei12, Xu07]. Adhäsionsverschleißfin- det also durch Wechselwirkungen von sekundären Anziehungskräften oder Hauptvalenzbin- dungen statt und tritt daher vor allem bei metallisch „reinen“ Werkstoffoberflächen und unge- nügender Schmierung auf [Buc81, For84, Rei12, Uet86].

2.3.3. Oberflächenzerrüttung (Ermüdungsverschleiß)

Besonders beim Stoßen kommt es oftmals erst nach zyklischer lokaler Beanspruchung der Oberflächen zu Verschleißerscheinungen. Diese treten durch Oberflächenzerrüttung (Werkstoffermüdung) im entsprechenden Kontaktbereich in Erscheinung. Zerrüttung tritt bei kraftund formschlüssiger Energieübertragung auf und kann neben Stoßvorgängen durch zyklische Beanspruchungen in Form von Rollbewegungen, Schwingungen und Schleifvorgänge entstehen [Rei12, Uet86]. Mit zunehmender Anzahl an plastischen Deformationsteilchen bilden sich mikroskopische Anrisse oder Grübchen, welche bei fortsetzender Belastung zu Ausbrechungen oder Rissen führen können [Som07, Som10, Som14].

Abbildung in dieser eseprobe nicht enthalten

Abbildung 9: Verschleißmechanismus der Oberflächenzerrüttung [Wes10c]

Oft entsteht Ermüdungsverschleißinfolge von Wälzbeanspruchungen durch die Bildung so- genannter „Pittings“ und ist daher stark oberflächenrauheitsorientiert [Rei12]. Bei sprödhar- 10 ten Werkstoffen und Stoßvorgängen mit hoher Energieeinwirkung können Mikrobrüche schon bei einmaliger Beanspruchung auftreten, wonach diese Werkstoffe besonders anfällig für die genannte Verschleißform sind [Rei12, Uet86].

2.3.4. Tribochemischer Verschleiß(Tribooxidation) und kombinierte Verschleißformen

Durch den Kontakt von Festkörpern miteinander und hierbei auftretende tribologische Beanspruchungen kann es an den Oberflächen zu chemischen Reaktionen kommen. Festkörper verschiedener Materialen lösen diese Reaktionen im Regelfall in Kontakt mit Schmierstoffen aus. Die Reaktionsbereitschaft der verwendeten Materialien erhöht sich durch die Veränderung des Energieniveaus und durch die Umgebungsluft. Hierbei entstehende Oxidschichten beschleunigen die Verschleißbildung [Som07, Som10, Som14, Xu07].

Abbildung in dieser eseprobe nicht enthalten

Abbildung 10: Verschleißmechanismus der Tribokorrosion [Wes10c]

Reaktionsschichten bilden sich vor allem bei geschmierten Bauteilen und werden überwiegend temperaturgesteuert durch Additivierung des betreffenden Schmierstoffes bewirkt. Tribochemischer Verschleißspielt auch für Erosionsvorgänge durch die Bildung von Passivschichten eine wesentliche Rolle [Uet86].

2.4. Verschleißart Strahlverschleiß

In vielen industriellen Anwendungen wie zum Beispiel in pneumatischen Förderanlagen, der Stahl- oder Zementherstellung tritt die Verschleißart des Strahlverschleißes auf. Der Ver- schleißzeigt sich beispielsweise auf den Schaufeltragflächen entsprechender Förderventila- toren oder in (partikelbeaufschlagten) fluidführenden Förderleitungen. Aufgrund der gegen- über anderen Verschleißarten relativ hohen Verschleißraten und der daraus folgenden gro-ßen wirtschaftlichen Bedeutung wurde dieses Gebiet des Verschleißes schon frühzeitig in- tensiv untersucht. Elementarer Prozess beim Strahl- beziehungswiese Erosionsverschleißist der unter einem beliebigen Beanspruchungswinkel auftretende Teilchenstoßgegen eine Werkstoffoberfläche, wodurch der Werkstoff elastisch oder elastisch-plastisch verformt wird. 11

Die durch ein gasförmiges Medium geführten stoßenden und furchenden Feststoffpartikel treffen auf die Oberfläche und rufen einen erosiv-abrasiven Verschleißabtrag hervor[Uet86].

Abbildung 11: Erosionsverschleißdurch gasgeführte Partikel, in Anlehnung an [Fin60, Fin67, Oli08]

Abbildung in dieser eseprobe nicht enthalten

Dieser Abtrag wird maßgeblich durch den Beanspruchungswinkel des anströmenden Mediums beeinflusst. In Abhängigkeit vom Anströmwinkel α wird im Allgemeinen zwischen Gleitstrahl- (α = 0°), Schrägstrahl- (0° < α < 90°) und Prallverschleiß(α = 90°) differenziert. Die frei fliegenden Partikel des gasgeführten Strahls verursachen je nach Beanspruchungswinkel stoßende und/oder furchende Werkstoffschädigungen [Fin60, Fin67, Gan79].

Abbildung 12: Definitionen des Strahlverschleißwinkels, in Anlehnung an [Ech13, Fin60, Fin67]

Abbildung in dieser eseprobe nicht enthalten

Der Werkstoffabtrag ist also abhängig vom Beanspruchungswinkel. Eine Änderung des Beanspruchungswinkels und damit des Verschleißmechanismus wird systemimmanent durch Muldenbildung hervorgerufen und tritt bei hohem Materialabtrag auf.

Abbildung in dieser eseprobe nicht enthalten

Abbildung 13: Verschleißarten in Abhängigkeit des Beanspruchungswinkels [Rei12]

Mit größer werdendem Anströmwinkel wechselt der Verschleißmechanismus vom Furchen und Pflügen zum Zerrütten der strahlverschleißbeanspruchten Werkstückoberfläche [Lev86].

Abbildung in dieser eseprobe nicht enthalten

Abbildung 14: Einfluss von Systemgrößen auf den Verschleiß, links: Hoch-Tieflage-Verhalten beim Abra- sionsverschleiß, rechts: Änderung der Verschleißart beim Erosionsverschleiß[Rei12]

Eine Variation des Beanspruchungswinkels und der damit einhergehenden Strahlverschleiß- art vom Gleit- und Schrägstrahl- bis hin zum Prallverschleißist gleichbedeutend mit einer Änderung der Verschleißperformance des beanspruchten Materials in Abhängigkeit seiner physikalischen Eigenschaften [Hol15, Oli08, Wal05]. Für Beanspruchungswinkel α < 30° zei- gen duktile Werkstoffe wie beispielweise unlegierte Stähle einen hohen Abtrag unter fur- chendem Verschleiß[Bit63a-b, Fin78, Hut89, Lap80, Lev86, Lev99, Wal05], während harte Materialien empfindlich auf Prallverschleißund unempfindlich auf Gleitstrahlverschleißrea- gieren [Wal05]. Bei sprödharten Werkstoffen ist der Ermüdungsverschleißwiderstand auf- grund ihres niedrigeren Energieabsorptionspotenzials deutlich geringer [Wal05]. Elastomere weisen dagegen unter Gleitstrahlverschleißeinen hohen Verschleißabtrag auf und bieten unter Prallverschleißbeanspruchung aufgrund ihres elastischen Werkstoffverhaltens eine erhöhte Verschleißbeständigkeit [Ech11, Hol15, Oli08, Wal05].

Als weitere entscheidende Einflussfaktoren des Werkstoffverhaltens beim Strahlverschleißsind neben dem Beanspruchungswinkel insbesondere das Beanspruchungsprofil wie Fluid-/Partikelgeschwindigkeit und Strömungsprofil, Umgebungsbedingungen wie Temperatur und Gasart (Korrosion), das Härteverhältnis zum Abrasivgut die Werkstoffeigenschaften wie Härte, Elastizitätsmodul, Mikrogeometrie und Gefügehomogenität (insbesondere Zeilenabstände bei hartstoffhaltigen Werkstoffen) sowie die Partikeleigenschaften (Härte, Größe/Größenverteilung und Form) des eingesetzten Abrasivums zu nennen [Bit63a-b, Ech11, Fin78, Gan79, Hol15, Lev86, Oli08, Wal05].

3. Strahlverschleißbeanspruchte Maschinen und Anla- genkomponenten

Die beim Strahlverschleißherrschenden Strömungsgeschwindigkeiten des partikelbeaufschlagten Gases liegen in einem Bereich, in dem Verschleißdurch das Trägergas selbst vernachlässigt werden kann. Typische einer solchen Verschleißbeanspruchung ausgesetzten Maschinen und Anlagenkomponenten sind vor allem Prall- und Schlagrad-Mühlen, Zyklonabscheider, Wärmetauscher und Absperreinrichtungen sowie Rotationsprallmühlen und Industrieventilatoren [Uet86].

3.1. Strahl- und Prallmühlen

Zum Mahlen hochabrasiver Materialien wie zum Beispiel von Mineralgestein, verschiedens- ter Sande oder auch Gläsern finden hauptsächlich Prallmühlen beziehungsweise sogenann- te Rotationsbrecher-Anlagen Anwendung. Diese Anlagen sind in der Lage, hochharte Güter in wirtschaftlichen Zerkleinerungsraten bei gleichzeitig geringem Verschleißder betroffenen Anlagenkomponenten zu brechen. Das zu brechende Gut wird der Rotationsmühle mengen- kontrolliert über einen Kaskadentrichter primär einem durch Auftragschweißen verschleißge- schützten Rotor zugeführt, der das Zerkleinerungsgut in die Brechkammer schleudert. Über eine Sekundärzufuhr wird ein zweiter Materialmassenstrom direkt in den autogenen Brecher geleitet, der mit dem durch den Rotor auf Geschwindigkeiten von bis zu 85 m/s beschleunig- ten Material zusammentrifft und sich so gegen sich selbst zerkleinert [N.N.09, Oli08].

Abbildung in dieser eseprobe nicht enthalten

Abbildung 15: Verschleißschäden an einem FeCrC-gepanzerten Rotor, in Anlehnung an [Rei12]

Die freifliegenden und tangential am Rotormantel vorbeiströmenden Partikel verursachen einen massiven erosiven Verschleißangriff, der Auswaschungen und Materialanbackungen am Rotor hervorruft, die wiederum zu Unwuchten des rotierenden Bauteils führen. Weiterhin kommt es an den gepanzerten Auslässen der Anlage zu Verschleißschäden durch die den Rotor radial verlassenden Partikelströme. Die Schäden am Gutauslass sind relativ kostengünstig zu beheben, da sich die entsprechenden Verschleißteile aufgrund der Segmentbauweise des Rotors mit geringem fertigungstechnischen Aufwand manuell austauschen lassen. Die Verschleißschäden am Umfang sind hingegen nur durch regeneratives Auftragschweißen und anschließendes Neuauswuchten des Gesamtrotors zu beseitigen, was ein vollständiges Ausbauen des Bauteils erforderlich macht und damit einen hohen Zeit- und Kostenaufwand für den Anlagenbediener bedeutet. Für die Reparaturschweißungen kommen überwiegend Fe-basierte Fülldrahtwerkstoffe mit arteigenen Hartphasen (M23C6, M7C3, M6C, M3C)zum Einsatz [Buc05, Cho08, Cor09, Oli08, Vei13].

3.2. Zyklone und Sichter in der Abscheide- und Aufberei- tungstechnik

Von abrasiv-erosivem Verschleißsind auch Hydrozyklone betroffen, bei denen vor allem die fluidführenden Komponenten der Innenwandung sowie des Konusteils, aber auch der Tauchdüse, durch die das geförderte Material den Zyklon wieder verlässt, einem starken Verschleißangriff ausgesetzt sind [Cle61].Wenn durch Sieben keine ausreichende Auftren- nung von Kornfraktionen mehr möglich ist, findet in der Aufbereitung, aber auch in der Ab- scheidetechnik wie zum Beispiel in der chemischen und zementherstellenden Industrie das Sichten Anwendung [Kil13]. (Wind-)Sichter dienen einerseits zur Feinkornfraktionierung von Partikelteilchen gleicher Werkstoffdichte, andererseits werden sie zum Sortieren von Teil- chen mit unterschiedlichen Dichten eingesetzt [Kil13]. Nach der zugrundeliegenden Kräfteart wird zwischen Schwerkraft-, Streuwind- und Fliehkraftsichtern differenziert [Kil13]. Die Trennkorngrößen beim Sichten liegen je nach Verfahren und Stoffart bei etwa 2 μm bis zu wenigen Millimetern [Kil13].

Abbildung 16: Funktionsprinzip eines Schwerkraftsichters, in Anlehnung an [Kil13]

Abbildung in dieser eseprobe nicht enthalten

Zum Verschleißin Sichtern in der Abscheide- und Aufbereitungstechnik kommt es insbeson- dere am Leitschaufelkorb, an den Leitschaufeln selbst, an den Gasein- und -austrittsstutzen sowie schließlich an den Sichträdern [N.N.13b]. Neben konventionellen Verschleißschutzlösungen wie zum Beispiel der Herstellung betroffener Bauteile aus Hartmetall oder einer Auskleidung mit entsprechenden (verschleißschützenden) Hochleistungskeramiken (sog. „Ingenieurkeramiken“ wie Al2O3, B4C, SiC, ZrO2o. ä.) ist auch die schweißtechnische Panzerung mit geeigneten Verschleißschutzlegierungen denkbar [N.N.13b].

3.3. Schleusen und Absperreinrichtungen

Zellenradschleusen dienen zur Einspeisung, Dosierung und Austragung von fein- bis staub- körnigen Stoffen und Granulaten [Oli08]. Je nach Funktion und Aufbau kann im Allgemeinen zwischen Austrag-, Räumrad-, Tangential-, Durchlass-, Injektor-, Messer- und Filterschleu- sen unterschieden werden [För09].Durch einen Rotor, der eine bestimmte Anzahl an Rotor- blättern aufweist, wird durch eine gleichmäßige Aufnahme von Schüttgut der einzelnen Ro- torzellen unterhalb der Einlassöffnung ein volumetrisch kontinuierlicher Partikelstrom ge- währleistet, der anschließend beispielsweise einem sekundären Gasförderstrom zugeführt werden kann [Oli08]. Die Förderleistung entsprechender Schleusen hängt im Wesentlichen von der Rotordrehzahl sowie vom mengenmäßigen Inhalt der Förderzellen des Rotors ab [Oli08]. Eine Trennung zwischen Förder- und Gegenstromrichtung wird durch eine möglichst geringe Abstandstoleranz des Rotors zum umliegenden Gehäuse realisiert, die jedoch noch ausreichend großgenug sein muss, um eine mögliche Wärmeausdehnung des Rotors bau- teilgeometrisch zu berücksichtigen [Oli08].

Abbildung in dieser eseprobe nicht enthalten

Abbildung 17: Austrag- und Dosierschleuse an Druck- und Saugförderleitungen [Rei12, N.N.16c]

Da der Förderdruck pR im Verhältnis zum Umgebungsdruck (p0) wesentlich höher ist, kommt es am Arbeitsspalt zwischen Rotor und Gehäuse zwangsläufig zu einem Druckausgleich [Oli08]. Durch Relativbewegungen geförderter Feststoffpartikel zwischen den Rotorkammern wird in Richtung des entstehenden Druckgefälles ein erheblicher Erosionsverschleißsowohl an der Gehäusewandung als auch am Rotor verursacht [Oli08].

Abbildung in dieser eseprobe nicht enthalten

Abbildung 18: Verschleißbilder an Schleusen, links: Abstreifer einer Austragschleuse, Mitte: Rotorsteg (Zellenrad) einer Tangentialschleuse, rechts: Flansch einer Zellenradschleuse [Rei12]

Da der Werkstoffabtrag am Spalt häufig bereits nach kurzen Betriebszeiten zu einer Abnahme des mechanischen Wirkungsgrades führt, werden Zellenradschleusen in der Regel durch schweißtechnisch hergestellte Auskleidungen der Gehäuse-Innenwand sowie durch Panzern der Rotorstege verschleißtechnisch geschützt, um derartigen Schädigungen vorzubeugen [Oli08]. Aufgrund oftmals unzureichender Kenntnisse der Hersteller entsprechender Anlagen sind diese Verschleißschutzmaßnahmen meist mit einem hohen fertigungstechnischen und finanziellen Aufwand verbunden und können genaue Vorhersagen über die zu erwartenden Standzeiten eingesetzter Schleusen getroffen werden.

3.4. Ventilatoren

Beim Einsatz von Industrieventilatoren wird anwendungsspezifisch zum einen zwischen Umwälz- und Förderventilatoren unterschieden, die überwiegend für das Befördern und Umverteilen gasförmiger Medien verwendet werden, zum anderen bilden verschleiß- und explosionsgeschützte Ventilatoren einen großen Bereich. Die Einsatzgebiete reichen daher von der Entstaubungs- und Prozessgasreinigungs- sowie Abluftbehandlungsanlagentechnik über Be- und Entlüftungs-, Heizungs- und Klimatisierungs- bis hin zu Recycling- und Abfallaufbereitungsanlagen. Typischerweise finden Industrieventilatoren daher in folgenden Bereichen der chemischen und technischen Industrie Anwendung [Oli08]:

Abbildung in dieser eseprobe nicht enthalten

Abbildung 19: Verschlissene Industrieventilatoren, links: Laufrad aus der Holzindustrie, rechts: ver- schleißgeschützter Ventilator für die Zementindustrie [Ven15]

Für die Gehäusekonstruktionen entsprechender Anlagen kommen üblicherweise verschleiß- feste (Vergütungs-)Stähle wie beispielsweise creusabro®, Dillidur®, HARDOX® oder XAR® zum Einsatz, deren mechanisch-technologische Eigenschaften durch gezieltes Härten (Mar- tensitbildung) und im Einzelfall anschließendes Anlassen zur Erhöhung der Zähigkeit einge- stellt werden [Oli08]. Aufgrund der im Betrieb wirkenden hohen dynamischen Lasten werden für die Strukturbauteile beziehungsweise Laufräder größtenteils hochfeste Feinkornbaustähle der Güten S690 bis S960+ (tw. S1100MC) verwendet. Um das Bodenblech und die ver- schleißbeanspruchten Ventilatorschaufeln vor hochabrasiv-erosivem Verschleißzu schützen, werden die Strukturwerkstoffe meist durch schweißtechnisch aufgetragene Schutzschichten gepanzert. Im Bodenbereich führt die in der Regel partikelbeaufschlagte Einlaufströmung innerhalb des Laufrades zu einem radialen Verschleißweg, der sich letztlich als Prallver- schleißauswirkt und zu massiven Verschleißschädigungen des Ventilators führt [Oli08].

Abbildung in dieser eseprobe nicht enthalten

Abbildung 20: Laufrad und Strömungsprofil eines Radialventilators [Dur12, Rei12, Ven12]

Insbesondere an den Leitschaufelkanten sowie an Bereichen, wo turbulente Strömungen auftreten, kommt es bei feinerosiver Beanspruchung zu massiven Verschleißerscheinungen.

Abbildung in dieser eseprobe nicht enthalten

Abbildung 21: Erosionsverschleißan Laufrad-Schaufelkanten [Ven15]

Während sich der Verschleißan den senkrecht zur Strömungsrichtung (α ≈ 90°) ausgerichteten Schaufelkanten und Lüfterbodenblechen in einer reinen Prallverschleißbeanspruchung äußerst, unterliegen die Bauteiloberflächen im Bereich der Leitschaufeln und Austrittskanten aufgrund der flach verlaufenden Strömungsbahnen sowohl einem Gleit- (α ≈ 0°) als auch Schrägstrahlverschleiß(0° < α < 90°) [Oli08].

Abbildung in dieser eseprobe nicht enthalten

Abbildung 22: Schäden durch Verschleißan Industrieventilatoren: Auswaschungen an Lüfterbodenble- chen (links) und Lüfterschaufeln (Mitte) sowie am Kantenbereich (rechts) [Ven15]

Zudem verursachen Verwirbelungen in Strömungsrichtung oftmals tiefe Auswaschungen am Bodenblech und auf den Schaufeloberflächen, aber auch im (Austritts-)Kantenbereich der Ventilatoren, was in Verbindung mit der Ausbildung von Rissen und Verschleißkanälen in der Regel mit schweren Materialanbackungen an den entsprechenden Strukturelementen verbunden ist, die schließlich zu Unwuchten und starken Vibrationen der Laufräder führen und damit zusätzlich entstehenden Verschleißbegünstigen [Oli08].

4. Konventioneller Verschleißschutz vor abrasiv- erosivem Verschleiß

Um dem Verschleißim Ventilatorenbau entgegenzuwirken, werden häufig Panzerungen auf- geschweißt oder Schleißbleche auf die entsprechend anfälligen Teile aufgeschraubt. Dies liegt in der geforderten Verschleißreserve beziehungsweise der erforderlichen Schichtdicke sowie der zyklisch-dynamischen Verschleißbeanspruchung der entsprechenden Beschich- tung begründet, wonach als Verschleißschutzmaßnahmen in diesem Anwendungsbereich schweißtechnisch aufgebrachte Schutzschichten bevorzugt eingesetzt werden [Pet08, Wes08a]. Dies führt allerdings zu einer extremen Gewichtszunahme und verringert den ae- rodynamischen Wirkungsgrad. Geschweißte Panzerungen weisen eine sehr hohe Rauigkeit auf, wodurch ebenfalls die Aerodynamik gestört wird. Außerdem wirkt die größere, raue Oberfläche negativ auf den Verschleiß, da lokale Rissbildungen einen Partikelstrahlver- schleißfördern, korrosive Medien eindringen können und Staubanbackungen leichter haften bleiben. Durch eine Wanderung unterhalb der Panzerung wird der Verschleißgefördert und der Materialabtrag enorm beschleunigt. Im Großventilatorenbau besitzt die dargestellte kon- ventionelle Verschleißschutzlösung zudem eine Vielzahl weiterer Nachteile:

Da nur wenige Werkstoffvarianten existieren, ist einerseits die Verfügbarkeit speziel- ler Verschleißschutzeigenschaften der Panzerungen zum aktuellen Zeitpunkt nicht verfügbar.

Andererseits lässt sich die beim Erosionsverschleißdurch den Angriff feiner Staubpartikel benötigte Hartphasenmorphologie (Gefügeausbildung, Hartphasenabstände und -größe betreffend) durch die bisher eingesetzten schweißtechnischen Beschichtungsverfahren so nicht realisieren.

Im Weiteren können die hoch- bis ultrahochfesten Strukturwerkstoffe (S690 bis S960+)in der Erstpanzerung größtenteils nicht direkt beschichtet werden, da die hohe thermische Beanspruchung durch die herkömmlich eingesetzten Verfahren (PPA, MSG/OA) die mechanisch-technologischen Eigenschaften der tragenden Strukturelemente in der Regel irreversibel schädigt.

4.1. Standardverschleißschutzwerkstoffe

Durch das Beschichten von Bauteilen mit Auftraglegierungen ist eine Funktionstrennung der sicherheits- und festigkeitsrelevanten mechanisch-technologischen Eigenschaften des Sub- stratwerkstoffes von den Verschleiß- und Korrosionseigenschaften des aufgetragenen Zu- satzwerkstoffes möglich [Wei11, Wes08a]. Unter den mehrphasigen Verschleißschutzwerk- stoffen haben sich vor allem die Eisen-, Nickel- und Kobaltbasishartlegierungen bewährt, die neben ihrer hohen Schichthärte eine ausreichende Zähigkeit aufweisen [Dav00]. Bei den in den Hartlegierungen auftretenden Hartstoffen handelt es sich um Verbindungen bezie- hungsweise Phasen mit einer Mindesthärte von 1.000 HV 10 [Sch88]. Art, Ausbildung, Grö-ße und Verteilung der Hartstoffe sind maßgeblich für die resultierenden Werkstoffeigenschaf- ten verantwortlich. Die Legierungen werden zumindest immer teilweise schmelzmetallurgisch hergestellt [Lau15] und bestehen aus einem Matrixwerkstoff, in den (halb-)metallische oder auch nichtmetallische Hartphasen eingebunden sind. Für die schweißtechnischen Beschich- tungsverfahren sind aufgrund ihrer mechanisch-technologischen (Härte, Zähigkeit) bezie- hungsweise metallurgischen Eigenschaften (Benetzungsvermögen etc.) vor allem die metal- lischen Hartstoffe von besonderer Bedeutung. Um verschleißbeständige Legierungen zu erzeugen, werden den Basismetallen (Fe, Ni, Co) Elemente wie Chrom, Molybdän, Wolfram und Vanadium, aber auch beispielsweise Titan und Niob zugesetzt.

Tabelle 1: Zusammensetzungen von Eisen-, Nickel- und Kobaltbasislegierungen, in Anlehnung an [Buc05, Cho08, Cor09,Dav00,Lug93, Oli08, Pra15, Ric90, Sch15, Vei13, Wes17b, Yao06]

Abbildung in dieser eseprobe nicht enthalten

Kobaltbasislegierungen weisen eine gute Oxidationsbeständigkeit sowie eine hervorragende Eigenschaftsbeständigkeit bei hohen Arbeitstemperaturen auf. Hierdurch ist der Einsatz bei Temperaturen von 700-1.000 °C ohne nennenswerte Eigenschaftsverluste möglich, womit die Einsatztemperatur solcher Legierungen über der von Nickelbasislegierungen liegt. Dane- ben zeichnen sich Hartlegierungen auf Co-Basis ebenfalls durch einen hohen Widerstand gegen Abrasion, Erosion und Korrosion aus, allerdings liegt ihr Anwendungsschwerpunkt überwiegend bei adhäsiven Verschleißbeanspruchungen. Demgegenüber stehen jedoch insbesondere gegenüber Fe-Basislegierungen hohe Werkstoffpreise entsprechender Hartle- gierungen. Als weitere Nachteile sind die toxische, allergene und vor allem karzinogene Wir- kung von Kobaltbasislegierungen zu benennen. Daher ist von ihrem Einsatz in offenen Sys- temen wie beispielsweise in luftfördernden Maschinen und Anlagen aus sicherheitsrelevan- ten Gründen abzusehen. Einsatz finden Co-Basislegierungen deshalb vor allem als Innen- panzerungen von Salz- und Laugenpumpen, bei der Beschichtung von Warmstanzwerkzeu- gen und Extruderschnecken sowie für Auskleidungen bei Verbrennungsmotoren [Cle61, Oli08, Röt11]. Hartlegierungen auf Co-Cr-Basis, die auch unter dem markenrechtlich ge- schützten Namen Stellite® bekannt sind, weisen je nach Einsatzgebiet unterschiedliche Le- gierungsanteile an Wolfram (Cr + W), Molybdän (Cr + Mo), Nickel und Kohlenstoff auf [Bac05b, Gra74, Hec16a-b, N.N.12a, Wes16]. Der Kohlenstoffanteil beeinflusst durch die Bildung von Karbiden die Verschleiß- und Korrosionseigenschaften solcher Legierungen maßgeblich [Hec16a-b, Hic80, Hod00, Jia13, Liu15, Luf97, N.N.12a, Wes16, Yao06].

Tabelle 2: Anwendungsbereiche von Stelliten® nach Legierungsanteilen, in Anlehnung an [Hec16a-b, N.N.12a-b, N.N.13a, Wes16]

Abbildung in dieser eseprobe nicht enthalten

Die Härten entsprechender Panzerungen (38-43 HRC) werden im Wesentlichen durch Mischkristallverfestigungen und Festkörperausscheidungen verschiedenster Karbide einge- stellt. Zudem zeigen Stellite® durch Ausscheidungsvorgänge an Korngrenzen besonders im Hochtemperaturbereich eine gegenüber vergleichbaren Hartlegierungen deutlich verbesserte Kriechfestigkeit [Hec16a-b, Hic80, Hod00, Jia13, N.N.12a, Liu15, Yao06, Wes16].

Bei übermäßigen Verschleißbeanspruchungen werden Pseudolegierungen eingesetzt. Diese Legierungen werden verwendet, wenn herkömmliche Verschleißschutzwerkstoffe an die Grenze ihrer Verschleißperformance gelangt sind [Wei11]. Pseudolegierungen setzen sich vorwiegend aus den beschriebenen Basislegierungen sowie zusätzlichen artfremden Hart- stoffen zusammen. Sie bestehen aus einer relativ zähen Matrix, die sich durch die schweiß- technische Verarbeitung der Legierung einstellt, sowie fest darin eingebetteten Hartstoffen. Als Hartphasen haben sich vor allem Vanadium- (VC) und Wolframschmelzkarbid (WSC) bewährt [Ger15, Sch00, Sch02]. Mit diesen Karbiden sind Härten der verschleißschützenden Sprödhartphasen von über 2.200 HV 0,1 erreichbar, wodurch solche Legierungen eine be- sonders hohe Beständigkeit gegenüber Abrasionsverschleißaufweisen [Böb10, Ger15, Oli08]. WSC ist ein zweiphasiges, (nah)eutektisches System, welches sich aus der duktilen Gefügekomponenten Wolframmono- (WC) und dem sehr harten Diwolframkarbid (W2C) zu- sammensetzt. Die Besonderheit an WSC ist, dass es als einziger Hartstoff schmelzmetallur- gisch hergestellt und sein Eutektikum vergleichsweise einfach eingestellt werden kann [Kie63, Kur06]. Damit ist WSC für den industriellen Einsatz von besonderer Bedeutung.

Abbildung 23: Typische Hartlegierungen im Ventilatorenbau, links: FeCrC, rechts: NiBSi + 60 % WSC [Hec15a-b]

Abbildung in dieser eseprobe nicht enthalten

Nach aktuellem Industriestandard kommen als Verschleißschutzwerkstoffe im Bereich der Lüfterindustrie beziehungsweise unter abrasiv-erosiven Verschleißbeanspruchungen hoch- legierte Eisen- und Nickelbasislegierungen zum Einsatz. Diese konventionell eingesetzten Werkstoffe setzen sich aus einer relativ zähharten Mischkristallmatrix mit eingelagerten ver- schleißschützenden Sprödhartstoffen zusammen. Die entsprechenden Legierungen werden in der Regel über pulvergebundene Plasmaschweißverfahren [Lug96, Som02] oder über gängige drahtgebundene Lichtbogenprozesse auf Stahlsubstratwerkstoffe der Güten S235 beziehungsweise S355 (Baustahl) und in Ausnahmefällen S690 und S960 (Feinkornbau- stahl) aufgetragen. Die erzeugten Beschichtungen kennzeichnet ein mehrphasiges Gefüge aus arteigenen und/oder mechanisch eingebrachten (artfremden) Hartphasen in Form von Metallkarbiden und -boriden, aber auch -nitriden und/oder -siliziden, die durch ihre Größe, Ausbildung und Verteilung in der Matrix den Verschleißwiderstand erhöhen [Cho08, Oli08, Pet08, Ric90, Röt11, Wes10a, Wes15a-d, Wes17a-d].

Tabelle 3: Konventionelle Werkstoffsysteme zum Verschleißschutz im Ventilatorenbau, in Anlehnung an [Cho08, Pra15, The08, Wes15a-d, Wes17a-d]

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Industriell werden zum Panzern von Bauteilen aufgrund ihres geringen Preis- Leistungsverhältnisses resultierend aus geringen Werkstoffkosten bei großen Maschinen- standzeiten überwiegend Eisenbasislegierungen eingesetzt. Besonders aufgrund des Kos- tenvorteils entsprechender Legierungen ist die Industrie daran interessiert, teure Kobalt- und Nickellegierungen für den Einsatz bei Temperaturen unter 600 °C durch vergleichbare Fe- Basiswerkstoffe zu substituieren. Die Hartlegierungen werden dabei vorwiegend als Fülldräh- te verarbeitet. Inbesondere hochchrom- und hochkohlenstoffhaltige Legierungen, deren Chrom-Anteile zwischen 10 und 35 bei Kohlenstoff-Anteilen von 2-6 Gew.-% liegen, haben sich beim Panzern mit Fe-Basishartlegierungen bewährt. Als weitere Elemente werden Bor zur Senkung der Schmelztemperatur sowie Niob und Titan zur Bildung von Monokarbiden hinzulegiert [Cho08, Jun00, Kir08, Oli08, Pet08, Röt11, The04a, The04c, The05, The08, Ven09].

4.1.1. Hartlegierungen auf Fe-Basis mit arteigenen Hartphasen

Sofern korrosive Begleiterscheinungen bei technischen Anwendungen vernachlässigt wer- den können, verbindet der Einsatz von Hartlegierungen auf Fe-Basis für technische Anwen- dungen eine Verbesserung der Verschleißbeständigkeit - vor allem unter Abrasion und Ero- sion - mit der Herstellung vergleichsweise wirtschaftlicher Auftragschichten. Die Verschleiß- eigenschaften von Hartlegierungen werden im Allgemeinen durch die Ausprägung (Art, Form/Gestalt, Große, Morphologie) und Härte der Hartphasen im Gefüge bestimmt. Während artfremde Hartphasen wie zum Beispiel WSC-Karbide als Schweißzusatz dem Schweißprozess zugeführt werden können, bilden sich arteigene Hartphasen beim Abkühlen aus der Schmelze. Die wohl bekanntesten und für die Verschleißeigenschaften wichtigsten Hartphasen sind die Metallkarbide.

Tabelle 4: Übersicht der wichtigsten Metallkarbid-Typen, in Anlehnung an [Bür98]

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Daneben ist die Bildung weiterer Mischkristalle, die von der Legierungszusammensetzung abhängen, möglich.

Abbildung in dieser eseprobe nicht enthalten

Abbildung 24: Dendritische Struktur in Hartlegierung auf Fe-Basis

Durch unterschiedliche Erstarrungsgeschwindigkeiten der einzelnen Legierungselemente in Kombination mit einem negativen Temperaturgradienten entsteht oft ein dendritisches Gefüge, welches in Form von verästelten Strukturen zu beobachten ist [Lie06].

4.1.1.1. Fe-Cr-C-Basishartlegierungen

Zumeist handelt es sich bei den monokarbidverstärkten, austenitisch-martensitischen Fe- Legierungen um hochchrom-hochkohlenstoffhaltige FeCrC-Verbindungen mit sekundär aus- geschiedenen Chromkarbiden. Die entstehenden Mischkarbide vom Typ (Cr, Fe)7C3 weisen eine Härte von 1.700-2.100 HV 10 auf. Bor führt ab einem Gehalt von etwa 0,6 Gew.-% zu einer Härtung der (Cr, Fe)7C3-Karbide. Die wichtigsten Hartstoffe neben Cr7C3 sind die Chromkarbide Cr3C2 und Cr23C6 [Uet86].Unter Abrasionsverschleißhaben sich vor allem die Cr7C3- und Cr23C6-Karbide bewährt, die eine nadel- bis plattenförmige Gefügeausbildung aufweisen [Uet86].

Abbildung in dieser eseprobe nicht enthalten

Abbildung 25: Fe-Cr-C-Basishartlegierung mit Cr-Karbiden

Das Eigenschaftsprofil entsprechender Legierungen lässt sich je nach Anwendungsfall durch die abgestimmte Zugabe von Monokarbidbildnern wie Niob und Vanadium zielgenau anpassen. Durch eine feine Verteilung von Niobkarbiden (NbC) kann die Risslänge der oftmals stark rissbehafteten Schweißschichten verkürzt werden [Pet08]. Eine leichte, schlagende Verschleißbeanspruchung führt damit nicht mehr zu sofortigen Ausbrüchen. Darüber hinaus führt das Hinzulegieren von Mangan (i. d. R. ca. 1 Gew.-%) und Silizium (bis zu 3 Gew.-%) neben einer für gewöhnlich deutlichen Verbesserung der Schweißeigenschaften zu einer Erhöhung der Verschleißbeständigkeit entsprechend hergestellter Panzerungen. Das Chrom (typischerweise 5-7 Gew.-%) sorgt für die martensitische Durchhärtung der Matrix aus der in den Werkstoff eingebrachten Schweißwärme [Lau15].

In der Zementindustrie werden dagegen immer häufiger TiC-haltige Legierungen zum schweißtechnischen Panzern verschleißbeanspruchter Bauteile eingesetzt [Lau15]. Das Ge- füge solcher TiC-verstärkten Fe-Basislegierungen besteht aus einer martensitischen Werk- zeugstahlmatrix, in der sich Titankarbide als arteigene Hartphase ausbilden. Der Martensit bildet sich beim Abkühlen durch Änderung der Kristallstruktur, wodurch durch der Werkstoff in mindestens zwei allotropen Modifikationen vorliegt: Die Hochtemperaturmodifikation Aus- tenit weist im Eisen-Kohlenstoff-Diagramm eine kubisch-flächenzentrierte (kfz-)Form auf, in der sich Kohlenstoff gelöst hat. Beim Abkühlen wandelt sich der Austenit in ein kubisch- raumzentriertes (krz-)System um, welches nur noch wenig Kohlenstoff lösen kann, sodass ein Teil des Kohlenstoffes diffundiert. Eine vollständige Diffusion ist nur bei sehr langsamen Abkühlraten möglich. Wird das austenitische Gefüge abgeschreckt beziehungsweise hohen Abkühlgeschwindigkeiten ausgesetzt, kann der Kohlenstoff nicht diffundieren und es kommt es zum Umklappen des kfz- in ein krz-Gitter. Dadurch bleibt der Kohlenstoff im krz-Gitter zwangsgelöst und erzeugt eine tetragonale Gitterverzerrung (Martensitbildung), die zu einer Härte- und Festigkeitssteigerung des Werkstoffes führt. Die nachfolgende Abbildung zeigt das Schweißgefüge einer solchen TiC-verstärkten Legierung mit einer Fe-Cr-C-Mo-Matrix.

Abbildung in dieser eseprobe nicht enthalten

Abbildung 26: TiC-verstärkte Fe-Cr-C-Mo-Legierung

Die Titanmonokarbide (TiC) bilden sich aus der Schmelze heraus und sind über das gesamte Gefüge homogen verteilt. Das sich in TiC lösende Molybdän stabilisiert zusätzlich die Hartphasen entsprechender Legierungen und führt zu einer Verminderung der Gitterkonstante beziehungsweise zur Annäherung dieser an jene der Matrix [Pad81].

4.1.1.2. Fe-Cr-B-Basishartlegierungen

Fe-Cr-B-Basishartlegierungen weisen eine regellose Hartstoffverteilung an Cr-Boriden mit einer Mikrohärte von bis zu 1.200 HV 0,1 auf (WSC zum Vergleich: 2.100-2.400 HV 0,1).

Abbildung in dieser eseprobe nicht enthalten

Abbildung 27: Fe-Cr-B-Basishartlegierung mit Cr-Boriden

Die charakteristischerweise lanzettförmigen Hartstoffe sind im Gefüge homogen ausgerichtet und bieten mit ihren im Vergleich zu anderen Werkstoffsystemen sehr geringen Hartphasen- abständen (tw. wesentlich < 50 μm) einen hohen Verschleißschutz unter feinerosiver Beanspruchung. Neue Entwicklungen stehen im Fokus von Fe-Cr-Nb-V-B-C-Legierungen, die neben der Ausbildung von Cr2B die Ausscheidung von VC-Karbiden ermöglichen und damit eine weitere Verringerung der Hartphasenabstände zur Reduzierung des Verschleißes unter feinen und feinsten Abrasiva unterstützen sollen.

4.1.2. Hartlegierungen auf Fe-Basis mit artfremden Hartphasen

Neben den Hartlegierungen, in denen sich die Hartphasen arteigen in der Schmelze ausbilden, existieren sogenannte Pseudolegierungen, bei denen (artfremde) Hartstoffe der Schmelze zugesetzt werden, sodass sich sowohl Hartphasenanteil als auch -art unabhängig von der Legierungszusammensetzung bilden [Lau15, Wes12a, Wes12c].

Nach dieser Form erzeugte Schweißgefüge befinden sich im thermodynamischen Ungleichgewicht, bieten jedoch den Vorteil, dass durch die Wahl und Anpassung von Matrix und Hartstoffen die Eigenschaften entsprechend hergestellter Schweißschichten sehr genau eingestellt werden können [Lau15]. Fe-Basislegierungen mit artfremden Hartphasen setzen sich üblicherweise aus einer Fe-C-Co-W-Matrix mit eingelagertem WSC zusammen und weisen oftmals einen hohen Hartstoffanteil (bis zu 60 Gew.-%) auf.

Abbildung in dieser eseprobe nicht enthalten

Abbildung 28: WSC-verstärkte Fe-Basislegierung

Die Auflösung der WSC-Karbide liegt nach [Pet08] in der thermodynamischen Triebkraft zur Bildung von Eisen-Wolfram-Mischkarbiden vom Typ M6C begründet, die sich neben M3C- Mischkristallen als η-Karbide im Gefüge abbilden [Lau15]. Die Kristalle scheiden sich sowohl primär als auch aus der Schmelze aus und begünstigen beim Schweißen die Entstehung von Rissen, die aufgrund ihrer geringen Bruchzähigkeit insbesondere bei abrasiven Beanspru- chungen zu Materialausbrüchen führen können[Lau15]. Eine weitere Art von Mischkristallen ist die Bildung von M7C3, die sich durch die Ausbildung von Dendriten charakterisieren lässt. Die hexagonale Struktur der M7C3-Karbide lässt sich im Schliffbild deutlich von den η- Karbiden unterscheiden.

4.1.3. Hartlegierungen auf Ni-Basis

Hartlegierungen auf Ni-Basis zeichnen sich über den gesamten Temperaturbereich durch eine flächenzentrierte Gitterstruktur aus. Die Rekristallisation wird durch die bei höheren Temperaturen stattfindende Behinderung der Kristallerholung hervorgerufen. Daher eignen sich Nickelbasislegierungen nur für Anwendungen mit einer Einsatztemperatur bis 900 °C. Grundsätzlich können Ni-basierte Hartlegierungen in die drei Legierungssysteme Ni-B-Si, Ni- Co-B-Si und Ni-Cr-B-Si unterteilt werden [Lug93, Pra15, Ric90]. Dabei werden die Schichtei- genschaften wie Härte und Zähigkeit sowie die Korrosions- und Verschleißeigenschaften im Wesentlichen durch die Legierungselemente Chrom, Bor und Silizium bestimmt. Die nach- folgende Tabelle gibt einen Überblick über die wichtigsten Legierungselemente und deren Einfluss auf die metallurgischen sowie verschleiß- und korrosionsschützenden Eigenschaften von Ni-Hartlegierungen.

Tabelle 5: Eigenschaften der Legierungselemente von Nickelbasislegierungen, in Anlehnung an [Ech13, Las99,Luf95, Lug93, Rev11, Ric90]

Abbildung in dieser eseprobe nicht enthalten

Um ein Verspröden der Auftragschichten zu vermeiden, liegt der Chrom-Gehalt entspre- chender Verschleißschutzlegierungen zwischen 5 und 17 Gew.-% bei mengenmäßigen Bor- und Silizium-Gehalten von 2-4 % (i. d. R. 2-4 Gew.-% Si bei 1-3 Gew.-% B). Durch das Hin- zulegieren von Bor und Silizium kann einerseits die Liquidustemperatur bis unterhalb 1.000 °C gesenkt werden, andererseits beeinflussen die beiden Elemente die Fließeigenschaften dieser lotähnlichen Legierungen positiv und sorgen für eine gute Benetzbarkeit der zugeführ- ten (artfremden) Hartstoffe [Lau15].Nach [Lau15] lässt sich darüber hinaus neben den am häufigsten verwendeten Ni(Cr)BSi-Typen, die mit zusätzlich eingelagerten karbidischen Hartstoffen typischerweise im Bereich des Abrasions- und Erosionsschutzes Verwendung finden, eine weitere Einteilung der Legierungen in die ebenfalls karbidischen Ni(Cr, Mo)WC- sowie die intermetallischen NiCrMo-Legierungstypen vornehmen. Bei den artfremden Karbid- Hartstoffen handelt es sich üblicherweise um blockiges beziehungsweise sphärisches WSC sowie um WC-, TiC- und VC-Karbide [Lau15].

Abbildung in dieser eseprobe nicht enthalten

Abbildung 29: WSC-verstärkte Ni-Cr-B-Si-Legierung

Die WSC-Karbide bilden einen Diffusionssaum aus (W, Ni)6C-Mischkristallen, welche durch die unterschiedlichen Auflösungsgeschwindigkeiten der nebeneinander vorliegenden Phasen WC und W2C entstehen [Lau15]. Das außenliegende W2C wandelt sich zum Teil in M6C um und das verbleibende WC bildet den äußeren WSC-Rand [Lau15].Durch den Diffusionsraum wird die Einbettung der Karbide in die Ni-Matrix begünstigt, da der Eigenschaftensprung des Elastizitätsmoduls beziehungsweise der Härte an der Grenzfläche zwischen Matrix und Hartphase herabgesetzt wird [Ber08]. Das Erstarrungsgefüge entsprechender Legierungen setzt sich aus primär erstarrten und Ni-angereicherten MC-Dendriten sowie einem interdend- ritisch angeordnetem Eutektikum mit feindispers verteiltem Ni3B zusammen [Ric90]. Aus der Schmelze bilden sich durch das Legieren mit Cr und B zusätzliche Boride und Silizide wie beispielsweise Chromborid (CrB, CrB2, Cr2B, Cr3B4, Cr4B) und Ni2Si [Kis62]. WSC-verstärkte Nickelbasislegierungen werden überwiegend zum Panzern von Turbinen, Schaufeln, Ventila- toren, Katalysatoren und Bohrwerkzeugen verwendet [Bau02, Pra15, Röt11, Oli08, Ech13].

4.2. Standardverfahren zur Herstellung von Panzerungen

Allen dargestellten Hartlegierungen ist gemeinsam, dass sie durch schweißtechnische Beschichtungsverfahren (PPA, MSG/OA) mit einer hohen Energieführung verarbeitet werden. Hierdurch werden verfahrensabhängig unterschiedliche Schichtdicken bei der Herstellung entsprechender Schleißbleche generiert [Wes15a-d, Wes17a, Wes17d].

Tabelle 6: Konventionelle Verfahren zum Panzern von Industrieventilatoren, in Anlehnung an [Sch05, Sch15, Wes15a-d, Wes17a, Wes17d]

Abbildung in dieser eseprobe nicht enthalten

Kostenintensive PPA-Prozesse werden in der Regel für die Verarbeitung hochpreisiger hart- phasenverstärkter Nickelbasis-Schweißpulver eingesetzt [Lug96]. Der Vorteil der pulverge- bundenen Plasmaprozesse liegt bei der prozessspezifischen Einstellung relativ geringer Aufmischungen von unter 10 % [Ait89, Ayd96, Lug96, Wal67, Wes15a-d, Wes17a, Wes17d].

Abbildung in dieser eseprobe nicht enthalten

Abbildung 30: PPA-Auftragschweißen, Funktionsprinzip [ISAF16]

Der Aufmischungsgrad stellt als Qualitätsmerkmal der Panzerungen das Verhältnis der Ver- mischungszone bestehend aus Grundwerkstoff und Schweißzusatz zur Gesamtfläche des betrachteten Schweißnahtquerschnitts dar. Bei schweißtechnisch ausgeführten Nachpanze- rungen beziehungsweise -plattierungen lässt sich im Querschliff durch planimetrische Be- stimmung der einzelnen Flächenverhältnisse die reale Aufmischung A* berechnen [Boc05]:

Abbildung in dieser eseprobe nicht enthalten

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