Verfahren zum Schützen der Oberfläche von Gegenständen aus rostbeständigem Stahl
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Schützen der Oberfläche von Gegenständen aus rostbeständigem Stahl, insbesondere solchen, die mit chlorionenhaltigem Wasser in Berührung kommen, sowie Rohrheizkörper, Wasserbehälter oder Vorrichtungen, die diese enthalten.
Es ist bekannt, wasseraufnehmende Behälter oder der Wassererhitzung dienende Einrichtungen, z. B. elektrische Rohrheizkörper aus rostbeständigem Stahl, herzustellen, um eine grössere Lebensdauer und eine grössere Widerstandsfähigkeit gegen den korrosiven Angriff des Wassers zu erhalten. Bevorzugt werden hierbei rostbeständige Stähle verwendet, die üblicherweise 1 bis zu 40%, vorzugsweise 8 bis 12% Nickel und 8 bis 25% Chrom enthalten.
Durch das Hinzulegieren von Chrom und Nickel gelingt es zwar, die Korrosionsbeständigkeit des Stahles wesentlich zu erhöhen, ein vollständiger Schutz wird jedoch nicht erreicht, da insbesondere das Problem der Spannungsrisskorrosion sehr grosse Schwierigkeiten bereitet und noch nicht als gelöst angesehen werden kann.
Unter dem Begriff Spannungsrisskorrosion ist hierbei gemäss DIN 50 900 eine Rissbildung in Metallen unter gleichzeitiger Einwirkung bestimmter Angriffsmittel und Zugspannungen zu verstehen, wobei eine verformungslose Trennung mit inter- oder transkristallinem Verlauf ohne Bildung sichtbarer Korrosionsprodukte auftritt und die Zugspannungen verschiedentlich auch als innere Spannungen im Werkstück vorliegen können.
Entscheidend hierbei ist, dass die Angriffsmittel und die Zugspannungen gleichzeitig auf den Werkstoff einwirken müssen. Der Begriff Zugspannungen ist weit zu fassen, da auch Torsions- und kombinierte Torsions- und Biegespannungen gefährlich werden können. Druckspannungen hingegen sind ungefährlich. Die Angabe verformungslose Trennung ist gewissermassen makroskopisch zu verstehen und schliesst geringe örtliche plastische Verformungen nicht aus.
Die Voraussetzungen für das Eintreten der Spannungsrisskorrosion werden im Schrifttum im allgemeinen wie folgt zusammengefasst: a) Der Werkstoff an sich, bzw. sein Zustand, muss eine spezielle Neigung zur Spannungsrisskorrosion haben.
Diese Voraussetzung ist fast immer erfüllt, jedoch kann mitunter bei ein und demselben Werkstoff der Anfälligkeitsgrad sehr unterschiedlich sein, z. B. infolge Wärmebehandlung.
b) Es müssen Zug -Spannungen ausreichender Höhe vorhanden sein. Diese Bedingung ist nur erfüllt, wenn die Zugspannungen eine ausreichende Höhe aufweisen, wobei sich in manchen Fällen ein Schwellwert angeben lässt.
Last- und Eigenspannungen werden in gleicher Weise gewertet.
c) Es muss ein spezifisch angreifendes Reagens einwirken. Das Wort spezifisch beinhaltet, dass ein Mittel, das für einen Werkstoff kritisch sein kann, sich einem anderen Werkstoff gegenüber harmlos verhalten kann. Spannungsrisskorrosion tritt also immer in bestimmten Systemen oder Paarungen von Werkstoffen und Agentien auf. Dabei ist eine Vielzahl von Einflüssen, insbesondere auch Konzentration und Temperatur, von Bedeutung.
Das Problem der Spannungsrisskorrosion ist sehr komplex und vielschichtig, da zahlreiche Parameter und Einflussgrössen auftreten. Von der Seite des Werkstoffes her sind in erster Linie zu nennen: Gefügezustand, Wärmebehandlung, Spurenelemente, entkohlte Randzonen, Korngrösse, Kaltverformung usw. Hinsichtlich der angreifenden Medien u.a. sind folgende Grössen von Einfluss: Temperatur, Konzentration. Inhibitoren usw.
Im allgemeinen können zwei Typen der Spannungsrisskorrosion unterschieden werden. Der eine besteht im wesentlichen in einem mechanischen Aufreissen des Werkstoffes, wobei die Korrosion nur die Hindernisse entfernt, die sonst ein Fortschreiten des Risses hemmen würden. Der andere beruht auf einem steten elektrochemischen Angriff, der durch die mechanische Spannung auf den Spaltgrund konzentriert wird und statt eines rund ausgehöhlten Loches einen engen in das Metall eindringenden Riss bildet. Der Grund für den bevorzugten Angriff im Spaltgrund liegt nach H. W. Logan, J. Res. nat. Bur. Standards 66 C 347 (1962) darin, dass dort durch die erhöhten Spannungen laufend Oxydschichten zerstört werden. Im Gegensatz dazu beweisen die Messungen von T. P. Hoar, J. G. Hines, J. Iron St. Inst. 184 166 (1956); J. M. West. Corr. Sci. 1178 (1961); J.
Hines, Corr. Sci. 121 (1961), dass die Aktivierungsenergie der Kationenbildung im System rostfreier Stahl/ 42% Magnesiumchloridlösung stark verringert wird, wenn sich das Metall schnell dehnt. Weiterhin ergeben Hines Experimente eine befriedigende Übereinstimmung zwischen den Werten der Korrosionsströme und der Rissbildungsgeschwindigkeit. Die gleichmässige und schrittweise Rissausbreitung wurde auch durch Fontana und Mitarbeiter untersucht. (W.M. Pardue, F.H.
Beck, M.G. Fontana, Trans. Americ, Soc. Metals 54539 (1961).
Zu den Vorstellungen, die man zur Zeit zur Erklärung der unterschiedlichen Anfälligkeit von Werkstoffen für die Spannungsrisskorrosion benutzt, gehört auch Barnartts Modell, Corrosion 18 332 t (1962), das die Anfälligkeit oder die Immunität gegenüber Spannungsrisskorrosion auf der Basis der Gleiteigenschaften des Metalles deutet. Das Modell hat einige Punkte gemeinsam mit dem Stapelfehlermechanismus von A. J. Forty, Chem. and Ind. 954 (1963).
Der bei einer Spannungsrisskorrosion auftretende Schädigungsvorgang vollzieht sich in verschiedenen Stufen, deren Unterteilung jedoch nicht einheitlich ist, weshalb hier von einer strengen Numerierung abgesehen werden soll.
Die erste Stufe bezeichnet man als Inkubations- oder Induktions-Phase. Mitunter wird auch hier zwischen den beiden Phasen noch unterteilt, in groben Zügen besteht aber Einheitlichkeit der Auffassungen. In der Induktionsphase werden fast unmerklich die Vorbedingungen für die eigentliche Schädigungsphase geschaffen, nämlich die Auswahl eines Korrosionspfades bzw. Reaktionsweges und die Bildung eines Risskernes im Zusammenhang mit plastischer Verformung und chemischem Abtrag. Häufig ist eine Rissbildung nach Art von Lochfrass zu erkennen.
Bei austenitischen CrNi-Stählen wird nach H. Tees, Dissertation Bergakademie Clausthal 1963, ein kontinuierlicher Übergang von statistisch verteilten, halbkugelförmigen Pits über perlschnurartig aufgereihte Löcher, keilförmig verbreitete Risse bis zu feinen Haarrissen beobachtet, was so gedeutet wird, dass unter der spannungsbedingten Dehnung der Proben die Passivschicht senkrecht zur Hauptspannungsrichtung verlaufende Brüche oder zumindest - bei geringen Drehungen - Schächungen erleidet. Bei Versuchen mit austenitischem CrNi Stahl wurde von H. Ternes weiterhin gefunden, dass bei Verwendung einer MgCl2-Lösung eine Abhängigkeit der Inkubationszeit von Probenpotential und Nennspannung besteht. Als Inkubationszeit sieht H.
Ternes nicht nur die Zeit bis zum Auftreten einer lokalen Korrosion an, sondern sie umfasst vielmehr auch das weitere korrosionsbedingte Wachstum eines solchen Lokalangriffs bis zu einer bestimmten kristischen Grenze, die die Bildung der eigentlichen Risse ermöglicht. Als Ende der Inkubationszeit und Beginn der Reissprobe wird das Abweichen der experimentellen Dehngeschwindigkeits-Zeit-Kurven von der Geraden angesehen.
Nach Ablauf der Induktionsphase besteht zwar eine Kerbe mit Spannungsspitze und im Fortgang der Reissphase wird der Querschnitt immer kleiner und die Spannung dadurch immer höher, aber es scheint, dass vielfach zu wenig darauf hingewiesen wird, dass im Prinzip in jedem Stadium grundsätzlich die gleichen Bedingungen für die Reissbildung massgebend sind, wie bei Beginn des Vorganges. Aus diesem Grunde dürfte im übrigen die Unterteilung in einzelne Stufen immer etwas problematisch sein.
Es schliesst sich die Rissfortpflanzungs- oder Reissperiode an, in der, ausgehend von den in der Inkubationsperiode gebildeten Kerben, die Kettenrisse mehr oder weniger schnell in die Tiefe des Materials wachsen.
Bei einer mitunter als möglich angesehenen, aber nicht sicher belegten Diskontinuität des Vorganges können te diese Periode noch in einzelne Schritte unterteilt werden, von denen jeder wieder mehr oder weniger auch noch mit den Vorgängen in den ersten Phasen im Zusammenhang steht. Man neigt heute zu der Auffassung, dass die Rissfortplanzung stetig, d.h. nicht in diskreten einzelnen Schritten erfolgt (J.J. Harwood, Report on Stress Corrosion Cracking of Austenitic CrNi-Steels, ASTM Spec. Techn. Publ. No. 264 (1960) 63/4]. W. Grul [Aluminium 38 (1962) 775/9] unterstützt diese Auffassung durch elektronenoptische Untersuchungen von Bruchaufnahmen an AlZnMg 3, welche zeigen, dass die interkristallinen Spannungsrisskorrosionsrisse sich stufenlos ausbreiten.
Als letzte und dritte Stufe schliesst sich hieran sodann der Restbruch an, der ein Gewaltbruch des durch die Rissbildung verringerten Restquerschnittes ist.
Je nach Empfindlichkeit, Höhe der aufgegebenen Spannung und Oberflächenzustand des Werkstoffes kann für die gesamte Lebensdauer desselben sowohl die erste Stufe, in der ein chemisches bzw. elektrochemisches Gleichgewicht zwischen der Metalloberfläche und dem Korrosionsmittel besteht, als auch die zweite Stufe, in der sich unter gleichzeitiger chemischer und mechanischer Beanspruchung Mikrorisse bilden bestimmend sein.
Die dritte Stufe, bei der sodann der Restgewaltbruch stattfindet, ist relativ kurz gegenüber den beiden ersten Stufen.
Ausgehend von der sehr komplexen und komplizierten Natur der Spannungsrisskorrosion sind auch die Massnahmen zur Verhütung derselben sehr vielfältig und entsprechend aufwendig. So werden zum Beispiel von H.H. Uhlig (Corrosion and Corrosion Control, New York - London, 1962; Wiley & Sons) folgende Massnahmen zusammenfassend zur Verhütung oder Verminderung der Rissgefahr bei nichtrostenden Stählen angegeben: a) austenitische Stähle:
Kathodischer Schutz. In kochender MgCl5-Lösung (1540 C) sind z. B. etwa 0,03 mA/cme notwendig. Entfernung von Cl- aus sauren Medien, von 2 und anderen Depolisatoren oder von Cl- aus neutralen oder schwach alkalischen Medien.
Vermeidung hoher Konzentrationen von OH-, besonders an Spalten oder in Dampfzonen, sowie Zugabe von Puffer-Ionen, z. B. PO4-.
Einsatz von Legierungen mit > 50% Ni oder Herabsetzung des Gehaltes an Stickstoff und anderer schädlicher Bestandteile auf den niedrigst möglichen Wert (z. B. < 0,04% N in einem Stahl mit 20% Cr, 20% Ni, 0,001 % C).
Ersatz der austenitischen durch ferritische Stähle, z. B. X8Cr17 (AISI 430) oder X7CrA1 13 (AISI 405).
Jedoch können diese durch Wasserstoff verspröden oder in gewissen Medien Blasen bilden.
b) martensitische Stähle:
Vermeidung von Überstrom bei kathodischem Schutz.
Keine galvanische Verbindung mit aktiveren Metallen.
Anlassen auf die niedrigst mögliche Härte. Es wird berichtet, dass martensitische und ausscheidungshärtende rostfreie Stähle in aggressiver Seeluft nur dann versagen, wenn sie auf eine Härte HRc > 40 (in Industrieatmo sphäre > 45) angelassen werden. Die Stähle X15Cr13 bzw. X20Cr13 (AISI 410, 420) weisen im Salzsprühversuch oder durch Wasserstoffangriff die grösste Rissanfälligkeit nach einem zweistündigen Anlassen bei 425 bis 5500 C auf, die geringste Anfälligkeit nach einem zweistündigen Anlassen bei 2600 C.
Ausgehend von dem vorgenannten Stand der Technik und der erwähnten Problemstellung ist es nun Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein einfaches und wirtschaftliches Verfahren in Vorschlag zu bringen, wodurch das Auftreten der Spannungsrisskorrosion entweder ganz verhindert oder soweit reduziert wird, dass schädliche Auswirkungen vermieden werden. Diese Aufgabe wird bei einem rostbeständigen Chromnickelstahl mit einem Gehalt von höchstens 40% Nickel dadurch erreicht, dass auf die Oberfläche des Gegenstandes eine Schutzschicht aus Nickel aufgebracht wird.
Besondere Bedeutung gewinnt das erfindungsgemässe Verfahren zur Herstellung von Rohrheizkörpern, wasseraufnehmenden Behältern oder der Wassererhitzung dienenden Einrichtungen, die durch das chlorionenhaltige, z. B. kochsalzhaltige Wasser, besonders gefährdet sind und erfindungsgemäss in sehr einfacher Weise vollkommen geschützt werden können. Auch inkromierte Stähle können gemäss der Erfindung mit einer Nickelschicht versehen werden. Wenn z. B. der Stahl eine Chromschicht von 18 u und eine äussere Nickelschicht von 10 p hat, kann man ihn noch einmal glühen, bis sich die Nickelschicht auf 5 n verringert hat. Da das übrige Nikkel in die Chromschicht eindiffundiert ist, ergibt sich in dieser ein prozentmässig über die Dicke abfallender Nikkelanteil.
Es hat sich gezeigt, dass derartig hergestellte Rohrheizkörper völlig frei von Spannungsrisskorrosion sind und dazu noch eine ausgezeichnete Zunderbeständigkeit haben.
Das erfindungsgemässe Verfahren erscheint auf den ersten Blick widersinnig, da nach der herrschenden Meinung ein Chrom-Nickel-Stahl nicht mehr vernickelt zu werden braucht, um die Korrosionsbeständigkeit zu erhöhen. Im Gegenteil, die Vernickelung würde nach der bisher ständig im Schrifttum vertretenen Meinung die Oberflächenqualität des Gegenstandes herabsetzen und somit die Gefahr einer Spannungsrisskorrosion erhöhen.
Wie praktische Versuche gezeigt haben, ist jedoch genau das Gegenteil der Fall, denn es lässt sich durch die erfindungsgemässe Vemickelung ein vollständiger Schutz gegen Spannungsrisskorrosion erreichen.
Für den Fall, dass die erfindungsgemässe Nickel schicht, z. B. durch einen Kratzer, verletzt wird, wirkt das chlorionenhaltige Wasser auf den Grundwerkstoff, z. B.
auf einen Chrom-Nickel-Stahl, direkt ein. Dieser wird jedoch nur dann korrodiert, wenn genau an der Stelle des
Kratzers die für das Auftreten der Spannungsrisskorro sion erforderlichen inneren Spannungen vorhanden sind.
Ein Zusammentreffen dieser beiden Voraussetzungen ist jedoch sehr unwahrscheinlich.
Eine weitere Erhöhung der Lebensdauer kann erzielt werden, wenn gemäss einer bevorzugten Ausführungs form des Verfahrens der Erfindung der mit der Nickel schicht überzogene Edelstahlgegenstand auf höhere Tem peratur erhitzt wird. In diesem Fall diffundiert ein Teil der Nickelschicht in die Chromnickelstahloberfläche ein und erhöht in der übergangszone den Nickelgehalt auf über 40%. Praktische Versuche zeigten jedoch, dass ab
40% Nickelgehalt eine Spannungsrisskorrosion nicht mehr auftritt. Die Übergangsschicht ist nun wesentlich härter und gegen gewisse Medien korrosionsbeständiger als die Nickelschicht, so dass sie Verletzungen erheblich besser widersteht. Die Kratzer gehen dementsprechend - z. B. bei dem üblichen Gebrauch einer Waschmaschine weder an der Behälterinnenwand noch an der Rohrheizkörperoberfläche - so tief, dass die ursprüngliche Chromnickelstahllegierung offenliegt.
Selbst wenn dies der Fall ist, dann tritt auch eine Spannungsrisskorrosion nur auf, wenn genau an dieser Stelle eine Innenspannung vorliegt. Das Zusammentreffen aller dieser Umstände ist jedoch unwahrscheinlich.
Das Eindiffundieren der Schutzschicht bringt auch Vorteile hinsichtlich einer anderen Erscheinung, die sich an Rohrheizkörpern beobachten lässt, welche in hartem Wasser betrieben werden. Hier bildet sich nämlich um den Heizkörpermantel rasch eine immer dicker werdende Kalkablagerung (Kesselstein), die die Wärmeabgabe aufgrund ihrer schlechten Wärmeleitfähigkeit ständig herabsetzt, so dass das Temperaturgefälle zwischen der Aussenhaut dieser Ablagerungschicht und dem Rohrheizkörpermantel immer mehr ansteigt. Auf diese Weise kommt es nicht selten vor, dass der Rohrheizkörpermantel Temperaturen bis zu 8000 C erreicht. Bei dieser Temperatur ist jedoch der in der Kalkablagerung enthaltende Sauerstoff in der Lage, die Nickeloberfläche zu oxydieren, wobei sich das entstehende Nickeloxyd mit der Kalkschicht verbindet.
Nach Erreichen einer bestimmten Ablagerungsschichtdicke wird diese durch die auftretenden mechanischen Wärmespannungen stellenweise abgesprengt und der Vorgang wiederholt sich an den nunmehr wieder metallisch blanken Stellen von neuem. Auf diese Weise würde eine Nickelschicht, welche nicht teilweise in die Manteloberfläche eindiffundiert ist, mit der Zeit völlig abgetragen werden, so dass der Rohrheizkörper erneut den Korrosionseinflüssen der beschriebenen Art ausgesetzt wäre. Die Diffusionsschicht ist jedoch aufgrund des im rostbeständigen Stahl enthaltenen Chroms gegen den in der Kalkablagerung enthaltenen Sauerstoff beständig, so dass der die Lebensdauer erhöhende Effekt der erfindungsgemässen Oberflächenbehandlung auch unter derartig extremen Betriebsbedingungen gewahrt ist.
Unter der Voraussetzung, dass also das erfindungsgemässe Verfahren so ausgeführt wird, dass ein Teil der aufgebrachten Metallschicht in die Oberfläche des Rohrheizkörpermantels eindiffundiert, lässt sich also nicht nur die Spannungsrisskorrosion unterdrücken, sondern die Zunderbeständigkeit des verwendeten rostbeständigen Stahls erheblich erhöhen.
Die Vernickelung bringt nunmehr noch einen anderen wesentlichen Vorteil. Wenn z. B. Rohrheizkörper mit einem Mantel aus rostbeständigem Chromnickelstahl unter einem exothermen Gas geglüht werden, dann färbt sich die Oberfläche infolge Bildung von Chromoxyd grau. Es müssen dann die Rohrheizkörper erst wieder gebeizt werden, damit die Oberfläche wieder ansehnlich und eine optimale Korrosionsbeständigkeit erzielt wird.
Dies verursacht jedoch Kosten. Man weicht dementsprechend manchmal auf ein Glühen im Vakuum aus. Die Erzeugung des Vakuums bringt jedoch ebenfalls sehr beträchtliche Unkosten. Ein anderer Weg liegt in der
Verwendung von Wasserstoff als Schutzgas, was jedoch sehr kostspielig ist. Weiterhin ist die Verwendung von Ammoniakspaltgas bekannt. Bei letzterem Verfahren dringt jedoch der Stickstoff in die Oberfläche des Gegen standes ein und bindet dort Chrom ab, z. B. bei einer Legierung mit 18% Chrom bis zu 12% desselben. Bei der Verwendung von Wasserstoff oder Ammoniakspaltgas beim Glühen der Rohrheizkörper ist weiterhin eine erhebliche Explosionsgefähr in Kauf zu nehrnen.
Es zeigt sich nun, dass durch die Vernickelung der Chromnickelstahl oberfläche sich die Probleme beim Glühen ausgezeichnet lösen lassen. Es kann ohne Schwierigkeiten ein z. B. aus Propangas abgeleitetes exothermes Gasgemisch Verwendung finden, ohne dass die Gefahr einer Verfärbung der Oberfläche infolge Oxydation besteht.
Nachfolgend werden die Ergebnisse durchgeführter Versuche gebracht, die die überlegenheit von nach dem erfindungsgemässen Verfahren behandelten elektrischen Rohrheizkörpern aus Chromnickelstahl gegenüber unbehandelten Rohrheizkörpem aus Chromnickelstahl zeigen.
Um die Widerstandsfähigkeit gegen Spannungsrisskorrosion zu untersuchen, werden Kurzzeitversuche in der Form durchgeführt, dass die zu untersuchenden Proben in eine gesättigte, wässrige 47%ige Magnesiumchloridlösung eingehängt werden. Zur Erhöhung der Aggressivität wird die Magnesiumchloridlösung auf einer Temperatur von 1500 C gehalten. Treten nach einer Versuchsdauer von 500 Stunden keine Risse auf, dann wird das Material als beständig gegen Spannungsrisskorrosion erachtet.
Es wurden zwei Versuchsreihen gefahren, bei denen haarnadelförmig gebogene Rohrheizkörper verwendet wurden, deren Mantel aus einem Stahl mit der Normbezeichnung X1OCrNiTi 189, Werkstoff Nr. 4541, bestand. Die Rohrheizkörperschenkel besassen voneinander einen Abstand von 25 mm, der Rohrdurchmesser betrug 8,5 mm, die Schenkellänge 250 mm. Bei der ersten Versuchsreihe wurden die Rohrheizkörper unbelastet untersucht, bei der zweiten Versuchsreihe wurden sie durch Zusammenbiegen bis zur gegenseitigen Berührung der Rohrheizkörperschenkel einer Biegespannung unterworfen.
In der nachfolgenden Tabelle ist die Zeitdauer eingetragen, nach der sich bei beiden Versuchsreihen die ersten Risse zeigten.
Behandlung Versuchs- geglüht und vernickelt vernickelt reihe blankgebeizt Schicht- Schichtdicke 10 dicke 10 Ft Oberfläche geritzt
I nach 35-50 Std. > 500 Std. > 500 Std.
II nach 25-30 Std. > 500 Std. > 500 Std.
Es wurde ein weiterer Versuch mit Rohrheizkörpern durchgeführt, bei denen infolge einer Glühbehandlung bei einer Temperatur von 9000 C bis 12000 C ein Teil der aufgebrachten Nickelschicht in die Manteloberfläche der Rohrheizkörper eindiffundiert war. Die Versuche, die analog zu den oben beschriebenen mit Magne siumchlondlösung durchgeführt wurden, zeigten dasselbe Ergebnis wie die Versuche, die mit Rohrheizkörpern ohne Glühbehandlung durchgeführt wurden. Darüber hinaus wurden jedoch diese Rohrheizkörper einem Dauerversuch unterworfen, bei dem sie in Heisswasserbereiter eingebaut waren, in welchen chlorionenhaltiges Wasser mit einer Härte von etwa 350 dH auf 850 C erwärmt wurde.
Es zeigte sich auch nach wiederholtem Abplatzen der sich rasch entwickelnden Ablagerungsschicht weder eine Spannungsrisskorrosion, noch eine Verzunderung, noch eine sonstige der oben beschriebenen Korrosionserscheinungen an der Oberfläche der so behandelten Rohrheizkörper.
Die Erfindung betrifft auch alle Gegenstände, die nach dem Verfahren erhalten werden. Durch Diffusionsglühen zwischen der Schutzschicht und dem rostbeständigen Stahl kann eine Übergangszone geschaffen werden.
In einer besonders vorteilhaften Ausführungsform des vorliegenden Verfahrens wird die Schutzschicht in einer Dicke von 10 bis 20 a aufgebracht, das Diffusionsglühen bei 900 bis 1 2000 C durchgeführt und anschliessend der nicht eindiffundierte Teil der Schutzschicht abgebeizt.
Die so erhaltenen Gegenstände besitzen dann aufgrund des Fehlens der meist glänzenden Metallschutzschicht eine mattere und dunklere Oberfläche. Das ist besonders an Rohrheizkörpern von Vorteil, da durch die dunklere Oberfläche die Strahlungsfähigkeit wesentlich erhöht ist.
Der gleiche Effekt lässt sich auch erzielen, wenn man von vornherein die Mantellschutzschicht, z. B. die Nikkelschicht, nur in einer Dicke von 2 bis slp, vorzugsweise 5 , aufbringt und die so behandelten Rohrheizkörper wieder dem Diffusionsglühen bei 900 bis 1 2000 C unterzieht. Dadurch diffundiert die ganze Schutzschicht in die Oberfläche der behandelten Rohrheizkörper ein.