DE2031495A1 - Verfahren zur Herstellung korrosions bestandiger Gegenstande aus Metall - Google Patents
Verfahren zur Herstellung korrosions bestandiger Gegenstande aus MetallInfo
- Publication number
- DE2031495A1 DE2031495A1 DE19702031495 DE2031495A DE2031495A1 DE 2031495 A1 DE2031495 A1 DE 2031495A1 DE 19702031495 DE19702031495 DE 19702031495 DE 2031495 A DE2031495 A DE 2031495A DE 2031495 A1 DE2031495 A1 DE 2031495A1
- Authority
- DE
- Germany
- Prior art keywords
- objects
- oxide layer
- corrosion
- metal
- hours
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
- C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
- C23C8/08—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases only one element being applied
- C23C8/10—Oxidising
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/26—Web or sheet containing structurally defined element or component, the element or component having a specified physical dimension
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/26—Web or sheet containing structurally defined element or component, the element or component having a specified physical dimension
- Y10T428/263—Coating layer not in excess of 5 mils thick or equivalent
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/26—Web or sheet containing structurally defined element or component, the element or component having a specified physical dimension
- Y10T428/263—Coating layer not in excess of 5 mils thick or equivalent
- Y10T428/264—Up to 3 mils
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/26—Web or sheet containing structurally defined element or component, the element or component having a specified physical dimension
- Y10T428/263—Coating layer not in excess of 5 mils thick or equivalent
- Y10T428/264—Up to 3 mils
- Y10T428/265—1 mil or less
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Other Surface Treatments For Metallic Materials (AREA)
- Resistance Heating (AREA)
Description
Dr. F. Zumstein sen. - Dr. E. Assmann Dr. R. Koenlgsberger - DIpl.-Phys. R. Holzbauer - Dr. F. Zumstein Jun.
PATENTANWÄLTE
BANKKONTO:
BANKHAUS H. AUFHAUSER
θ MDNOHEN 2,
Gase 45135-3
Tokyo ICogyo Co·., Ltd., Hiroshima-ken, Japan, und Tokyo Shibaura
•Electric Go., Ltd., Kawasaki-shi, Japan
Verfahren zur Herstellung korrosionsbeständiger Gegenstände aus
Metall.
Die vorliegende Erfindung befaßt sich mit einem Verfahren zur Herstellung
von Metallgegenständen, die gegen Korrosion :
insbesondere solche, die durch heiße korrosive Gase die
Halogene oder deren Verbindungen enthalten, verursacht wird, und allgemein gegen Oxydation beständig sind.
In den vergangenen Jahren wurde die Belästigung der Öffentlichkeit,
die durch Abgase von Kraftwagen hervorgerufen wurde, ein
sehr ernstes Problem, so daß nun verschiedene Maßnahmen für die Lösung studiert werden. Unter diesen Maßnahmen ist eine, die wegen ihrer Wirkung das allgemeine Interesse auf sich lenkt und
sie besteht darin, daß man die Abgase aus der Verbrennungsmaschine zusammen mit Luft in ein Reaktionsgefäß leitet, um die nicht
»verbrannten Bestandteile der Abgase mit oder ohne einen Katalysa*-
tor zu entzünden, um die schädlichen Bestandteile des Abgases
gefahrlos zu machen. Bezüglich eines derartigen Verfahrens und einer Vorrichtung dafür wurden bereits verschiedene Vorschläge
gemacht. Da jedoch bis jetzt kein Material zur Verfügung stand,
das für die Verwendung in dem Reaktionskessel geeignet ist und
009882/1621
203 ΊΑ 95
das gegenüber der Korrosion, die durch die Abgase von Kraftwagen
verursacht wird, vollkommen beständig ist, konnte das zuvor erwähnte Verfahren oder irgendein Vorschlag, der damit verbunden
ist, bis heute noch nicht praktisch verwendet werden.
Es ist gut bekannt, daß die Abgase aus Kraftwagen Halogene und Halogenverbindungen enthalten, wie Cl2, Br2, PbCl2, PbBr2,
C2H2Cl2 und C2H2Br2, wie andere Bleiverbindungen und Phosphorverbindungen
zusätzlich zu dem nicht verbrannten Kohlenstoffmonoxyd
und Kohlenwasserstoffen. Da diese Bestandteile gegenüber allgemeinen Metallgegenständen sehr korrosiv wirken, unterliegen
die Gegenstände, die mit dem Abgassystem eines Kraftwagens in Berührung sind, beispielsweise ein Auspufftopf, der Beschädigung
durch Korrosion und folglicherweise werden sie als vergängliche
bzw. verbrauchbare Artikel betrachtet. Versieht man das Auto gemäß
dem oben beschriebenen Nachverbrennungsverfahren mit einem Reaktionskessel, so wird dieser Kessel, wenn er aus üblichen Materialien
hergestellt wurde, nicht die starke korrosive Wirkung der Gase aushalten, die man darin bei einer Temperatur von mindestens
90O0C und manchmal erhöht bis 12000C verbrennt.
Obgleich es bekannt ist, daß Eisenlegierungen, die Nickel, Chrom und Kobalt enthalten, im allgemeinen gegenüber Hitze beständig
sind, so sind sie für die lange Verwendung unter derartigen harten Bedingungen, wie sie bei dem zuvor erwähnten Reaktionskessel
vorkommen, ungeeignet. Weiterhin zeigt eine Behandlung mit Chrom oder Aluminium der Oberfläche dieser hitzebeständigen Eisenlegierungen
keine besondere Wirkung. Andererseits wurde.ein Verfahren
vorgeschlagen, ein Material mit sehr widerstandsfähigen keramischen Materialien auszukleiden oder durch Sprühen
zu tiberziehen, um die Beständigkeit des Reaktionsgefäßes gegenüber
Korrosion und Oxydation zu verbessern. Die Kohäsion zwischen den Keramikteilchen selbst und ebenfalls zwischen den Kemnikteilchen
und dem Grundmaterial des Reaktionsgefäßes ist jedoch so schwach, daß es sehr wahrscheinlich ist, daß die kerar*
mischen Materialien von dem Grundmaterial abfallen, wegen des
Abgasstromes, wiederholten Erhitzens und wegen des Schtit-
009882/1621
telns des Kraftwagens während seines kaufensy wodurch ein solches Keaktionägef aß ebenfalls für lange Verwendung nicht geeignet ist. Obgleich man auf dem Gebiet der Räumtechnilc Metallmaterialien entwickelt hat, die ausgezeichnete Widerstandsfähigkeit gegenüber Oxydation und Wärme besitzen, sind solche Materialien für die wirtschaftliche Anwendung in üblichen Gegenständen
aus Metall viel zu teuer.
Die vorliegende Erfindung hat die erwähnten !Probleme, die mit
dem Material eines Reaktionskessels zur Behandlung oder "Entgiftung der Abgase aus Automobilen verbunden sind, gelöst. Weiter- (^
hin ist das erfindungsgemäße Verfahren nicht nur beschränkt auf die Verwendung beim Entgiften von Abgasen aus Kraftwagen, sondern
sie ist im allgemeinen anwendbar bei der Herstellung von Gegenständen
aus Metall, die lange Zeit Anwendung in einer Atmosphäre
finden sollen, v/o sehr korrisive heiße Gase vorkommen, wie solche,
die Halogene oder Verbindungen davon enthalten. Der Ausdruck "Gegenstände aus Metall bzw. Metallartikel",· wie er hierin
verwendet .wird, -schließt ein, Kohnaterialien, die man durch Walzen
oder Verziehen erhält, Zwischenprodukte, die durch Fressen,
Verschweißen oder Verschneiden bearbeitet wurden und Endprodukte.
Ein Gegenstand der vorliegenden Erfindung sind Gegenstände aus f
Eisenlegierungt die besonders gegenüber Korrosion, die durch
sehr korrosiveheiße Gase, die Halogene oder deren Verbindungen,
verursacht wird und gegen allgemeine Oxydation beständig sind.
Ein anderer Gegenstand der vorliegenden Erfindung ist die Bildung
von kompakten und sehr korrosions- und oxydationsbeständigen Oxydschichten, die α-AlpO, in enger Berührung mit der Oberfläche eines Grundkörpers aus Metall enthalten, und die in der
Lage sind, einen stabilen Zustand zu liefern, frei von der Möglichkeit
des Abfallens, selbst wenn sie wiederholtem Erwärmen unter dem Einfluß von korrosiven Gasen, die bei hohen Temperaturen und mit hoher Geschwindigkeit eingeführt werden, ausgesetzt
sind.
009882/1621
Die oben erwähnten Ziele wurden erreicht, indem man-Artikel herstellte aus einem metallischem Material, das 10 bis 25 f>
Chrom bis 5 $S Al, weniger als 0,04 Y* C, 0,005 bis 0,05 # N,- 0,1
bis 0,6 # Ii, 0,01 bis 0,5 % Zr, Fe als Rest und die üblichen
Verunreinigungen enthält (das Verhältnis von IDi und Zr zu N
liegt im Bereich von 10 bis 60), und indem man diese Gegenstände während einer geeigneten Anzahl von Stunden in einer oxydierenden
Atmosphäre bei 1000° bis HOO0G zur Oxydation der Oberflä~
ehe erwärmt und wobei durch Migration an der Oberfläche des.Grundkörpers
des Artikels ein Teil der oxydierbaren, darin enthaltenen Elemente diffudiert, wobei auf der Oberfläche eine. Oxyd schicht,'
die hauptsächlich aus a-AlgO, besteht, gebildet wird.
Anhand der beiliegenden Zeichnungen werden beispielsweise Ausführungsformen
der vorliegenden Erfindung näher erläutert.
Pig. 1 ist eine schematische Längsschnittansicht einer Vorrichtung,
die verwendet wurde, um den Grad der Korrosion, die an dem Gegenstand aus Eisenlegierung auftrat, zu bestimmen;
Pig. 2 zeigt Fotografien von Metalloberflächen, wobei Vergleichsergebnisse gezeigt werden, die man erhält, wenn man den Grad
der Korrosion in Metallgegenständen, hergestellt nach bekannten Verfahren, bestimmt;
Pig« 3 ist ein Kurvendiagramm, das die Beziehung des Verhältnisses von (SDi + Zr)/H, verbunden mit den Bestandteilen des Artikels
aus Eisenlegierung gegen die Gewichtszunahme wegen der Oxydation
aufzeigt;
Pig. 4 ißt ein Kurvendiagramm, das die Beziehung des zuvor erwähnten
Verhältnisses von ((Ei + ■ Zr)/H gegen die prozentuale
Entfernung einer Oxydschicht zeigtj
Pig, 5 ist eine Längsschnittansicht einer Oxidschicht, die man
nach dem erfindungsgemäßen Verfahren erhält und die deren typische Struktur zeigt;
009882/1621
_ 5 —
Pig. 6 ist eine Längsschnittansicht einer Oxydschicht, die man nach dem erfindungsgemäßen Verfahren erhält und die^aßSere typische
Struktur davon zeigt;
Pig. 7 ist ein Kurvendiagramm, das die Beziehung der Erwärmungszeit und der Zunahme des Gewichts wegen der Oxydation gemäß
Beispiel 3 aufzeigt;
Fig. 8 ist eine 400-fach, vergrößerte mikroskopische Fotografie
des vertikalen Teiles der Oberflächenschicht eines metalli
schen Gegenstandes gemäß Beispiel 3;
Fig. 9 ist ein Zeilenabtastprofil eines geneigten Teiles der
Oberflächenschicht des gleichen metallischen Gegenstandes, das man durch einen Elektronen-Mikroanalysator mit Sonde erhalten
hatte;
Fig. 10 zeigt 120-fach vergrößerte Fotografien von Elektronenstrahlabtastbildern
des gleichen geneigten Teiles mit einem Elektronen-Mikroanalysator mit Sonde;
die Fig. 11 Ms 13 zeigen Fotografien und Zeilenabtastprofile der OxydscMcht, hergestellt gemäß Beispiel 6, was den Fig. 8
bis 10 entspricht; und die
Fig. 14 ist eine grafische Darstellung aller Beispiele gemäß
den Gehalten an Ti und Zr, wobei die verschiedenen Bereiche der zwei Oxydschichten gezeigt werden.
Bis jetzt hat man bei der Korrosion von Metallgegenständen zwischen Hochtemperatur trockener Korrosion, d.h.. Oxydation und
feuchter Korrosion bei niedriger Temperatur, nämlich. Erosion, unterschieden und man hat daher Antioxydations- und Anti-Ero-Bionslegierungen
entwickelt, gemäß den Anwendungen, bei denen sie eingesetzt werden. Unter den Antioxydationslegierungen ist
die eines Fe-Cr-Al-Systems für elektrische Beheizungen am ausgezeichnetesten,
wobei einige Formen dieser Legierung in der
009882/1621
Lage sind, hohe Temperaturen bis 135O0C auszuhalten. Auf der
anderen Seite sollen Legierungen eines Ni-Cr-Systems oder eines Fe-Cr-Systems, die reich an Cr sind, relativ beständig gegenüber
der Korrosion durch Kohlenwasserstoffe oder Halogene sein und insofern wertvoll, da sie bei Temperaturen bis zu 3000C
verwendet werden.
Versuche an Metallmaterialien zur Prüfung der Beständigkeit
gegenüber Korrosion werden im allgemeinen in einer Vorrichtung ausgeführt, die in Pig. 1 gezeigt wird, und worin . man eine
Probe 3 und eine Verbindung 4, die korrosive Gase entwickelt, in einer Quarzröhre 2 bei konstanter Temperatur durch Heizen
mer hält und während man kontinuierlich erwärmt, führt man in die Quarzröhre 2 Luft mit einer Geschwindigkeit,von 200 ecm pro
Minute in der Richtung des angezeigten Pfeilest Mt dieser Vorrjchtung
hat man Versuche gemacht, um zu bestimmen, wie weit die zuvor erwähnten bekannten Metallegierungen die Wirkung von
heißen korrosiven Gasen aushalten können. Ausgehend von der Tatsache, daß unter den Bestandteilen, die in den Abgasen von
Kraftwagen enthalten sind, PbCl2 und PbBr2 die stärkste Erosion
zeigen, enthielt das Material, das man bei dem Versuch verwendete, um korrosive Gase zu entwickeln, ein gemischtes Pulver
dieser Verbindungen, wobei jedes in einer Menge von 2,5 g vorhanden war und zusammen 5 g. Während der im folgenden beschriebenen
Versuche verwendete man das zuvor beschriebene Korrosiontestverfahren und die Vorrichtung, indem man nur die Temperatur
und die Zeit variierte. Die Zusammensetzung der Proben und die Bedingungen, bei denen sie geprüft wurden, sind in Tabelle I
angegeben und die Grade der an der Oberfläche der Probe auftretenden Korrosion werden in den Potografien der Pig«, 2 gezeigt.
Wie aus den Fotografien der Pig. 2 ersichtlich ist, waren alle
Proben an der Oberfläche erodiert und keine von ihnen zeigte ausgezeichnete Beständigkeit gegenüber Oxydation und Erosion.
009882/1821
Zusammens et zungen
Tabelle I
der Proben und Bedingungen des Erosionsversuchs
der Proben und Bedingungen des Erosionsversuchs
bedingungen ies Erosions-
* a Handelsüblicher Name τοη Legierungen, die "von der
gestellt werden.
** e Metall der Gruppe der seltenen Erde. International Nickel Company (IKCO) her-
** e Metall der Gruppe der seltenen Erde. International Nickel Company (IKCO) her-
Im Hinblick; um die Erosionsbeständigkeit der Oberfläche von
Hetallgegenständen zu verbessern, indem man eine übliche
Gebrauch eine Oxydschicht bildet, erhitzt man in der Luft 2 bis
50 Stunden bei einer Temperatur von 130O0C Pe-Gr-Al-und Pe-Gr- Al-Y-Legierungen,
von denen man weiß, daß sie unter den in Tabelle I angegebenen relativ gute Oxydationsbeständigkeit zeigen,
um die Erosionsbeständigkeit dieser Systeme zu bestimmen. Die Versuche zeigen, daß einige Proben der älteren Systeme
nicht 'vollkommen erodiert wurden, v/obei ihre starke Beständigkeit
gegen Erosion und Oxydation gezeigt wird, wohingegen alle Probendes letzteren Systems stark angegriffen waren, gerade genau
wie jene, die nicht der Wärmebehandlung unterworfen worden
waren.
Die Analyse von denjenigen Proben, die gegenüber der Erosion und der Oxydation eine bemerkenswerte Beständigkeit aufwiesen,
zeigt, daß solche Proben geringere Mengen von Titan enthielten und daß ihre Oberfläche mit einer dichten Oxydschicht, die hauptsächlich
aus a-AlgO* bestand, überzogen v/ar.
Weiterhin wurde eine Untersuchung durchgeführt, indem man in
Pe-Cr-Al-Legierungen sowohl Titan und Zirkon zur gleichen Zeit
einarbeitete, die früher einzeln in sehr kleinen Mengen zugegeben wurden, um ein grobes Wachstum von Eristallteilchen dieses
Systems bei erhöhter Temperatur zu vermeiden, wobei man die Gesamtmengen
an Ti und Zr so einstellte, daß sie in bezug auf den li-Gehalt in einen bestimmten Bereich fielen und indem man
die so hergestellte Legierung für beachtlich lange Stunden bei Wärme behandelte und als Ergebnis fand man, daß Gegenstände,
die aus dieser Legierung hergestellt worden waren, beachtliche Zunahme in ihrer Beständigkeit gegenüber Erosion und Oxydation
aufwiesen. Das erfindungsgemäße Verfahren ist dadurch gekennzeichnet, daß man Gegenstände herstellt aus einem metallischen
Material, das 10 bis 25 1° Cr, 2 bis 5 1» Al, weniger als 0,04 #
C, 0,005 bis 0,05 1° H, 0,1 bis 0,6 # Ti, 0,01 Ms 0,5 1° Zr,
Eisen als den restlichen Bestandteil und weiter gewöhnliche Verunreinigungen
(das Verhältnis von Ti + Zr zu IT liegt im Bereich enthält
009882/182 1
von 10 bis 60 enthält), die Artikel während einer geeigneten
Zahl von Stunden in einer oxydierenden Atmosphäre bei 1000 bis 1400 C zur Oxydation ihrer Oberfläche erwärmt, damit an der
. Oberfläche des Grundkörpers des Gegenstandes Teile der darin
enthaltenen oxydierbaren Elemente durch Migration diffundieren,
wo urc^n der oberfläche eine Oxydschicht gebildet wird, die hauptsächlich -CX-Al0Or2 enthält.
Der Grund, warum die Zusammensetzung des Metallgrundstoffes innerhalb
des zuvor erwähnten Bereiches beschränkt ist, ist der folgende:. "™
Chrom (Cr) ist ein notwendiger Bestandteil, um Metallartikel
eine Beständigkeit gegenüber Oxydation zu verleihen, jeooh wird
ein Gehalt von weniger als 10 fi nicht ausreichen, um den gevrünschten
Grad von Oxydationsbeständigkeit zu erhalten. Wenn der Gehalt 25 ^überschreitet, treten Schwierigkeiten beim Verwalzen,
Verziehen oder bei Preßbearbeitung auf. Dementsprechend ist es bevorzugt, daß der Gehalt innerhalb des Bereiches von 10 bis
25 °/o liegt, die am meisten bevorzugte Menge liegt um 20 $>.
Aluminium (Al/ ist ebenfalls notwendig, um den Metallgegenständen
Widerstandsfähigkeit gegenüber Oxydation bei hoher Tempera- ä
tür zu verleihen. Ist Aluminium in weniger als 2 $ vorhanden, so
tritt nur ein unzureichender Wachsen an Oc-Al2O^ in einer Oxydschicht
auf, wobei dies zu einer wachsenden Bildung anderer Oxyde, beispielsweise (Pe, Cr)0O.*, führt, was gegenüber Oxydation
und Erosion weniger Beständigkeit ergibt.. Oberhalb 5 $ von Aluminium
nimmt die Bearbeitbarkeit von Metallen bei Zimmertemperatur ab, wie es auch der Fall mit Chrom ist. Dementsprechend
liegt der geeignete Gehalt an Aluminium im Bereich zwischen 2 und v 5 $, der am meisten bevorzugte Gehalt beträgt ungefähr 3 $. Wie
bei den bekannten Fe-Cr-Al-Legierungen für elektrisches Erhitzen
sind Chrom und Aluminium notwendig, nicht nur für die Bildung einer Oxydschicht, sondern auch zur Erhöhung der Ermüdungsfe^·
stigkeit und der Beständigkeit gegenüber Oxydation des Grundmetallkörpers,
wenn er wiederholt bei hoher Temperatur erwärmt
009882/1621
BAD
- ίο -
wird. Die Menge dieser Materialien, die in den metallischen Gegenständen,
hergestellt nach dem erfindungsgemäßen Verfahren, eingearbeitet sind, ist ähnlich, wie in den bekannten Materialien.
Der Kohlenstoff (C)-Bestandteil des Grundmetallkörpers verbindet sich mit dem Titangehalt (Ti), Zirkon (Zr) oder Chrom (Cr), um
Carbide zu bilden, die in dem Grundkörper keine feste Lösungen darstellen. Die Bildung von großen Mengen solcher Carbide
führt nicht nur zum Auftreten von heißer Korrosion, sondern ebenfalls
zu der verminderten Wirkung von Titan und Zirkon, die augefügt v/erden, um die mechanische Festigkeit einer Oxydschicht
zu erhöhen. Dementsprechend ist es bevorzugt,, daß der Gehalt an
Kohlenstoff so gering wie möglich ist, wobei seine annehmbare Grenze 0,04 # beträgt.
Stickstoff (IT), der in dem metallischen Grundkörper enthalten
ist, unterdrückt die Diffusion des Kohlenstoffes und erlaubt das grobe Wachstum von Carbidteileheii. Da jedoch Stickstoff gegenüber
Titan und Zirkon ein® größere Affinität besitzt als Kohlenstoff, verbindet er sich mit diesen unter Bildung von TiIi
und ZrH, wodurch die Wirkung von Titan und Zirkon wesentlich mehr abnimmt als durch den Kohlenstoff. Es ist daher wünschenswert,
daß der Stickstoff in dem Grundkörper in so kleinen Mengen wie möglich vorhanden ist, wobei seine erlaubbare Grenze
0,05 fo beträgt. Weiterhin beeinflußt der Stickstoff die Eigenschaften
der Oxydschicht, wie später beschrieben wird, stark, entsprechend dem Verhältnis von Ti + Zr zu 1L· Vom diesem Standpunkt
aus wird 'daher die untere Grenze des Stickstoffgehaltes auf 0,005 $>
gesetzt.
Wird der Metallgrundkörper auf hohe Temperaturen in einer oxydierend wirkenden Atmosphäre erwärmt, so dienen Titan und Zirkon wegen ihrer Diffusion dasu9 daß eine nicht entfernbare Oxydschicht
kompakt und glatt auf der Oberfläche des Metallgrundkörpers gebildet wird. Titan wird in dem festen oc-AlgO* gelöst und
macht es dadurch kompakt. Wenn jedoch derGehalt an Titan unter-
009882/1621
203U95 - it -
halb 0,1 $> fällt, so zeigt dies keine bemerkenswerte Wirkung,
wohingegen ein Gehalt von mehr als 0,6 $ die Arbeitbarkeit der
Metalle bei Zimmertemperatur vermindert/Dementsprechend ist
es ratsam, daß der Titangehalt im Bereich von 0,1 bis 0,6 #
liegt, Sogar innderhalb dieses Bereiches variieren die Eigenschaften der entstehenden Oxydschicht beachtlich mit dem Titangehalt,
wie später beschrieben wird. Zirkon legt den Stickstoff fest und steigert die Wirkung des !Titans und hilft, daß die Oxydschicht mit dem metallischen Grundkörper fest verbunden ist, und
verwurzelt wird; wodurch die Möglichkeit - - '., daß diese Schicht
von dem Grundkörper abfällt, vermindert wird. Um den Stickstoff außer Wirkung au setzen, sollte der Zirkongehalt mindestens
0,01 '/i betragen. Da jedoch ein Zirkongehalt von mehr,als 0,5 /<>
die Beständigkeit der entstehenden Oxydschicht gegenüber Oxydation
stark vermindert, liegt der bevorzugte" Bereich zwischen
0,01 und 0,5 £. Sogar innerhalb dieses Bereiches variieren die
Eigenschaften der Oxydschicht, wie später beschrieben wird, mit den Zirkongehalt in Beziehung mit dem Titangehalt.
Bereits bekannt ist die Einarbeitung von Titan und Zirkon in
Fe-Cr-Al-Legierungen. Jedoch besteht das Ziel hauptsächlich darin,
das grobe Wachstum von Metallteilchen bei hohen Temperaturen zu verhindern und um die Lebensdauer der elektrischen
Heiζlegierungen zu verlängern. Obgleich die erfindungsgemäßen
Legierungen eine ähnliche sekundäre V/irkung zeigen, wie die, die durch Titan und Zirkon auftritt, wenn sie in Form einer festen
Lösung oder in Form von Verbindungen in metallische Grundkörper eingearbeitet werden, gab es bis jetzt keine Legierung,
die durch positive Addition dieser Elemente wie bei dem erfindungsgemäßen
Fall hergestellt wurde.
Metallisches Silicium (Si) wird im allgemeinen bei geschmolzenen Metallen als Desoxydans verwendet und zusätzlich wird es zusammen mit Zirkon in Form einer Fe-Si-Zr-Legierung im vorliegenden
Fall eingearbeitet, so daß das Si in dem erfindungsgemäßen
Grundmetall als Verunreinigung vorkommt. Weiterhin wird metallisches Mangan -(Kn) 3ug^TJgj;A um das Desoxydans und den "Schwefel j
QRIGÜMÄL
203U95
der in den Metallen enthalten ist, zu fixieren, um damit deren
gefährliche Wirkung auszuschalten. Silicium und Mangan werden jedoch nicht die vorliegende Erfindung beeinflussen, vorausgesetzt,
daß sie in den üblichen Anteilen von weniger als 0,5 $
bzw. 0,6 % verwendet v/erden.
Ein wichtiges Merkmal der vorliegenden Erfindung ist, daß der
V/ert (Q?i# + Zr$)/H# ein Parameter in bezug auf die Gewichtszunahme
bei der Wärmebehandlung und der Abschälbeständigkeit der Oxydschicht ist. Wenn das Verhältnis kleiner wird als 10, so
tritt verminderte Abschälbeständigkeit der Oxydschieht auf und wenn das Verhältnis 60 überschreitet, so nimmt die Qualität der
Schicht in bezug auf die Oxydationsbeständigkeit und die Ab-Bchälbeständigkeit
ab. Dementsprechend ist es nötig, das Verhältnis innerhalb des Bereiches von 10 bis 60 zu begrenzen, wobei
das am meisten bevorzugte Verhältnis zwischen 20 und 50 liegt. Die Pig. 3 zeigt Kurven, die die Beziehung des Verhältnisses
(Ti?o + Zr#)/H# gegen die Gewichts zunähme, die durch Oxydation
auftritt, der Metallproben zeigt, die eine typische Zusammensetzung
gemäß der vorliegenden Erfindung haben und die in einer oxydierenden
Atmosphäre bei einer !Temperatur von 13000C während
verschiedener Zeitlängen wärmebehandelt worden war. Die Hummern 5, 6 und 7 zeigen Proben, die 50, 100 und 200 Stunden wärmebehandelt
worden waren. Die Pig. 4 zeigt Kurven, die die Beziehung des Verhältnisses (Ti# + Zi$)/N# gegenüber der Abschälbeständigkeit
der Oxydschichten, die auf den Oberflächen der Proben abgeschieden sind, und die unter ähnlichen Bedingungen wie in dem
VorherigenPall einer Wärmebehandlung unterworfen waren, erläutern.
Die Geschwindigkeit des Abschälens ist ausgedrückt in Prozent Gewichtsabnahme der zuvor erwähnten wärmebehandelten Proben,
die 5 Minuten einem Sandgebläse, das man im allgemeinen zum Abschleifen von Oberflächen verwendet, ausgesetzt waren. Die
Nummern 8 und 9 zeigen die Proben, die 50 und 100 Stunden wärmebehandelt worden waren.
Wie aus den Fig. 3 und 4 ersichtlich ist, steht das Verhältnis
009882/162 1
$ + Zxfo)/Ufa und die Eigenschaften der entstehenden Oxydschicht
miteinander in Beziehung. Zum derzeitigen Zeitpunkt ist
der Grund für dieses noch nicht eindeutig bekannt. Man nimmt
jedoch an, daß die Beständigkeit gegenüber Oxydation der Oxyd-1
schicht mit steigenden Mengen an Titan und Zirkon, die in der Lage sind, zu diffundieren, abnimmt, insoweit, als sie keine
Ti]J-und ZrN-Verbindungen bilden und gegensätzlich dazu wird die
Absehälbeständigkeit der Oxydschicht erhöht. Die Abschälbeständigkeit würde maximale Werte erreichen, wenn das Verhältnis
(Ti^ + Zr$)/1T$ bei 40 bis 50 liegt, aber sie nimmt ab, wenn das
Verhältnis 60 überschreitet oder wenn das Verhältnis unterhalb
von 10 fällt. Dementsprechend wurde gefunden, daß man mit einem
Verhältnis (Ti$ + ZrJo)/N$£, das auf den Bereich von 10 bis 60
beschränkt ist, zuverlässig Metallgegenstände hergestellt v/erden
können, die durch eine Oxydschicht, die die gewünschte Beständigkeit
gegenüber Erosion und Abschälen aufweist, geschützt sind. ■
Wenn die Wärmebehandlung des Grundkörpers nicht in luft oder
einer Luft enthaltenden Atmosphäre bei Temperaturen von mehr als 10000C durchgeführt wird, dann wird die gewünschte Oxydationschicht
wegen der Oxydationsbeständigkeit der Fe-Cr-Al-Legierung
selbst nicht gebildet. Wenn die Temperatur jedoch überhalb 14000C steigt, wird der Metallgrundkörper selbst zerstört. Dementsprechend ist es ratsam, daß die Temperatur beim Erwärmen
im Bereich von 1000 und 14000C liegt und die am meisten bevorzugte
Temperatur liegt im Bereich um 13000C, In diesem Zusammenhang
soll gesagt sein, daß die Erwärmungszeit hauptsächlich
durch das Säuerstoffpotential in der Atmosphäre, in der die Wärmebehandlung
durchgeführt wird, abhängt. Wird das Erwärmen in Luft ausgeführt, so ist es wünschenswert, für mindestens 2 Stunden
zu erwärmen und man kann die Erwärmungszeit auch auf 200
'Stunden ausdehnen, gemäß der gewünschten Dicke der Oxydschicht,
!fach Beendigung des Erwärmens läßt man den Metallartikel in dem
Ofen an Luft abkühlen.
Die Qxydsehicht, die sich auf der Oberfläche des Metallgrundkörpers
abgeschieden hat, besteht als Hauptbestandteil aus
009882/1621
-H-
pO^ mit geringen Mengen an Titan und Zirkon, die darin in
fester Form gelöst sind und mit einigen gemischten Kristallen
von a-AlpO^ mit einigen Anteilen an ZrO2, (Se, Gr)2O, und anderen
Oxyden. Die Schicht selbst ist kompakt und fest und mit. dem metallischen Grundkörper eng· verbunden. Sie hat eine solche starke
Abschälbeständigkeit, selbst beim Reiben mit Sandpapier geht nichts ab.' Weiterhin zeigt die Oxydschicht eine ausgesprochene
Beständigkeit gegenüber Erosion durch Halogene, Blei oder seinen Verbindungen und Vanadium, v/as die Eigenschaften der
Metallartikel, die man nach dem erfindungsgemiißen Verfahren erhält,
charakterisiert. Entsprechend wird der zuvor erwähnte Reaktionskessel zur Behandlung der Abgase von Kraftwagen, der innen
und außen mit einer erfindungsgemäßen Oxydschicht überzogen
wird, durch Halogen, Verbindungen davon, Pb, Bleiverbindungen oder Phosphorverbindungen'nicht beeinflußt. Metallgegenstände,
die mit der erfindungsgemäßen Oxydschicht überzogen sind, zeigen immer ausgezeichnete Oxydationsbeständigkeit.Beträchtet man allgemein
die Oxydationsbeständigkeit der Metallgegenstände, so nehmen diese - geringfügig in ihrem Gewicht zu, wenn sie bei
niedrigen Temperaturen verwendet v/erden, wohingegen solche, bei denen eine Oxydschicht gebildet wurde, immer ausgezeichnete Beständigkeit
gegenüber Oxydation zeigen.
Wenn man den Gehalt an Zirkon für die Zusammensetzung eines erwählt
findungsgemäßen Metallgrundkörpers so<
daß er in den engen Bereich von 0,01 bis 0,2 $ fällt, dann wird die Oxydschicht, die
sich auf diesem Grundkörper abscheidet, eine Struktur annehmen, wie sie in I1Ig. 5 gezeigt wird. Diese Struktur soll im folgenden
als Typ A bezeichnet werden. Typ A zeigt eine Oxydschicht, die hauptsächlich aus α-ΑΙ,,Ο* und geringeren Mengen von ZrO2 besteht,
wobei der äußerste Teil dieser Schicht aus einem dünnen Film von Al2O,.TiO2 besteht. Diese Art von Oxydschicht, ist in
den metallischen Grundkörper nicht so tief eingedrungen, daß man
von *>iner wurzelartigen Form sprechen kann, (rooty form) oder
von r.adizierter Form, dadurch tritt eine etwas geringere Bestän-
0 0 9882/1621
■*'■■.·■■ --15 - ·
digkeit gegenüber dem Abschälen auf, als wie bei den später beschriebenen
Typ B. Da jedoch die Oxydschicht des Typs A beim Abschmirgeln mit Sandpapier nicht leicht weggeht, ist nicht su
vermuten, .dä.i irgendwelche praktischen-Schwierigkeiten auftreten. Der Typ A-entsteht-, hauptsächlich wegen des Diffusionsverhaltens von Titan und er wird unter Bedingungen gebildet, bei
denen der Iiet.allgrundkörper- große liengen an Titan, gelöst in
den Feststoffen, und kleinere Mengen an TiN als Verbindung enthält, nämlich, wenn der größere Teil des Zirkons
nur dazu dient, um den Stickstoff zu. fixieren.
Man nimmt an, daß die Bildung der Typ A-Oxydschicht über den fol- ^j
genden Mechanismus verläuft. Die Elemente der Legierung, die in
dem Hetallgrundkörper vorhanden sind, diffundieren mit einer Geschwindigkeit
von abnehmender Ordnung, wie Al"^ Ti J Zr, wenn .
ein ausreichendes Sauerstoff potential ■' .'■-" ",, zur Diffusion
von Aluminium und Titan vorhanden ist, diffundiert Aluminium bei der Anfangsstufe der Diffusion zuerst, unter Bildung von a-AlpO,.
Da die Affinität der Legierungselemente zu Sauerstoff progressiv in der Reihenfolge von Zr^ Ti )Ά1>^Gr
> Fe abnimmt, wird das Titan, das erst nach dem Aluminium diffundiert, in dem festen ·
fest
cc-AlgO- nur su einem geringen Ausmaö/gelöst. Das meiste des Titans passiert die oc-AlgO^-Schicht und diffundiert zu dem äußersten
Teil, wo ein dünner Film a-AlgO,.TiO gebildet wird, der ^
eine extrem kompakte orthorhombische Kristallstruktur besitzt. ™
Wenn dieser dünne Film einmal an der Oberfläche der Oxydschicht "
gebildet*wurde,- verhindert er die weitere Diffusion von Titan und
Aluminium und das Eindringen von Säuerstoffionen in das Innere
der Oxydschicht, wobei eine plötzliche Abnähme in der Oxydation
dieser Schicht stattfindet und ein Abweichen von dem parabolischen
Gesetz, das ein geschwindigkeitsbestimmender Faktor bei der Stufe ist, wo das a-AlgO* anfänglich gebildet wird. Die zuvor
erwähnte Bedingung ist in Fig. 7 zusammen mit dem später folgenden Beispiel 3 erläutert. Geringe Mengen von Zirkon, die
keine Verbindung ZrK in dem metallischen Grundkörper bilden,
die einfach darin ohne Bildung fester Lösungen dispergiert sind,
fangen an, nach dem Titan su diffundieren und durchdringen die
0 0 9 8 8 2/1621
BADORlGiNAL
- 16 Schicht von OC-Al0O,;. Jedoch wird das Zirkon bei seiner Diffu-
sion durch die Schicht des zuvor erwähnten Al0Ox ,!DiO0 behindert
2 3 2
und löst sich als Feststoff in der a-Alo0«.-Schicht9 die nahe
2 3 '
an der Grenze des a-AlpO*.TiQ2-Systems liegt, und wobei eine Verbindung
ZrO2 in diesem Bereich teilweise gebildet wird (vgl. Beispiel 9). ·
Die Bedingung, bei der ©ine Oxydschicht des Typs A gebildet wird
und deren analytische Ergebnisse sind in den Pig. 8 bis 10 dargestellt.
Die Fig.Sist eine 400-fach vergrößerte mikroskopische
Fotografie der vertikalen Ansicht der Oberfläche eines Metallarartikels,
hergestellt gemäß Beispiel 3. Die Fig. 9 zeigt ein Zeilenabtastprofil eines geneigten Teiles der Oberfläche dieses
Artikels, das man erhält, wenn man einen Elektronen-Mikroanalysator
mit Sonde verwendet. Die Fig» 10 zeigt 120-fache vergrößerte
Fotografien von Elektronenstrahlbildem der verschiedenen
Legierungsbestandteile, die man erhält, wenn man einen Elektronen-Mikroanalysator
mit Sonde verwendet und den gleichen geneigten Teil der Fig. 9. Die Fig. 9 tmd 10 stützen besonders den
oben beschriebenen Mechanismus für die Oxydschichtbildung. Die Anwesenheit des Systems AIpO,.TiO« wurden durch Röntgenmikroanalysator
und Röntgendiffraktionsmessungen bewiesen.
Wenn die Anteile an Titan und Zirkon in der zuvor erwähnten Zusammensetzung
für einen erfindungsgemäßen metallischen Grundkörper so gewählt v/erden, daß sie in die Bereiche von 0,2 bis 0,6 %
fallen und mehr als 0,2 bzw. 0,5 $ betragen und das G-ev/ichtsverhältnis
von Titan zu Zirkon auf einen Wert eingestellt wird, der größer als 0,9 ist, dann nimmt die Oxydschicht, die auf der
Oberfläche des Metallgrundkörpers gemäß dem erfindungsgemäßen
Verfahren gebildet wird, eine Struktur an, die in Fig. 6 gezeigt
wird. Diese Struktur wird im folgenden als Typ B bezeichnet. Dieser Typ der Oxydschicht besteht vollkommen aus.Misch-Kristallenvon
Ot-Al2O7 und kleinen Mengen ZrO2 und er ist tief
mit dem metallischen Grundkörper verbunden und "schlägt Wurzeln", d.h., er liegt in verwurzelterForm vor, und der äußerste Teil
0 0 9 8 8 2/1621 bad original
dieser Schicht besteht aus* cc-AlpO*, gemischt mit geringen Mengen
an ZrO2 und (Pe, Cr)2O^-Eristallen. Dementsprechend zeigt die
Schicht des Typs B eine: sehr große Beständigkeit gegenüber Abschälen bzw. Abfallen und die Oberfläche hält härtere Bedingungen
aus als die des Typs A in bezug auf Angriffe durch.Halogene oder
PbO ·,. Diese Schicht ist geringfügig weniger beständig gegenüber
der allgemeinen Oxydation als die des Typs A, aber nur in einem solchen Ausmaße, daß es praktisch kaum bemerkbar ist.
Einige Proben der Oxydschichten des Typs A und B, hergestellt gemäß
den Beispielen 3 und 6, wurden 50 Stunden bei 130O0O und die
anderen 100 Stunden bei der gleichen Temperatur erwärmt. Alle diese Proben wurden einem Sandgebläse für 5 Minuten unterworfen,
um festzustellen, wie leicht sie abgeschält werden konnten, wobei
die Ergebnisse in der Tabelle II unten angegeben sind. Die Tabelle zeigt, daß der Typ A weniger Gewichtszunahme aufweist,
bedingt durch die Oxydation, aber daß ein etwas größeres Maß an Abschälen auftritt, wohingegen der Typ B geringere Werte beim
Abschälen zeigt, aber eine größere Gewichtszunähme wegen der Oxydation.
So zeigt der Typ B eine besonders starke Beständigkeit gegenüber dem Abschälen, so daß selbst beim Blasen mit Sand
nichts abgeht, mit Ausnahme der alleräußersten Öberflache.
fergleich der Eigenschaften -der Typ A- und B-Oxydschichten.
Typ der Oxyd schicht |
Erwärmt 0G, Std. |
Qewi cht s zunähme wegen der Oxy dation^ (X) (mp/cm^) |
Menge, die abgeschält wurde 0 (Y) (raft/ceT) |
Rate des Sehälens jc£ixioo££L_» |
A ■ (Beisp. 3) |
1300*50 | 0.44 | 100*~ | |
. B ■ '. . (Belsp.- 6) |
1300,100 | 1,24 | Έ,42 | fOQ* |
1300,50 | ?f50 | 2162 | ||
1300,100 | 10,35 | 2,64 | 25,0 |
* Die Rate des Sehälens scL.ließt die entfernt© Menge ©a.metallischem
G-rundkörpei1 sorbet ein,' was anzeigt, äaB die g&az© Oxyd-.
■ . ■' 009882/1*2.1" ■ ' . . ■ ' '■' ' ■
schiclit atiging.
Der Syp B der Oxydschicht entsteht hauptsächlich durch Diffussion
des Zirlcons an die Oberflächenschicht und der von Sauerstoffionen in den metallischem ßrundkörper. Dieses ist dann, er- sichtlich,
wenn man in dem Metallgrundkörper relativ große Mengen Ton Zirkon dispergiert, ohne daß sich eine Verbindung wie
ZrH bildet» Im allgemeinen führt erhöhte Zugabe von Zirkon zu
einer Abnahme in der Oxidationsbeständigkeit der Metalle, so
daß es nötig ist, um den Typ B der Oxydschicht au erhalten, daß das Verhältnis von Sitan zu Zirkon auf 0s9 ii Minimum festgesetzt
wird. Dies wird die Beständigkeit gegenüber d@r Oxydation des
Metalls minmal abnehmen lassen und erhöht zur gleichen Zelt die
Beständigkeit gegenüber dem Abschälen und der Erosion«.. Wexui das
Verhältnis von ffitaii zu Zirkon unterhalb O99 fällt, nimmt die
Beständigkeit des Metalle« gegenüber allgemeiner Oscyeiation stark
ab.
Ilen kann annehmen, daß die Bildung, der 3?yp E-Cteydschicht genr.ß
dem folgenden Hechanismus verläufts obgleich er nicht klar bewiesen
ist«, Bei der Anfangsoxydationsstufe diffundiert· das Aluminium
zuerst an die Oberfläche des metallischen ©rundkörpers,
wie im O?yp A, unter Bildung einer a-il^O^-Schichte Einige Mengen
des oxydierten Pe und Or kristallisieren mit der- ffi«Äl«ÖK«Schicht
in Form von (3?e?Gr)p0,zo Als näc&stes diffundiert dag Si tan und
dann beginnt das frei© ZIAOn9 das in dem metallischen. Grundkö-rper
dispei'giert ist«? dm?üli" ä®n los©& Körper aa dia- Oberfläche zu
diffujidiereiij da Zivkon nieht di@ !"eigiiBg hat9 daria ©in© feste
Lösung zu bilden» Zur gleichen Zeit werden Säuerstoffioaen9 di©
eine besonders starke Affinität zu üiircm b@sitz.enp durch das
diffundierende Zii'koa veranlaßts ©"benfalls zu diffundieren und
zwar- von ü&t OberfläGh© la das Ismes1© des metallischen, ©rund- '
körpers, wolbei sieh überall la öer Oigfdschioht t©trag©aal© Kristalle
vea SrO« feiläea0 ifeitörhia iriagea di© Säueret©ffionen
tiefer In den ^rmidkörper ©ia isad ro^gierea mit ct©m darin enthal-3.
Zriteoa umt@2? Biläiaag ®onoklin®r EslLJall© voa fe09o Zur
fco
. (?1ΐΘίΛ lei'ö Ii @f ®mi iibersoMiBsig© Säuerst of fioaenmengen οε-ΑΙ,-,Ο^
©9ili2/1il1 c
BAD ORfGfISfAL
nahe an dem intergranulären Bereich und als Folge davon nimmt
man an, daß das α-Α120~ tief in den metallischen Grundkörper
eindringt und damit eine Verwurzelung erreicht.wird, wie in
6 gezeigt wird.
In der Zwisehenseit bildet das Titan, das anfangs diffundierte,
■beachtliche Mengen einer festen Lösung in der äußersten Schicht
der a--Al2O,-Schich.t. Bei dieser Stufe jedoch, wenn das ZrO2
sich bildet, wird das Titan in seiner Wirkung durch das Zirkon
beeinträchtigt und es zeigt kein charakteristisches Verhalten«
Titan ict jedoch als Feststoff in dem a-AlgO* gelöst, um diese
Oxydschicht kompakt und fest zu machen. Die Fig. 6 zeigt die
Struktur einer Typ B-Oxydschicht, worin das -a-AlgO« den größeren
Teil eines Jeden Bereiches inne hat (Fe, Gr)2O, und ZrO2
sind nur in geringeren Anteilen vorhanden. Weiterhin verbindet sich das ZrOp nicht mit dem a«Al2O« unter Bildung von stabilen
Kristallen, sondern es ist nur damit einfach in Form von getrennten
Kristallen vermischt.
Die Bedingungen, bei denen die Typ B-Oxydschicht gebildet wird
und analytische Ergebnisse sind in den Fig. 11 bis 13 in Verbindung
mit Beispiel 6 angegeben. Diese Fig. . wurden auf die gleiche Weise wie die Fig. 8 bis 10 erhalten. Insbesondere unterstützen
die Fig. 12 und 13 den oben erwähnten Hechanismus, wobei die Oxydschicht gebildet wird.
Es ist auch ersichtlich, daß die Strukturen des Typs A und des
Tpys B, die in den Fig. 5 und 6 typisch dargestellt werden, nicht starr voneinander getrennt werden können, abhängig von
der Zusammensetzung der betreffenden Metalle, kann eine Oxydschicht
auftreten, die eine 4Vischenform besitzt zwischen den
Typen A und B.
Bei der Anwendung der vorliegenden Erfindung können die metallischen Grundkörper, die verwendet v/erden, erhalten werden, indem
man in einer Atmosphäre mit üblichem Verfahren schmilzt. Die erfindungsgeisä^e Oxydschicht wird leicht an der Oberfläche
009882/1621
BAD ORIGINAL
203H95
der Artikel durch Wärmebehandlung in einem geeigneten Ofen gebildet.
Beispielsweise kann man im Falle von großen Artikeln, die behandelt werden sollen, diese im Rohzustand behandeln und
im Falle von kleinen Artikeln können sie nach dem Bearbeiten behandelt werden. Weiterhin kann die !Typ A-Oxydschicht zwangsweise
durch Gebläse-Sandblasen entfernt werden, so daß wenn die Oxydschicht durch lange Verwendung in ihrer Qualität nachläßt,
sie ganz durch Sandblasen entfernt werden kann, und man kann wieder eine neue frische Oxydschicht herstellen, die gleich
ist wie die vorhergehende, indem man in einer oxydierenden Atmosphäre
wärmebehandelt.
Wie oben angegeben, besteht eine Oxydschicht, die auf der Oberfläche
von Eisenlegierungsartikeln gemäß dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellt wurde, aus α-Α1ρΟ~ als Hauptbestandteil
und den Oxyden von Titan, Zirkon,, und anderen Elementen, die
damit vermischt sind. Diese Oxydschicht ist wirklich eine ganz neue Art, in der Vfeise, daß sie kompakt und fest auf der Oberfläche
eines Hetallgrundkörpers gebildet wird und daß sie sehr starke Beständigkeit gegenüber Erosion und Abschälen aufweist, selbst
wenn sie wiederholt mit korrosiven Gasen, die Halogene
oder deren Verbindungen enthalten, erwärmt wird und die mit hoher Temperatur und Geschwindigkeit eingeführt werden. Und weiterhin
übersteht sie gut die allgemeine Oxydation. Das erfindungsgemäße Verfahren ist nicht nur für die Verwendung im Reaktionskessel
zum Behandeln von Abgasen aus Kraftfahrzeugen geeignet, sondern ebenfalls für viele Metallartikel, die allgemein
stark korrosiven Gasen ausgesetzt sind, die Halogene oder Verbindungen
davon enthalten, bei hoher Temperatur.
Die folgenden Beispiele erläutern die Erfindung, ohne sie jedoch
einzuschränken. ·
BADORIGfNAL
009882/1621
Die Zusammensetzungen der Eisenlegierungen, die als Grundlcörper
in den folgenden Beispielen yerwendet werden, und das Verhältnis
von (Ii$£ + Zr#)/l¥ sind in der folgenden Tabelle III
angegeben.
Sabelle III
Zusammensetzungen der Hetallproben
Zusammensetzungen der Hetallproben
Beisp.
Nr.
Nr.
Gr
Al
Si
Hn
19,0
3,15
G, 012
0,025
0,42
0,18 0,43
0,41
24
19,0
2,85
0,011
0,017
0,47
0,08 0,46
0.40
32
19,9
3,00
0,036
0,022
0,23
0,20 0,44
0,20
20
20,2
2,80
0,020
0,019
0,32
0,15 0,54
O „38
25
20,5
2,73
0,020
0,016
0,43
0,18 0,50
0,40
38
19,7
3,14
0,035
0,045
0,50
0,38 0,10
0,10
20
0,55 0,11
W, i i
33
19,6
3,60
0,035
0,010
0,27
0,23 0,06
0,10
50
19,9
3,05
0,012
0,019
0,43
0,26 0,34
0,37
36
19,5
2,95
0,010
0,020
0,39
0,32 0,29
0,38
36
19,4
2,99
0,014
0,025
0,35
0,24 0,32
0,40
24
19,9
2,85
0,020
0,013
0,48
0,21 0,54
0,40
53
19,3
2,98
0,015
0,020
0,43
0,30 0,28
0,27
37
19,4
2,88
0,015
0,025
0,43
0,30 0,30
0,32
29
19,3
2,89
0,011
0,021
0,40
0,28 0,36
0,35
32
19,4
2,85
0,011
0,018
0,44
0,30 0,35
0,37
009882/1621
Die Oscydschichten derBeispiele 1 "bis 4 gehören alle zu den zuvor
erwähnten Typ A, während die der Beispiele 5 bis 16 zu dem
zuvor "beschriebenen ü?yp B gehören,, J?ig. 14 Ist ein Koordinatensystem,
bei dem der Sitangehalt auf der Ordinate und der Zirkongehalt auf der Abszisse angegeben sindQ Aus dieser Pigur ist
ersichtlich, daß mit einem OS2 ^-Gehalt als Grundpunkt der Zirkongehalt
davon abnimmt und man eine Sjp A-Oxydschicht erhält.
Yfenn der Zirkongehalt über den zuvor erwähnten Grundpunkt von
0,2 is steigt, gehört die entstehende Oxidschicht dem Typ B an.
^ In diesem Palle ist es9 wie aus I1Ig0 14» ersichtlich, notwen-
^ dig, daß das Verhältnis von Sitangehalt zur Zirlcongehalt in
einem Bereich eingeschränkt ist, wi© er durch die geraden Linien
QP und PR festgelegt wird. Diese Tatsachen"besitzen großes
technisches Interesse, daß in bazug auf die -Metalle s bei denen
das Verhältnis des Sitangehaltes zn dem Zirkongehalt außerhalb des durch die gerade Idnie PR definierten Bereiches fällt„
man keine Oxydscliiciit erhält9 die einem genauen Syp B entsprechen.
Eine Legierung, die in Atmosphäre geschmolzen warP wurde in
α -eine dünne Platte gewalst0 Aus äieser Platte wurden Proben gescbjaitten,
die in 3 G-rappen geteilt wurden* Die Proben .wurden
in einem offenen kleinen elektrischen Ofen bei 12000C für 29
10 und 50 Stunden für die entsprechenden Gruppen erhitzt» liach
dieser Wärmebehandlung konnten sich die Proben an der Luft abkühlen. Auf ihren Oberflächen "bildeten sich Oxydschiciiten des
Q?yps Af die für jede Gruppe in ihrer Bleke variiertsno Die Ura
lten wurden einen. Erosionstest xfährenß 2 Stunden "bei 900 C nach
dem zuvor erwähnten Verfahren unterworfen«, Keine der Proben zeigte iiberehaiipt eine Erosion, all© seigtes, ausgezeicliaete Be~ ··
ständigkeit gegenüber Erosion und üsqrdatioiij,. obgleicli sie 100 ^
bei der zuvor definierten Rate d©e Albsehälens aufwies en 0 Die
Dicke der gebildeten Oaqfdsehleht betnag im Durchschnitt 4^5 Mi-,
krön bei 2-stündigeii Eshitsen,s 10 IKl^oa Tn®i 10°sttiaölg@ii Erhitzen land 20 MiteöB "bei 50«etSriäigea MAitzem,®
Ö9Sg@2/1S21 bador!Qinal
Bei den Proben, die 50 Stunden erhitzt worden waren, konnte
die Oxydschicht, die sich auf der Oberfläche davon gebildet hatte, durch ein Sandgebläse vollkommen entfernt werden. Wurden
diese Proben erneut 50 Stunden bei 13000G erhitzt, so wurde
die gleiche Art von Oxydschicht wie oben beschrieben, generiert und die Proben zeigten bei der Prüfung die gleichen Versuclioergebnisse
wie beim ersten Kai.
Proben, die man auf ähnliche Y/eise wie in Beispiel 1 erhalten Λ
hatte, wurden in 3 Gruppen wie in Beispiel 1 eingeteilt, die
verschiedene Anzahl von Stunden bei 13000C erwärmt wurden. Auf
den Oberflächen der Proben schieden sich Oxydschichten des
ab
Typs A,Adie für jede Gruppe in ihrer. Dicke variierten, ab. Diese Dicke betrug im Durchschnitt 3,5 Mikron für 2-stündiges Erwärmen, 8 Iuikron für 10-stundiges Erwärmen und 15 Hikron für 50-stündiges Erwärmen. Die Proben zeigten die gleiche Beständigkeit gegenüber Krosion und Oxydation i-jnd die gleiche Ab rate wie in Beispiel 1.
Typs A,Adie für jede Gruppe in ihrer. Dicke variierten, ab. Diese Dicke betrug im Durchschnitt 3,5 Mikron für 2-stündiges Erwärmen, 8 Iuikron für 10-stundiges Erwärmen und 15 Hikron für 50-stündiges Erwärmen. Die Proben zeigten die gleiche Beständigkeit gegenüber Krosion und Oxydation i-jnd die gleiche Ab rate wie in Beispiel 1.
Proben, die auf die gleiche Yfeise wie in Beispiel 1 beschrieben,
erhalten wurden, wurden in 5 Gruppen geteilt, wobei jede Gruppe verschieden lang erwärmt wurde, d.h. 10, 20, 50, 100
und 200 Stunden bei einer Temperatur von 13000C. Auf den Oberflächen
der Proben bildeten sich Oxydschichten des IDyps A, die
für jede Gruppe in ihrer Dicke variierten. Diese Dicke betrug im Durchschnitt 8, 11, 15, 17 und 19 Mikrons für die einzelnen
Gruppen. Die Beziehung zwischen der Anzahl der Stunden, die
jede Gruppe erwärmt wurde und der durch Oxydation bedingten Gewichtszunahme ist in Fig. 7 dargestellt. Weiterhin ist die
Art des Oxydfilmes, der auf der Oberfläche der Proben, die 50 ·
Stunden erhitzt worden waren, abgeschieden ist, in den 3?ig.
bis 10 wie zuvor beschrieben, angegeben.
BAD
009882/1621
Die dünne Metallplatte, die nach dem Verfahren von Beispiel 3
hergestellt wurde, wurde in ein Nachbrenn-Reaktionsgefäß zum Behandeln von Abgasen aus Kraftwagen verarbeitet. Das Reaklonsgefäß
wurde 20 Stunden lang in einem elektrischen Ofen bei einer Temperatur von 130O0C erwärmt, um auf den äußeren und inneren
Seiten des Reaktionsgefäßes eine Oxydschicht des Typs A mit ungefähr 10 Mikron Dicke zu bilden. Ein Nachbrenner, in den
dieses Reaktionsgefäß eingepaßt, wurde, wurde mit einem 1500 ecm
Motor verbunden. Hach 500 Stunden kontinuierlichen Laufens des Motors mit 5000 r.p.m. wurden die Abgase davon wieder verbrannt.
Dieser Laborversuch entspricht einem tatsächlichen Lauf des Kraftwagens, der mehr als 50 000 km beträgt. Dieser Versuch zeigte,
daß das Reaktionsgefäß durch die Abgase nicht angegriffen wurde, v/obei auch keine Risse auftraten. Vom praktischen Standpunkt
aus sind dies sehr zufriedenstellende Ergebnisse.
Eine Probe, die auf gleiche Art wie in Beispiel 1 erhalten worden Var, wurde 20 Stunden bei 13000G erwärmt. Es bildete sich
darauf eine Oxydschicht vom Typ A mit einer Dicke von 11 Mikron.
Eine Oxydschicht, die sich auf der Oberfläche einer wie in Beispiel 4 behandelten Probe abschied, hatte eine Struktur, die
zwischen dem Typ A und dem Typ B lag und sie war 30 Mikron dick.
Die Schicht war relativ tief in den metallischen Grundkörper eingedrungen, so daß ihre Abschälrate auf 48 i» vermindert war.
Proben, die man auf die gleiche Weise wie in Beispiel 3 erhalten
hatte, wurden unter den gleichen Bedingungen wie in diesem Beispiel erwärmt, wobei Oxydschichten des Typs B gebildet wur- .
den, die für jede Gruppe der Proben in ihren Dicken variierte. ' Die Dicke betrug im Durchschnitt 10 Mikron bei 2-stündigem Er-
009882/1621
■.' . " - 25 - ■■■■■..
hitzen, 22 Mikron bei 1Q-stündigem Erhitzen und 35 Mikron bei
50-stündigem Erhitzen. Ein Erosionsversuch, der bei 9OG0C 2
Stunden lang ausgeführt wurde, zeigte, daß alle Proben eine ausgezeichnete Beständigkeit gegenüber Oxydation und Erosion
aufweisen und daß die Abschälrate um 30 $ lag.
Proben, die auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 hergestellt
worden waren, wurden in 3 Gruppen geteilt, die je 2, 1ü und
50 Stunden bei 130O0G erwärmt wurden. Auf den Oberflächen der
Proben bildeten sich Oxydschichten des Typs B, die für jede Gruppe in ihrer Dicke variierten. Die Dicke betrug im Durchschnitt
bei 2-stündigem Erhitzen 19 Mikron, bei 1O-stündigem
Erhitzen 43 Mikron und bei 50-stündlgera Erhitzen 99 Mikron. Ein
ii'rusionstest, der bei 2 Stunden lang bei 110O0C durchgeführt
wurde, zeigte, daß alle Proben ausgezeichnete Beständigkeit gegenüber Erosion und Oxydation aufwiesen und daß die Abschälrate um 30 efi betrug.
Proben, die auf gleiche Weise wie in Beispiel 1 hergestellt worden
waren, wurden in 3 Gruppen geteilt, wobei jede Gruppe 20,
50 und 100 Stunden bei 13000C erwärmt wurden, wobei sich an
den Oberflächen der Proben Oxydschichten des Typs B bildeten,
die in ihrer Dicke für jede Gruppe variierten. Die Dicke betrug
im Durchschnitt 58 Mikron bei 20-stündigem Erwärmen, 110 Mikron
bei 50-stündigem Erwärmen und 150 Mikron bei 100-stündigem
Erwärmen. Der Zustand der Oxydschicht, die^aan erhielt, indem
man 100 Stunden erwrärmte, ist in den Fig. 11 bis 13, die zuvor
>beschrieben wurden, dargestellt· ." ■ -.
Eine dünne Metallplatt©, hergestellt gemäß diesem Beispiel,
wurde in einem Hachbrennreaktionsgefäß zum Behandlen der Abgase
eines Automobils verarbeitet. Das Reaktionsgefäß wurde 20 Stunden in. einem elektrisühen Ofen bei 130O0G erwärmt, um^Innen-und
Λ an den
001062/1621
203 U 95
- 26 Außenseiten
/ des Reaktionsgefäßes eine Oxidschicht des iyps B von
ungefähr 50 bis 60 Mikron Dicke zu bilden. Ein Nachbrenner, in
den das Reaktionsgefäß eingebaut wurde, wurde in ein Automobil,
das mit einem V/ankel-artigen Rotationskolben-1-iOtor ausgerüstet
war, der 500 com 2 Rotorart eingebaut» Nachdem das Automobil
tatsächlich 50 000 km gelaufen war, wurde der Nachbrenner geprüft, wobei sich herausstellte, daß die innere Viand des Heaktionsgefäßes
von den Auspuffgasen nicht angegriffen, war und es
wurde auch keine Kriechdeiinung (creep phenomenon), "bedingt
durch das kontinuierliche laufen^ beobachtet9 was vom praktischen
Standpunkt aus sehr wünschenswerte Ergebnisse darstellt»
Beispiele 9 Me 16
In diesen Beispielen wurden Proben hergestellt auf die gleiche
Weise wie in Beispiel 1 "beschrieben«, 20 Stunden b^i 1300 C erwärmt.
Die entstehenden Oxydschichten waren alle der 3?yp B Art, die Dicke betrug im Durchschnitt 34S 429 2O5, 73S 39f 3O9 33. und
83 Mikron in der Reihenfolge der Beispiele 9 bis 16. Die Oxydschichten
zeigten eine Abschälrate vcm 52? 32,' 48^ 2t,- 22, 42,
30 und 23 $ in der gleichen Reihenfolge»
§l8271S2i
Claims (6)
1. Verfahren zur Herstellung korrosionsbeständiger Hetallgegenstände,
dadurch gekennzeichnet, daa man die Gegenstände aus
einem Metall bildet, das 10 bis 25 $S Chrom, 2, bis 5 5^ Aluminium,
weniger als 0,04 $> Kohlenstoff, 0,005 bis 0,05 .# Stickstoff,
0,1 bis 0,6 # !Ditan, 0,01 bis 0,5 # Zirkon, Eisen als
den Kcstbestandteil und weiteiB übliche Verunreinigungen enthält, wobei das Verhältnis der Bestandteile von a?i$S + Zr# zu
H# im Bereich von 10 bis 60 liegt, den Gegenstand in einer oxy- j|
dierenden Atmosphäre für eine geeignete Anzahl von Stunden bei einer Temperatur von 1000 bis HOO0C erwärmt, damit an der
Oberfläche des Grundmetalles des Gegenstandes ein Teil der oxydierbaren
Elemente, die darin enthalten sind, durchMigration diffundieren, wobei auf dieser Oberfläche eine Oxydschicht gebildet wird, die hauptsächlich α-ΑΙ,,Ο, mit einer Dicke von 3
bis 300 Mikron enthält. , ■
2. Verfahren zur Herstellung korrosionsbeständiger Metallgegenstände,
dadurcu. gekennzeichnet, daß man die Gegenstände aus
einem Metall bildet, das 10 bis 25 $> Chrom, 2 bis 5 5» Aluminium,
weniger als 0,04 5» Kohlenstoff, 0,005 bis 0,05 f* Stickstoff,
0,1 bis 0,6 fo iCitan, 0,01 bis 0,2 ^ Zirkon, Eisen als den Rest I
und weitere übliche Verunreinigungen enthält, wobei das Verhältnis
von den Bestandteilen TiJa + Zr^ zu Κ# im Bereich von 10 bis
60 liegt, die Gegenstände in einer oxydierenden Atmosphäre für eine geeignete Anzahl von Stunden bei einer !Temperatur von
1000 bis 14000C erwärmt, damit die oxydierbaren Elemente, die
in der Oberfläche des Grundkörpers des Artikels enthalten sind,
durch Iligration diffundieren, wobei auf der Oberfläche eine
Oxydschicht gebildet wird, die eine durchschnittliche Dicke von 3 bis 100 Mikron besitzt, und die hauptsächlich aus oc-AlgO^
* besteht, und deren äußerster Bereich aus einem dünnen Film von ·
besteht.
009882/1621
3. Verfahren zur Herstellung korrosionsbeständiger Metallgegenstände,
dadurch gekennzeichnet, daß man die Gegenstände
aus einem Metall formt, das 10 Ms 25 %. Chrom, 2 Ms 5 fo
Aluminium, weniger als 0,04 1° Kohlenstoff, 0,005 Ms 0,05 $
Stickstoff, 0,2 Ms 0,6 $>. Titan, mehr als 0,2 Ms 0,5 $ Zirkon, Eisen als den Restbestandteil und weitere übliche Verunreinigungen enthält, wobei das Verhältnis der bestandteile von Tifi + Zxfo zu N$ im Bereich von 10 bis 60 liegt und das
Verhältnis von Ii^ zu Zr^ eiiien größeren Wert als Q,9 besitzt, den Artikel in einer oxydierenden Atmosphäre für eine geeignete Anzahl von Stunden bei einer Semperatur von 1000 bis 1400OJC erwärmt, damit die oxydierbaren Elemente der Oberfläche des Grundkörpers des Artikels durch Migration diffundieren, wobei auf der Oberfläche eine Oxydschicht von 3 bis 300 Mikron durchschnittlicherDicke gebildet wird, die hauptsächlich aus OC-Al0Or; besteht und die mit dem metallischen Grundkörper in wurzelartiger Form verbunden ist.
aus einem Metall formt, das 10 Ms 25 %. Chrom, 2 Ms 5 fo
Aluminium, weniger als 0,04 1° Kohlenstoff, 0,005 Ms 0,05 $
Stickstoff, 0,2 Ms 0,6 $>. Titan, mehr als 0,2 Ms 0,5 $ Zirkon, Eisen als den Restbestandteil und weitere übliche Verunreinigungen enthält, wobei das Verhältnis der bestandteile von Tifi + Zxfo zu N$ im Bereich von 10 bis 60 liegt und das
Verhältnis von Ii^ zu Zr^ eiiien größeren Wert als Q,9 besitzt, den Artikel in einer oxydierenden Atmosphäre für eine geeignete Anzahl von Stunden bei einer Semperatur von 1000 bis 1400OJC erwärmt, damit die oxydierbaren Elemente der Oberfläche des Grundkörpers des Artikels durch Migration diffundieren, wobei auf der Oberfläche eine Oxydschicht von 3 bis 300 Mikron durchschnittlicherDicke gebildet wird, die hauptsächlich aus OC-Al0Or; besteht und die mit dem metallischen Grundkörper in wurzelartiger Form verbunden ist.
4. Korrosionsbeständige metallische Gegenstände, hergestellt nach dem Verfahren von Anspruch 1,
5. Korrosionsbeständige metallische Gegenstände, hergestellt
nach dem Verfahren von Anspruch 2.
6. Korrosionsbeständige metallische Gegenstände, hergestellt
nach dem Verfahren von Anspruch 3.
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP44050588A JPS4945456B1 (de) | 1969-06-25 | 1969-06-25 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
DE2031495A1 true DE2031495A1 (de) | 1971-01-07 |
Family
ID=12863119
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
DE19702031495 Pending DE2031495A1 (de) | 1969-06-25 | 1970-06-25 | Verfahren zur Herstellung korrosions bestandiger Gegenstande aus Metall |
Country Status (9)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US3660173A (de) |
JP (1) | JPS4945456B1 (de) |
BE (1) | BE752536A (de) |
CA (1) | CA920488A (de) |
DE (1) | DE2031495A1 (de) |
FR (1) | FR2051325A5 (de) |
GB (1) | GB1269916A (de) |
NL (1) | NL7009318A (de) |
SE (1) | SE354491B (de) |
Cited By (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5073816A (de) * | 1973-11-02 | 1975-06-18 | ||
FR2594144A1 (fr) * | 1986-02-10 | 1987-08-14 | Ugine Gueugnon Sa | Tole en acier inoxydable ferritique et son utilisation pour la fabrication d'un recipient embouti et poli |
DE3606804A1 (de) * | 1986-03-01 | 1987-09-10 | Thyssen Huette Ag | Metallisches halbzeug und verfahren zu seiner herstellung sowie verwendung |
DE3706415A1 (de) * | 1987-02-27 | 1988-09-08 | Thyssen Edelstahlwerke Ag | Halbfertigerzeugnis aus ferritischem stahl und seine verwendung |
FR2632659A1 (fr) * | 1988-04-25 | 1989-12-15 | Doryokuro Kakunenryo | Acier ferritique renforce par dispersion pour des structures haute temperature |
EP0387670A1 (de) * | 1989-03-16 | 1990-09-19 | Krupp VDM GmbH | Ferritische Stahllegierung |
FR2647122A1 (fr) * | 1989-05-22 | 1990-11-23 | Commissariat Energie Atomique | Acier inoxydable ferritique contenant notamment de l'aluminium et du titane |
Families Citing this family (20)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS518806B2 (de) * | 1972-04-06 | 1976-03-22 | ||
US3907611A (en) * | 1972-11-10 | 1975-09-23 | Toyo Kogyo Co | Method for making ferrous metal having highly improved resistances to corrosion at elevated temperatures and to oxidization |
US3873306A (en) * | 1973-07-20 | 1975-03-25 | Bethlehem Steel Corp | Ferritic alloy with high temperature strength containing dispersed intermetallic TiSi |
JPS5183277U (de) * | 1974-12-25 | 1976-07-03 | ||
US4082575A (en) * | 1976-04-21 | 1978-04-04 | Thermacore, Inc. | Production of liquid compatible metals |
US4266987A (en) * | 1977-04-25 | 1981-05-12 | Kennecott Copper Corporation | Process for providing acid-resistant oxide layers on alloys |
US4183781A (en) * | 1978-09-25 | 1980-01-15 | International Business Machines Corporation | Stabilization process for aluminum microcircuits which have been reactive-ion etched |
US4268324A (en) * | 1979-04-20 | 1981-05-19 | Sharma Vinod C | Fabrication of spectrally selective solar surfaces by the thermal treatment of austenitic stainless steel AISI 321 |
US4668585A (en) * | 1984-06-08 | 1987-05-26 | Osaka Prefecture, Horonobu Oonishi and Kyocera Corporation | Fe-Cr-Al type implant alloy composite for medical treatment |
JP2876627B2 (ja) * | 1989-07-11 | 1999-03-31 | 大同特殊鋼株式会社 | 耐食性に優れたステンレス鋼 |
US5413642A (en) * | 1992-11-27 | 1995-05-09 | Alger; Donald L. | Processing for forming corrosion and permeation barriers |
US5599404A (en) * | 1992-11-27 | 1997-02-04 | Alger; Donald L. | Process for forming nitride protective coatings |
US5407493A (en) * | 1993-03-08 | 1995-04-18 | Nkk Corporation | Stainless steel sheet and method for producing thereof |
US5496514A (en) * | 1993-03-08 | 1996-03-05 | Nkk Corporation | Stainless steel sheet and method for producing thereof |
US6045628A (en) * | 1996-04-30 | 2000-04-04 | American Scientific Materials Technologies, L.P. | Thin-walled monolithic metal oxide structures made from metals, and methods for manufacturing such structures |
US5814164A (en) * | 1994-11-09 | 1998-09-29 | American Scientific Materials Technologies L.P. | Thin-walled, monolithic iron oxide structures made from steels, and methods for manufacturing such structures |
US6461562B1 (en) | 1999-02-17 | 2002-10-08 | American Scientific Materials Technologies, Lp | Methods of making sintered metal oxide articles |
US6599636B1 (en) * | 2000-10-31 | 2003-07-29 | Donald L. Alger | α-Al2O3 and Ti2O3 protective coatings on aluminide substrates |
US6655369B2 (en) * | 2001-08-01 | 2003-12-02 | Diesel Engine Transformations Llc | Catalytic combustion surfaces and method for creating catalytic combustion surfaces |
AU2002356516A1 (en) * | 2001-09-12 | 2003-03-24 | F.W. Gartner Thermal Spraying Company | Nanostructured titania coated titanium |
Family Cites Families (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US2191790A (en) * | 1938-05-07 | 1940-02-27 | Electro Metallurg Co | Steels and electrical resistance elements |
US2442223A (en) * | 1944-09-22 | 1948-05-25 | Gen Electric | Method of improving the corrosion resistance of chromium alloys |
US2635164A (en) * | 1951-08-21 | 1953-04-14 | Kanthal Ab | Electric heating unit |
US3068094A (en) * | 1959-01-27 | 1962-12-11 | Ford Motor Co | Alloy of iron, aluminum, and chromium |
US2987394A (en) * | 1959-03-25 | 1961-06-06 | John J Mueller | Iron-aluminum base alloys |
-
1969
- 1969-06-25 JP JP44050588A patent/JPS4945456B1/ja active Pending
-
1970
- 1970-06-23 CA CA086238A patent/CA920488A/en not_active Expired
- 1970-06-23 US US49052A patent/US3660173A/en not_active Expired - Lifetime
- 1970-06-24 GB GB30658/70A patent/GB1269916A/en not_active Expired
- 1970-06-24 SE SE08721/70A patent/SE354491B/xx unknown
- 1970-06-25 DE DE19702031495 patent/DE2031495A1/de active Pending
- 1970-06-25 FR FR7023627A patent/FR2051325A5/fr not_active Expired
- 1970-06-25 NL NL7009318A patent/NL7009318A/xx unknown
- 1970-06-25 BE BE752536D patent/BE752536A/xx unknown
Cited By (10)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5073816A (de) * | 1973-11-02 | 1975-06-18 | ||
JPS5541290B2 (de) * | 1973-11-02 | 1980-10-23 | ||
FR2594144A1 (fr) * | 1986-02-10 | 1987-08-14 | Ugine Gueugnon Sa | Tole en acier inoxydable ferritique et son utilisation pour la fabrication d'un recipient embouti et poli |
DE3606804A1 (de) * | 1986-03-01 | 1987-09-10 | Thyssen Huette Ag | Metallisches halbzeug und verfahren zu seiner herstellung sowie verwendung |
DE3706415A1 (de) * | 1987-02-27 | 1988-09-08 | Thyssen Edelstahlwerke Ag | Halbfertigerzeugnis aus ferritischem stahl und seine verwendung |
EP0290719A1 (de) * | 1987-02-27 | 1988-11-17 | Thyssen Edelstahlwerke AG | Halbfertigerzeugnis aus ferritischem Stahl und seine Verwendung |
FR2632659A1 (fr) * | 1988-04-25 | 1989-12-15 | Doryokuro Kakunenryo | Acier ferritique renforce par dispersion pour des structures haute temperature |
EP0387670A1 (de) * | 1989-03-16 | 1990-09-19 | Krupp VDM GmbH | Ferritische Stahllegierung |
FR2647122A1 (fr) * | 1989-05-22 | 1990-11-23 | Commissariat Energie Atomique | Acier inoxydable ferritique contenant notamment de l'aluminium et du titane |
EP0399905A1 (de) * | 1989-05-22 | 1990-11-28 | Commissariat A L'energie Atomique | Aluminium und Titan enthaltender, rostfreier, ferritischer Stahl |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
US3660173A (en) | 1972-05-02 |
GB1269916A (en) | 1972-04-06 |
NL7009318A (de) | 1970-12-29 |
SE354491B (de) | 1973-03-12 |
BE752536A (fr) | 1970-12-01 |
CA920488A (en) | 1973-02-06 |
JPS4945456B1 (de) | 1974-12-04 |
FR2051325A5 (de) | 1971-04-02 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
DE2031495A1 (de) | Verfahren zur Herstellung korrosions bestandiger Gegenstande aus Metall | |
DE19741223C2 (de) | Als Hitzesperre fungierendes Überzugselement und Verfahren zu dessen Herstellung | |
DE2325138C3 (de) | Verfahren zur Bildung von Schutzüberzügen auf Metallsubstraten | |
DE102007062417B4 (de) | Austenitische warmfeste Nickel-Basis-Legierung | |
DE102006049629A1 (de) | Stahlprodukt mit einer hohen Austenit-Korn-Vergröberungstemperatur und Verfahren zu seiner Herstellung | |
EP4234964A2 (de) | Mehrschichtgleitlagerelement | |
DE2244311A1 (de) | Hochtemperaturbestaendige nickellegierung | |
WO2006131129A1 (de) | Aluminium-gleitlagerlegierung | |
DE102021113884A1 (de) | Legierung mit hoher entropie und geringer dichte | |
DE2713721A1 (de) | Eisen-nickel-chrom-aluminium- yttrium-legierung und daraus hergestellte abtragbare dichtungen | |
DE3813685A1 (de) | Gewalzte, rostfreie stahlfolie mit hohem aluminium-gehalt zur verwendung als substrat eines katalysator-traegers | |
DE2903080A1 (de) | Verfahren zur ausbildung einer aluminiumueberzugsschicht auf einem eisenlegierungswerkstueck | |
DE60128844T2 (de) | Metallisches Glied mit Chromatschicht, Zündkerze mit Chromschicht und ihr Herstellungsverfahren | |
DE3432525A1 (de) | Hitzebestaendiges kugelfoermiges graphit-ferrit-gusseisen | |
EP0265937B1 (de) | Gleitlagerung | |
EP2514052B1 (de) | Zündkerzenelektrode, hergestellt aus verbessertem elektrodenmaterial | |
EP1273671B1 (de) | Entzinkungsbeständige Kupfer-Zink-Legierung sowie Verfahren zu ihrer Herstellung | |
DE3921175C2 (de) | Kohlenstoffablagerungen verhinderndes, doppel-schichtiges Rohr | |
DE2755537A1 (de) | Austenitischer rostfreier stahl | |
CH657378A5 (de) | Superlegierung auf nickelbasis. | |
DE69419191T3 (de) | Verfahren zur Erhöhung des Oxydationswiderstandes von einen Fe-Cr-Al Legierung | |
DE112012002495T5 (de) | Elektrodenmaterial , Zündkerzenelektrode und Zündkerze | |
DE3844601C2 (de) | ||
DE3009491A1 (de) | Stahl fuer das kaltschmieden und verfahren zu seiner herstellung | |
DE2732566B2 (de) | Aus Kupfer oder Kupferlegierung hergestellte, auf der Oberflache beschichtete Hochofen-Blasform und Verfahren zur Beschichtung ihrer Oberfläche |