DE3901365C2 - - Google Patents
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Description
Die Erfindung betrifft ein mit Al-Cr-Legierungen nach der PVD-Methode
dampfbeschichtetes Material hoher Korrosionsfestigkeit, das aus einem
Grundmetall und Al-Cr-Legierungen mit 1-50% Cr besteht, die hauptsäch
lich Al, Cr und die R-Phase Al₁₃Cr₂ enthalten. Dieses Material mit
aufgedampfter Schicht aus einer Al-Cr-Legierung bietet vorteilhafte
Anwendung bei z. B. Auspuff-Schalldämpfern in der Kfz-Industrie, bei
Wärmerückstrahlern für Öfen, Bauteilen von Abfallverbrennungsanlagen
und Baumaterial, wobei jeweils hohe Korrosionsfestigkeit gefordert
wird, denn diese Bauteile werden regelmäßig hohen Temperaturen und
starken Temperaturschwankungen in hoch-korrosiver Umgebung ausgesetzt.
Außer der hohen Korrosionsfestigkeit hat das erfindungsgemäße Material
den Vorteil, dem Abblättern der Metallbeschichtung auch bei längerer
Erhitzung zu widerstehen; es gewährleistet eine gute allgemeine Dauer
festigkeit in korrosiver Umgebung bei hohen Temperaturen.
Als Grundmetalle für die aufgedampfte Schicht aus Al-Cr dienen z. B.
Eisen, Stahl, Stahllegierungen, Aluminium, Aluminiumlegierungen,
Kupfer, Kupferlegierungen, Titan, Titanlegierungen usw. in Form von
Platten, Stäben, Rohren, Wellblech sowie L- oder H-Profilen. Beson
ders vorteilhaft sind Stahlbleche.
Allgemein gilt, daß Korrosionsfestigkeit bei hohen Temperaturen die
wichtigste Eigenschaft ist, die von Kfz-Auspuffanlagen, Reflektoren bei
Petroleum- und Gasöfen sowie Bestandteilen von Abfallverbrennungs
anlagen, die in einer stark korrosiven Umgebung hohen Temperaturen
ausgesetzt werden, gefordert ist. Für diese Anwendungen wird im all
gemeinen rostfreier Stahl eingesetzt wegen seiner hohen Korrosions
festigkeit bei hohen Temperaturen. Seit neuerem wird der rostfreie
Stahl durch alitierten Stahl ersetzt, der verhältnismäßig billig ist.
Alitierter Stahl hat eine stark verbesserte Korrosionsfestigkeit bei
hohen Temperaturen gegenüber unbeschichtetem Stahl wegen des Ober
flächenschutzes durch das Aluminium, das eine überlegene Oxidations-
und Korrosionsfestigkeit hat.
Leider hat alitierter Stahl den Nachteil, daß bei hohen Temperaturen in
einer Umgebung, in der Chloridionen vorkommen, die Passivierungsschicht,
die hauptsächlich aus Aluminiumoxid besteht und sich auf der
Oberfläche der Beschichtung ausgebildet hat, verhältnismäßig leicht
zerstört wird, mit dem Ergebnis, daß es zum Lochfraß kommt und Rost,
bestehend in erster Linie aus Al(OH)3, als Korrosionsprodukt auf der
Beschichtungsoberfläche auftritt. Wenn der Lochfraß weitergeht, legen
die durchgehenden Löcher das Stahlblech-Grundmetall frei, das unter
Bildung von Rotrost schnell korrodiert. Ein weiterer Nachteil des
alitierten Stahls ist, daß sich die Aluminiumschicht in einer sogar
nur schwach sauren Umgebung leicht auflöst und ihre Oberflächenschutz
wirkung verliert. Daher ist die Korrosionsschutzwirkung des alitierten
Stahls nicht so gut wie erwartet, wenn er für Teile eingesetzt wird,
die einer komplexen korrodierenden Umgebung ausgesetzt sind.
Man hat schon Versucht, diese Nachteile des alitierten Stahls durch
Legieren von Aluminium mit Zn oder Mg zwecks verbesserter
Korrosionsfestigkeit zu überwinden. Dieses Legieren zur Erhöhung
der Korrosionsfestigkeit ist jedoch nicht allzu wirksam und zwar aus
den folgenden Gründen.
- (1) Das Legierungsmetall kann nur in begrenzter Menge zugesetzt werden, weil es die Formbarkeit des Aluminiums nachteilig be einflußt.
- (2) Das Al-Heißbeschichtungsverfahren zur Bildung der Aluminiumschicht bzw. der Aluminiumlegierungsschicht erlaubt keine unbeschränkte Lösung des Legierungsmetalls im geschmolzenen Aluminiumbad.
Ein weiter Nachteil des Al-Heißbeschichtungsverfahrens ist, daß sich
durch das Eintauchen des Stahls in das geschmolzene Aluminiumbad, wobei
die Oberflächentemperatur des Stahls auf etwa 700°C ansteigt, an
der Grenzfläche zwischen Stahl und Aluminiumschicht intermetallische
Verbindungen wie Fe2Al5 ausbilden. Da diese intermetallischen Verbindungen
spröd und nur schlecht formbar sind, splittern sie beim starken
Verformen des Stahls, wie z. B. Biegen, ab.
Die Bildung der intermetallischen Fe-Al-Verbindungen an der Grenz
fläche zwischen der aufgebrachten Schicht und dem Grundmetall bei der
Beschichtung kann durch Zusatz von etwa 9% Si zum geschmolzenen Alu
miniumbad in gewissem Maß unterdrückt werden. Das zugesetzte Silizium
liefert auch die Wärmefestigkeit, d. h. es verhindert die Bildung von
intermetallischen Fe-Al-Verbindungen, wenn der alitierte Stahl bei
hohen Temperaturen, insbesondere über 400°C, eingesetzt wird. Jedoch
ist die Auswirkung des Siliziums nicht notwendigerweise auch zufrie
denstellend.
Man hat auch schon versucht, alitierten Stahlblechen durch Ersatz des
Stahl-Grundmetalls durch einen extrem niedriggekohlten, Cr-Ti-beruhigten
oder Cr-Cu-beruhigten Stahl eine erhöhte Wärmefestigkeit zu geben,
so daß sie über 700°C eingesetzt werden können. Aber auch solche be
sonders beruhigten Stähle verhindern nicht vollständig die Bildung von
intermetallischen Fe-Al-Verbindungen an der Grenzfläche zwischen der
Deckschicht und dem Grundmetall-Stahlblech solange das Heißbeschich
tungsverfahren angewandt wird; daher sind die so erzeugten alitierten
Stahlbleche nicht zufriedenstellend in bezug auf ihre Formbarkeit.
Zusätzlich sind die obigen besonders beruhigten Stähle teuerer als die
üblichen Al-beruhigten Stähle; und das hebt die wirtschaftlichen Vor
teile der alitierten Stahlbleche wieder auf.
Mit Al-Si-Legierungen beschichtete Stahlbleche scheinen bisher im Hin
blick auf Korrosionsfestigkeit reinen Al-beschichteten Stahlblechen et
was unterlegen zu sein. So ist bisher üblich, eine Verbesserung dadurch
anzustreben, daß man auf der Oberfläche der mit Al-Si-Legierung beschich
teten Stahlbleche durch chemische Umwandlung, wie z. B. Chromat-Behand
lung, einen dünnen Schutzfilm erzeugt. Diese Praxis verbessert jedoch
die Korrosionsfestigkeit nicht zufriedenstellend, weil nach Aufbrechen
oder Verlust des Schutzfilms durch Korrosion die unzureichend korro
sionsfeste Al-Si-Schicht korrodiert wird.
Ein weiteres Beschichtungsverfahren ist Galvanisieren, z. B. zur Her
stellung von elektrisch beschichteten Stahlblechen, es ist jedoch
nicht brauchbar zur Elektro-Beschichtung von Stahlblech mit Aluminium
oder mit einer Aluminiumlegierung aus wäßriger Lösung. Obwohl das Gal
vanisieren aus einer nicht-wäßrigen Lösung grundsätzlich möglich ist,
hat eine solche Arbeitsweise nur wenig Nutzen wegen der sehr geringen
Stromdichte zum Zeitpunkt der Elektrobeschichtung. Ferner ist
die nicht-wäßrige Beschichtungslösung elektrisch instabil. Somit
ist das Galvanisieren zum Beschichten mit Aluminium oder mit Aluminiumlegierungen
technisch nicht anwendbar.
Bei der Dampfbeschichtung sind grundsätzlich CVD (chemische Dampfbeschichtung)
und PVD (physikalische Dampfbeschichtung) zu unterscheiden.
GB-PS 15 58 978 und US-PS 32 44 554 befassen sich grundsätzlich
mit der CVD-Methode; z. B. werden dabei Al und Cr nach der Dampfbeschichtung
durch Erwärmen legiert. Ohne Erwärmen können sie nicht
legiert werden, so daß man dann nur aufeinander eine aufgedampfte
Al-Schicht und eine aufgedampfte Cr-Schicht vorliegen haben würde.
Diese Methode ist also nicht nur aufwendig, sondern auch durch eine
solche Legierungswärmebehandlung bei 870 bis 1100°C für das Substratmetall
nachteilig (Erweichen, Schmelzen, Ausschußproduktion zunehmend).
GB-PS 12 65 965 beschreibt das jeweils gesonderte Verdampfen und
Niederschlagen von Al und Cr auf rotierendem Grundmetall. Die 2
Schichten (Al und Cr) werden dann warm legiert. Eine intermetallische
Verbindung ist offenbar nicht angezielt.
Nach der US-PS 35 67 409 wird eine Plattierungsschicht in der Ausbildungsform
einer festen Lösung mit wenig oder gar keiner Kristallstruktur
aufgebracht; d. h. daß eine amorphe Struktur auf dem Substratmetall
geschaffen wird.
Alle diese Angaben im Stand der Technik bedürfen der gezielten Verbesserung,
wenn man den modernen technischen Anforderungen an Korrosionsfestigkeit
und Dauerhaftigkeit genügen will. Hierin liegt die
Aufgabe der Erfindung.
Nach der Erfindung wird diese Aufgabe gelöst durch Bereitstellung des
Materials gemäß Hauptanspruch. Besondere vorteilhafte Ausgestaltungen
sind aus den Unteransprüchen ersichtlich.
Das erfindungsgemäße Material mit Beschichtung aus Aluminiumlegierungen
hat - wie die Praxis zeigt - hervorragende Korrosionsfestigkeit in
stark-korrodierender Umgebung, wo z. B. Halogenidionen und saure Gase
bei hohen Temperaturen vorkommen. Bei diesem Material ist bei der Herstellung
die Bildung der spröden intermetallischen Fe-Al-Verbindungen
verhindert, so daß während des Materialeinsatz bei hohen Temperaturen
eine hervorragende Wärmefestigkeit und Formbarkeit resultiert.
Die Al-Cr-Legierungsschicht zeigt die gewünschten Wirkungen auch bei
kleinem Cr-Gehalt. Mit einem Cr-Gehalt von mindestens 1% weist die
Al-Cr-Legierungsschicht schon eine stark verbesserte Korrosionsfestigkeit
auf (siehe Fig. 1 und 2). Wenn der Cr-Gehalt < 50% ist und es
sich bei dem Grundmetall z. B. um ein elektrochemisch weniger edles
Metall handelt, z. B. Stahl, Aluminium oder Aluminiumlegierungen, ist
die Wirkung der Al-Cr-Legierungsschicht geringer; vgl. Fig. 3. Der
Cr-Gehalt in der Al-Cr-Legierungsschicht hat somit den Bereich zwischen
1 und 50%.
Die Schichtdicke hat vorzugsweise mehr als 0,1 µm. Bei einer Schichtdicke
< 0,1 µm bedeckt die Schicht das Grundmetall nicht vollständig
und zeigt daher wegen ihrer Poren nicht ihre volle Korrosionsfestigkeit.
Bei einer Schichtdicke von < 0,1 µm zeigt die Beschichtung
hingegen die volle Korrosionsfestigkeit (siehe Fig. 4).
Obwohl es mehrere Möglichkeiten gibt, die Beschichtung aufzubringen,
wie Feuerbeschichtung bzw. Heißtauchen, Galvanisieren, chemisches
Beschichten und Aufdampfen, ist das Aufdampfverfahren nach PVD für
die Herstellung des erfindungsgemäßen Al-Cr-beschichteten Materials
mit der gewünschten hohen Korrosionsfestigkeit einzusetzen. Dies geht
hervor aus folgenden Vergleichen:
Ein Nachteil des Feuerbeschichtens bzw. Heißtauchens ist, daß die
Badtemperatur erhöht werden muß, um Cr im geschmolzenen Aluminium
zu lösen. Heißtauchen bei hohen Temperaturen bildet eine dicke Schicht
intermetallischer Verbindungen, wie Fe2Al5, aus und bewirkt somit
eine schlechte Formbarkeit, wenn das Grundmetall Stahl ist. Zusätzlich
begrenzt Heißtauchen die Cr-Menge, die dem geschmolzenen Aluminium
zugesetzt werden kann. Das führt zur Begrenzung der Zusammensetzung
der Al-Cr-Legierungsschicht.
Ein Nachteil des Galvanisierens und des chemischen Beschichtens ist,
daß es unmöglich ist, die Al-Cr-Legierung aus einer wäßrigen Lösung
abzuscheiden. Obwohl das Abscheiden aus einer nicht-wäßrigen Lösung
grundlegend möglich ist, ist es wenig ergiebig wegen der geringen
Stromdichte. Ein weiterer Nachteil ist, daß die Beschichtungslösung
instabil ist und die Produktionskosten hoch sind.
Im Gegensatz dazu ermöglicht das Aufdampfverfahren eine verhältnismäßig
leichte Änderung der gewünschten Zusammensetzung der Al-Cr-
Legierungsbeschichtung. Die gewünschte Zusammensetzung wird erhalten
durch Einstellen der Dampfmenge für Al und Cr, die in gesonderte
Gefäße mit geregelter Heizung verbracht werden. Wenn einfach ein Al-Cr-
Gemisch erhitzt wird, kommt es nicht zum Niederschlag der gewünschten
Zusammensetzung, weil Al und Cr beim Verdampfen im Vakuum unterschiedliche
Dampfdrücke haben.
Die obigen Ausführungen betreffen das Verfahren zum Aufdampfen einer
Al-Cr-Legierung direkt auf ein Stahlblech-Grundmetall. Es ist aber
auch möglich, eine Schicht aus einer Al-Cr-Legierung auf einem Stahlblech-
Grundmetall zu bilden, indem man die Schritte Aufdampfen von Cr
(bzw. Al) auf ein Stahlblech, dann Aufdampfen von Al (bzw. Cr) auf der
Cr- (bzw. Al-)Schicht, und Durchführung einer Wärmebehandlung bei
geeigneter Temperatur ausführt, wobei Al und Cr ineinander diffundieren.
Das Al-Cr-legierungs-dampfbeschichtete Stahlblech muß in einer Vakuumkammer
unter einem Druck von weniger als 10-2 mBar, vorzugsweise weniger
als 10-3 mbar hergestellt werden. Bei einem Druck über 10-2 mBar in der
Vakuumkammer werden die Al- und Cr-Dämpfe durch Restluft oxidiert. Das
führt dazu, daß sich die Al-Cr-Schicht teilweise im oxidierten Zustand
befindet. In diesem Zustand wird sie voraussichtlich beim Formen reißen
und abblättern, und das Endergebnis zeigt nicht die inhärente Leistung
(siehe Tab. 1 und 2).
Das angewandte PVD-Verfahren schließt auch die sogenannte Ionenbeschichtungsmethode
ein. Dabei werden Al und Cr verdampft; ihre Dämpfe werden
durch Anlegen von Hochfrequenz kationisiert, und die kationiesierten
Dämpfe schlagen sich auf einem Grundmaterial nieder, das negativ geladen
ist. Das Ionenbeschichten führt zur verbesserten Haftung zwischen dem
Grundmetall und der aufgebrachten Schicht und erzeugt ferner feine Kristalle
im aufgebrachten Metall, was zu einer Verminderung der Porenbildung
führt.
Bei dem erfindungsgemäßen Material gewährleistet die Al-Cr-Legierung
eine hervorragende Korrosionsfestigkeit; Verbesserungen bei der Korrosionsfestigkeit
haben sich ergeben u. a. mit ternären Aluminiumlegierungen,
die dadurch gebildet werden, daß man ein drittes Legierungsmetall
zur obigen Al-Cr-Legierung hinzufügt. Die ternäre Legierung
wird mit Hilfe des beschriebenen Aufdampfverfahrens auf das Grundmetall
aufgebracht, z. B. auf Stahlblech; bei der Untersuchung auf
Korrosionsfestigkeit zeigt sich, daß ternäre Legierungen mit Ti oder
Si als drittem Legierungsmetall den binären Al-Cr-Legierungen bei
hohen Temperaturen an Korrosionsfestigkeit noch überlegen sind.
Die Erfindung wird nachstehend anhand der Zeichnungen näher veranschaulicht.
Es zeigt
Fig. 1 die Beziehungen zwischen dem Cr-Gehalt in
der Al-Cr-Legierungsbeschichtung und der Zeit bis zum Auftreten des
Weißrosts;
Fig. 2 die Beziehungen zwischen dem Cr-Gehalt in
der Al-Cr-Legierungsbeschichtung und dem Lochfraßpotential (Ec);
Fig. 3 die Beziehungen zwischen dem Cr-Gehalt in
der Al-Cr-Legierungsbeschichtung und der Zeit bis zum Auftreten des
Rotrosts;
Fig. 4 die Beziehungen zwischen der Dicke der Al-10%Cr-
Legierungsschicht und der Zeit bis zum Auftreten des Rotrosts;
Fig. 5 eine schematische Darstellung zum
angewandten Al-Cr-Legierungsbeschichtungsprozeß;
Fig. 6(a) und 6(b) schematische Darstellungen zum Korrosionsprozeß;
Fig. 7 die Beziehungen zwischen der Wärmefestigkeit
und der Dicke der ersten Si-Schicht in der Doppellagen-Beschichtungsstruktur;
Fig. 8 eine schematische Darstellung zum Prozeß der
Herstellung solcher Stahlbleche mit aufgedampfter
Dreilagenschicht;
Fig. 9 die Beziehungen zwischen dem Ni-Gehalt in
der Al-Cr-Ni-Legierungsschicht und der Zeit bis zum Auftreten des Rotrosts
bei mit Al-Cr-Ni-Legierung beschichteten Stahlblechen;
Fig. 10 den Querschnitt der auf verschiedene Stahlbleche aufgetragenen
Beschichtungen;
Fig. 11 eine schematische Darstellung zum Verfahren der
Herstellung des erfindungsgemäßen Stahlblechs mit Doppellagenbeschichtung;
Fig. 12 die Beziehungen zwischen dem Gesamtgehalt
an Cr und Ti und der Zeit bis zum Auftreten des Weißrosts;
Fig. 13 die Beziehungen zwischen dem Gesamtgehalt
an Cr und Ti und dem Lochfraßpotential (Ec);
Fig. 14 die Auswirkungen eines Zusatzes von Cr + Ti
auf die Zeit bis zum Auftreten des Rotrosts;
Fig. 15 die Beziehungen zwischen der Beschichtungsdicke
und der Zeit bis zum Auftreten des Rotrosts.
Die erfindungsgemäßen Materialien mit aufgedampfter Schicht aus Al-Cr-
Legierung zeigen eine zufriedenstellende Korrosionsfestigkeit, solange
die Al-Cr-Legierung Cr in einer Menge von 1-50% enthält, wie
bereits oben ausgeführt. Die Al-Cr-Schicht sollte vorzugsweise Cr in
einer Menge von 1-30% enthalten. Zusätzlich sollte sie eine Struktur
haben, bei der die Hauptspitzen bei Al, Cr und Al13Cr2 (R -Phase) im
Röntgenbeugungsbild (Cu-Kα-Strahlen) liegen. Eine Al-Cr-Beschichtung
mit dieser Struktur gibt eine gute Korrosionsfestigkeit. Mit dem
Cr-Gehalt über 1% gibt die Beschichtung eine gute Korrosionsfestigkeit.
Je höher der Cr-Gehalt, desto besser die Korrosionsfestigkeit.
Mit einem Cr-Gehalt von 20 bis 30% zeigt die Al-Cr-Beschichtung die
maximale Korrosionsfestigkeit; zusätzliches Cr verbessert die Korrosionsfestigkeit
nicht weiter. Eine zufällige Erhöhung des Cr-Gehalts
führt zu höheren Produktionskosten und wirtschaftlichen Nachteilen,
weil Cr teurer als Al ist und Cr mehr Energie zum Verdampfen verbraucht
als Al wegen seines niedrigeren Gleichgewichtsdampfdrucks.
Somit sollte der Cr-Gehalt in der aufgedampften Schicht vorzugsweise
bei 1 bis 30% liegen.
Untersuchungen über die Korrosionsfestigkeit der Al-Cr-Legierung deuten
darauf hin, daß die Korrosionsfestigkeit nicht nur vom Cr-Gehalt,
sondern auch von der Phasenstruktur der aufgedampften Al-Cr-Legierungsschicht
beeinflußt wird; die beste Korrosionsfestigkeit
wird erzielt, wenn die Al-Cr-Legierungsschicht so eine
Struktur hat, daß die Röntgenbeugungsbilder mit Cu-Ka -Strahlen die
Hauptspitzen bei Al, Cr und Al13Cr2 zeigen (R -Phase). Sogar wenn der
Cr-Gehalt im Bereich von 1 bis 30% liegt, kann sich die Korrosionsfestigkeit
der Al-Cr-Legierungsschicht vermindern, wenn ihre
Struktur so ist, daß die Röntgenbeugungsbilder die Spitzen der
η -Phase (Al5Cr oder Al11Cr2) der intermetallischen Al-Cr-Verbindung
zeigen. Die vorgenannte Phasenstruktur kann der aufgedampften Schicht
gegeben werden, wenn das Aufdampfen wie folgt durchgeführt wird.
Die Al-Cr-Legierungsschicht mit dem obigen Röntgenbeugungsbild
kann durch Aufdampfen unter den folgenden Bedingungen erzielt werden.
Das Grundmetall wird auf 100 bis 450°C aufgeheizt, die Vakuumkammer
wird auf höchstens 10-2 mBar, vorzugsweise weniger als 10-4 mBar,
evakuiert, so daß das Grundmetall und das verdampfte Metall gegen
Oxidieren geschützt sind. Die Dampfbeschichtung mit der Al-Cr-Legierung
der gewünschten Zusammensetzung kann nicht erreicht werden durch
einfache Verdampfung eines Al-Cr-Gemischs bzw. einer Legierung, weil
Al und Cr unterschiedliche Dampfdrücke haben und Al im Vakuum leichter
verdampft als Cr. Daher müssen Al und Cr getrennt in zwei Gefäße gegeben
und gesondert erhitzt werden, um die Menge des Al-Dampfs und des
Cr-Dampfs richtig regeln zu können.
Während der Dampfbeschichtung muß das Grundmetall auf der richtigen
Temperatur gehalten werden. Beim Erwärmen auf weniger als 100°C ist
die Haftung zwischen dem Grundmetall und der aufgedampften Schicht so
schwach, daß die aufgedampfte Schicht abblättert. Umgekehrt entsteht
bei einer Erwärmung auf über 450°C an der Grenzschicht zwischen dem
Grundmetall und der aufgedampften Schicht eine spröde intermetallische
Fe-Al-Verbindung sofern das Grundmetall Stahl ist. Diese intermetallische
Verbindung bewirkt die gleichen Fehler wie sie bei herkömmlichen
Al-heißgetauchten Stahlblechen auftreten. Das heißt, die aufgebrachte
Schicht schält sich beim Formen ab. Ferner wenn das Grundmetall zu
hoch aufgeheizt wird, bildet die aufgedampfte Al-Cr-Legierungsschicht
intermetallische Verbindungen wie Al5Cr (h -Phase) und Al11Cr2, auch
wenn der Cr-Gehalt zwischen 1 und 30% liegt.
Untersuchungen haben gezeigt, daß es nicht immer
wünschenswert ist, daß der Cr-Gehalt gleichmäßig über die Dicke der
Al-Cr-Legierungsbeschichtung verteilt ist. Vielmehr kann die Abstufung
des Gehalts in der Beschichtung zu einer besseren Korrosionsfestigkeit
beitragen. Als Grund dafür wird folgendes angenommen: Der Umstand,
daß die aufgedampfte Al-Cr-Legierungsschicht eine gute Korrosionsfestigkeit
über längere Zeit beibehält, d. h. auch in einer korrosiven
Umgebung, die Chloridionen und saure Substanzen enthält, kann dadurch
erklärt werden, daß die aufgedampfte Al-Cr-Legierungsschicht
auf ihrer Oberfläche einen komplexen Passivierungsfilm bildet,
der sich aus Al2O3 und Cr2O3 zusammensetzt und der chemisch stabiler
ist als ein Passivierungsfilm aus Al2O3 allein, und der erstere eine
starke Oxidschutzschicht bildet, d. h. in Anwesenheit von Halogenidionen
und sauren Substanzen. Daraus folgt, daß der Cr-Gehalt
an der Oberfläche der aufgedampften Schicht im Sinn verbesserten
Korrosionsfestigkeit zum gewissem Grad hoch liegen soll. Andererseits
soll die aufgedampfte Schicht im Sinn ihrer Haftung
auf dem Grundmetall möglichst viel Al enthalten; die beste
Haftung wird mit reinem Aluminium erzielt. Es wird angenommen, daß
der Aluminiumdampf beim Aufdampfungsprozeß eine dünne Oxidschicht auf
der Oberfläche des Grundmetalls reduziert und dabei die Oberfläche des
Grundmetalls aktiviert. Dieser Oberflächenaktivierungseffekt wird unwirksam,
wenn die aufgedampfte Schicht überschüssiges Cr enthält mit
dem Ergebnis, daß die aufgedampfte Schicht schlecht auf dem Grundmetall
haftet. Aus den obigen Gründen soll der Cr-Gehalt in der aufgedampften
Schicht in dem an das Grundmetall angrenzenden Teil geringer
sein als in dem Teil an der Oberfläche der aufgedampften Schicht.
Dieser abgestufte Cr-Gehalt erhöht die Haftung der aufgedampften
Schicht auf dem Grundmetall und erhöht auch die Korrosionsfestigkeit
in verschiedenen korrosiven Umgebungen.
Die Abstufung des Cr-Gehalts muß gleichmäßig sein. Wenn sich die Zusammensetzung
der aufgedampften Al-Cr-Legierungsschicht mit der Entfernung
durch ihre Dicke abrupt ändert, besteht die Gefahr, daß es
beim Formen in der aufgedampften Schicht zum Abflocken kommt. Dieses
Problem wird gelöst, wenn bestimmte Vorkehrungen getroffen werden, daß
der Cr-Gehalt langsam kontinuierlich oder schrittweise mit der Entfernung
durch die Dicke der aufgedampften Schicht (von der Grenzfläche
zwischen dem Grundmetall und der aufgedampften Schicht zur Oberfläche
der aufgedampften Schicht hin) zunimmt.
Die Abstufung des Cr-Gehalts über die Dicke der aufgedampften Schicht
kann durch eines der beiden nachstehenden Verfahren erreicht werden.
Das erste Verfahren beinhaltet die Schritte des Aufdampfens eines
Metalldampfs mit dem geringsten Cr-Gehalt (bzw. Al allein) auf das
Stahlblech-Grundmetall, und dann Verstärkung des Cr-Dampfanteils und
somit Erhöhung des Cr-Gehalts in der aufgedampften Schicht.
Das zweite Verfahren beinhaltet das gleichzeitige Aufdampfen von Al
und Cr aus zwei getrennten Gefäßen wie in Fig. 5 gezeigt wird. In
Fig. 5 werden ein Stahlblech 1, das in Pfeilrichtung vorgeschoben
wird, sowie zwei Schmelztiegel 2 a und 2 b, die unter dem Stahlblech 1
parallel zu dessen Vorschubrichtung angeordnet sind, gezeigt, die alle
in einer (nicht dargestellten) Vakuumkammer angeordnet sind. Der (vorgeschaltete)
Schmelztiegel 2 a ist mit Al und der (nachgeschaltete)
Schmelztiegel 2 b mit Cr beschickt. Im Beschichtungsgang werden Al und
Cr zum Verdampfen erhitzt. Der Al-Dampf und der Cr-Dampf gelangen auf
das Stahlblech 1 entlang ihrer Strömungswege, die sich gegenseitig
überlappen wie in Fig. 5 gezeigt wird. Diese Anordnung führt die Beschichtung
so durch, daß der gemischte Dampf, der mehr Al enthält,
sich zuerst auf dem Stahlblech 1 niederschlägt, und der gemischte
Dampf, der immer weniger Al enthält, sich anschließend auf dem Stahlblech
niederschlägt und schließlich der gemischte Dampf, der den
höchsten Gehalt an Cr hat, sich auf dem Stahlblech 1 am hintersten
Ende des Durchgangs niederschlägt. Daraus ergibt sich die Bildung
einer aufgedampften Schicht als Al-Cr-Legierung, in der der Al-Gehalt
mit der Entfernung über die Dicke von der Oberfläche zum unteren Teil
hin zunimmt. Mit diesem Verfahren läßt sich der Cr-Gehalt in der aufgedampften
Al-Cr-Legierungsschicht wunschgemäß steuern durch entsprechende
Regelung des Drucks in der Vakuumkammer und der Heizbedingungen
der beiden Schmelztiegel 2 a und 2 b. Zusätzlich kann auch
die Dicke der aufgedampften Schicht wunschgemäß gesteuert werden,
indem die Durchlaufgeschwindigkeit des Stahlblechs und die Abdampfmenge
von Al und Cr entsprechend verändert werden.
Inzwischen unterliegt ein herkömmliches alitiertes Stahlblech der Korrosion,
die wie in Fig. 6(a) gezeigt fortschreitet. Zuerst beginnt die
Korrosion mit dem Aufbrechen des dünnen Passivierungsfilms auf der
Oberfläche durch Chloridionen und ähnliche, gefolgt von fortschreitendem
Lochfraß. Lochfraß leitet die lokalisierte Korrosion um die Löcher
ein, und die Löcher dringen bis zum Stahlblech-Grundmetall durch. Die
somit stattfindende Korrosion kann reduziert werden durch Verbesserung
des dünnen Passivierungsfilms, und die Verbesserung des dünnen Passivierungsfilms
kann aktiv erreicht werden durch Erhöhung des Cr-Gehalts
im Oberflächenteil der aufgebrachten Schicht. Das erzeugt jedoch eine
elektrochemische Potentialdifferenz in der aufgebrachten Schicht, die
ihrerseits eine lokalisierte Korrosion verursacht, weil der Teil mit
geringem Cr-Gehalt infolge galvanischer Aktivität der Korrosion unterliegt.
Aufgrund dieser Zusammenhänge hatte sich ergeben, die
von der ungleichen Verteilung des Cr-Gehalts in der aufgebrachten
Schicht verursachte galvanische Aktivität zu benutzen, die lokalisierte
Korrosion zu verhindern und so die Korrosionsfestigkeit des
aufgebrachten Al-Cr-Materials zu verbessern. So wurde
dann gefunden, daß es möglich ist, die Korrosionsfestigkeit
zu erhöhen, wenn die aufgebrachte Al-Cr-Legierungsschicht
über die Schichtdicke einen fortschreitend veränderten Cr-
Gehalt bekommt mit dem höchsten Gehalt in dem Teil, der in Berührung
mit dem Grundmetall steht. Diese Struktur unterscheidet sich von der
obengenannten.
Die Al-Cr-Legierungsschicht, die in dieser Weise aufgebaut
ist, unterliegt der Korrosion, wie in Fig. 6(b) dargestellt ist.
Wie im Fall der Fig. 6(a) beginnt die Korrosion mit dem Aufbrechen
des dünnen Passivierungsfilms an der Oberfläche, gefolgt von Lochfraß.
Jedoch wird das Wachsen der Löcher unterdrückt, weil der Cr-Gehalt mit
der Entfernung über die Schichtdicke zunimmt. Wenn das Loch größer
wird, wird das elektrochemische Potential im Loch in Richtung auf das
edlere Legierungsmetall zu verschoben. Demzufolge wird die Oberfläche
der aufgebrachten Schicht, die elektrochemisch weniger edel ist, zur
Anode und der Boden des Lochs wird zur Kathode wegen der galvanischen
Aktivität. Somit wird die Oberfläche stärker anfällig für Korrosion
als der Lochboden und das Wachsen der Löcher wird verhindert.
Die Struktur des Materials mit aufgedampfter Al-Cr-
Legierung ist so, daß das Potential über die Schichtdicke von der
Oberfläche zum Boden fortschreitend edler wird. Wenn es daher zum
Lochfraß kommt, greift die Korrosion vorzugsweise an der Oberfläche an,
wo das Potential weniger edel ist, und das Wachsen der Löcher wird
unterdrückt. Wie in Fig. 6(b) gezeigt, schreitet die Korrosion über
die ganze Oberfläche fort, und damit verzögert sich das Durchdringen
der Korrosion zum Grundmetall.
Das Material mit der aufgedampften Al-Cr-Schicht der obigen Struktur
hat den Vorzug, daß es eine höhere Wärmefestigkeit hat. Da die Schicht
aufgedampft wurde, ist an der Grenzfläche zwischen der aufgedampften
Schicht und dem Grundmetall aus Stahlblech keine spröde intermetallische
Fe-Al-Verbindung entstanden. Es besteht jedoch die Möglichkeit,
daß bei längerem Erhitzen eine Schicht aus intermetallischer Fe-Al-
Verbindung wächst und bewirkt, daß der Glanz und das für die Al-Beschichtung
chrakteristische Aussehen verloren gehen. Diese Möglichkeit
wird ausgeschlossen bei dem mit Al-Cr-dampfbeschichteten erfindungsgemäßen
Material, bei dem der Cr-Gehalt sich fortschreitend mit
der Entfernung durch die Dicke der aufgedampften Schicht ändert. Es ist
nämlich der Cr-Gehalt am höchsten am Boden der aufgedampften
Schicht und am niedrigsten an der Oberfläche der aufgedampften
Schicht. Das Cr am Boden der aufgedampften Schicht verhindert wirksam
die Ausbildung einer intermetallischen Fe-Al-Verbindung wegen ihrer
Fähigkeit, die gegenseitige Diffusion von Al und Fe zu verhindern.
Somit wirkt Cr in hohen Konzentrationen als Sperrschicht, die die
Diffusion zwischen der aufgedampften Schicht und dem Grundmetall aus
Stahlblech verhindert. Das führt auch zur guten Wärmefestigkeit des
Produkts mit aufgedampfter Al-Cr-Schicht. Das Produkt mit dem sich
fortschreitend ändernden Cr-Gehalt kann gemäß dem oben unter Hinweis
auf Fig. 5 erklärten Verfahren hergestellt werden.
Die Verbesserung des Al-Cr-legierungsbeschichteten Materials
führte zu der Beobachtung, daß
die Bildung von intermetallischen Fe-Al-Verbindungen
verhindert werden kann, wenn eine vorbeschichtete Lage (vorgalvanisierte
Schicht) zwischen der aufgedampften Al-Cr-Legierungsschicht und
dem Grundmetall aufgebracht wird. Bisher war bekannt, daß die Ausbildung
von intermetallischen Fe-Al-Verbindungen bei alitierten Materialien
durch Zusatz von etwa 9% Si zum geschmolzenen Aluminiumbad unterdrückt
werden kann. Es ergab sich so,
dem geschmolzenen Aluminiumbad etwa 9% Si zuzusetzen, um die Ausbildung
von intermetallischen Fe-Al-Verbindungen zu verhindern, indem das
Grundmetall vor dem Aufdampfen der Al-Cr-Legierung vorab mit einer
vorbehandelten Schicht aus Si überzogen wurde. Bei diesem erfindungsgemäßen
Material mit aufgedampfter Al-Cr-Legierung wird die Beschichtung in
Doppelschichtstruktur vorgenommen. Die Si-Vorbeschichtung soll
dicker als 0,05 μm sein und die Al-Cr-Legierungsschicht soll dicker
als 1 μm sein. Mit weniger als 0,05 μm ist die Si-Vorbeschichtung zu
dünn, um das Stahlblech-Grundmetall voll abzudecken, und ist daher
nicht in der Lage, die Ausbildung der intermetallischen Fe-Al-Verbindungen
wirksam zu verhindern; und sie verbessert auch die Wärmefestigkeit
nicht zufriedenstellend (siehe Fig. 7). Die obere Al-Cr-Legierungsschicht
muß dicker als 1 μm sein, damit sie die gewünschte Korrosionsfestigkeit
in einer korrosiven Umgebung bei hohen Temperaturen
erzeugt. Dabei muß der Cr-Gehalt in der aufgebrachten Al-Cr-
Beschichtung insgesamt 1 bis 50 Gew.-% betragen, damit die aufgebrachte
Schicht eine hinreichende Korrosionsfestigkeit bei hohen
Temperaturen aufweist.
Die obige Doppelschichtstruktur kann erzielt werden durch Ausbildung
einer Si-Schicht (dicker als 0,05 μm) auf einem entfetteten abgebeizten
Stahlblech-Grundmetall durch Aufdampfen bei 10-3 mBar oder weniger,
und anschließendes Aufbringen einer Al-Cr-Legierungsschicht
(dicker als 1 μm) auf diese Si-Schicht durch Aufdampfen bei 10-3 mBar oder
weniger. Das Vakuum in der Vakuumkammer wird nach dem ersten Aufdampfprozeß
nicht unterbrochen. Wenn der Druck zum Zeitpunkt des Aufdampfprozesses
höher als 10-3 mBar ist, oxidieren Stahlblech-Grundmetall,
Si und die Al-Cr-Legierung mit dem Ergebnis, daß die aufgebrachte
Schicht schlecht haftet und beim nachfolgenden Verformen und
in den weiteren Bearbeitungsstufen leicht abblättert. Wenn die erste
aufgebrachte Si-Schicht vor dem Aufdampfen der zweiten, d. h. der Al-Cr-
Legierungsschicht, der Atmosphäre ausgesetzt wird, oxidiert die Si-
Schicht und führt zur schlechten Haftung der aufgedampften Al-Cr-
Legierungsschicht, was schlechte Verformbarkeit verursacht.
Die Wirkung der Unterdrückung zur Ausbildung einer intermetallischen
Fe-Al-Verbindung kann auch durch eine Si-Legierung geeigneter Zusammensetzung
erzielt werden. Eine zuvor aufgebrachte Schicht einer Al-Si-
Legierung mit über 10% Si verhütet die Ausbildung von spröden intermetallischen
Fe-Al-Verbindungen an der Grenzschicht zwischen der aufgebrachten
Schicht und dem Stahlblech-Grundmetall und behält die gute
Haftung der aufgebrachten Schicht mit dem Stahlblech-Grundmetall auch
in einer Umgebung mit hohen Temperaturen. Je höher der Si-Gehalt,
desto stärker ist die Wirkung. Jedoch muß der Si-Gehalt in der Al-Si-
Legierung unter 90% bleiben, weil sonst die zuvor aufgebrachte Schicht
(die erste Lage) aus Al-Si-Legierung die Haftung der korrosionsfesten
Al-Cr-Legierungsschicht (der zweiten Lage) auf dem Stahlblech-Grundmetall
verringert mit dem Ergebnis, daß die zweite Schicht leicht
abflockt und sich beim Biegen und sonstigen Verformen abschält. Das
geschieht, weil das Silizium etwas schlecht auf der zweiten Lage
haftet.
Silizium ist nicht das einzige Metall, das zur Vorbeschichtung bei der
obigen Doppellagenstruktur verwendet werden kann. Jedes Element bzw.
jede Legierung kann den Platz des Siliziums einnehmen, sofern es die
Wirkung hat, die Ausbildung der intermetallischen Fe-Al-Verbindungen
zu unterdrücken. Unter diese Elemente und Legierungen fallen Cu, Cr
und ihre Legierungen (z. B. Cr-Legierungen mit Eisenmetallen wie Ni, Co
und Fe). Auch Al-Si-Legierungen bestimmter Zusammensetzungen können
eingesetzt werden. Diese Elemente und Legierungen entfalten ihre
Wirkung unter unterschiedlichen Bedingungen (einschließlich Zusammensetzungen).
Das erklärt sich wie folgt.
Cu unterdrückt wirksam, wie Si, die Ausbildung intermetallischer Fe-Al-
Verbindungen. Eine Vorbeschichtung aus reinem Kupfer, die vorzugsweise
dicker als 0,05 μm sein sollte, würde diesen Zweck erfüllen.
Eine Kupferlegierung mit Al, Ni oder Sn hat die gleiche Wirkung. Zum
Beispiel erzeugt auch eine Cu-Al-Legierung mit mehr als 70% Cu diese
Wirkung. Die Cu-Al-Legierung ist nur dann wirksam, wenn sie als Vorbeschichtung
unter der Al-Cr-Legierungsschicht aufgebracht wird, denn
sie hat nur eine schwache Korrosionsfestigkeit bei hohen Temperaturen.
Cr verhütet wirksam die Ausbildung von intermetallischen Fe-Al-Verbindungen,
wie aufgrund der obigen Erklärung über die mit Al-Cr-Legierung
beschichteten Materialien, bei denen der Cr-Gehalt fortschreitend mit
der Entfernung über die Dicke der aufgedampften Schicht zunimmt, zu
erwarten war. Sie kann also zur Vorbeschichtung unter der Al-Cr-Legierungsschicht
eingesetzt werden. Ein Nachteil der Cr-Schicht ist, daß
sie verhältnismäßig hart ist und daher bei der Verformung rißgefährdet
ist. Rißbildung ermöglicht die gegenseitige Diffusion zwischen Fe und
Al zwischen dem Stahlblech-Grundmetall und der ausgedampften Al-Cr-
Schicht. Daher ist eine Cr-Legierung gegenüber dem reinen Cr vorzuziehen,
wenn eine Vorbeschichtung des Al-Cr-beschichteten Materials in
Doppellagenstruktur gemäß der vorliegenden Erfindung erzeugt werden
soll. Die erwünschte Cr-Legierung enthält eines oder mehrere der nachstehenden
Eisenmetalle wie Ni, Co und Fe. Die aufgedampfte Schicht
einer solchen Cr-Legierung ist besser dehnbar als das reine Cr, sie
ist daher bei der Verformung weniger stark rißgefährdet. Zusätzlich
fördern diese Legierungsmetalle die Passivierung von Al und Cr und
bilden einen stabilen Schutzfilm aus; die Cr-
Legierung bildet eine Schicht, die bei der Verformung nicht reißt und
daher zur Verbesserung der Wärmefestigkeit und Korrosionsfestigkeit
der aufgedampften Schicht beiträgt. Zusätzlich bilden die Cr-Legierungsschicht
und die Al-Cr-Legierungsschicht eine aus Al und Cr zusammengesetzte
Legierungsschicht als Wirkung der vom Erhitzen verursachten
Diffusion, und diese Legierungsschicht verbessert die Wärmefestigkeit
und die Korrosionsfestigkeit noch weiter.
Im Fall der obigen Doppellagenstruktur für die mit Al-Cr-Legierung
beschichteten Stahlbleche der vorliegenden Erfindung soll die Cr-
Legierungsschicht vorzugsweise 1 bis 50% Eisenmetalle enthalten. Bei
weniger als 1% hat die Legierung nicht die Wirkung, die Rißbildung in
der aufgebrachten Schicht beim Formen zu verhindern. Andererseits bewirkt
bei mehr als 50% Gehalt die Legierung keine Verbesserung der
Wärmefestigkeit und Korrosionsfestigkeit durch Passivierung des Cr.
Die Cr-Legierungsschicht soll vorzugsweise dicker als 0,1 μm sein.
Bei Dicken unter 0,1 μm bedeckt die Cr-Legierung das Stahlblech-Grundmetall
nicht mehr ganz und verbessert daher die Wärmeleitfähigkeit und
die Korrosionsfestigkeit nicht. Die Cr-Legierung hat keine obere
Dickengrenze; sie sollte aber nicht dünner als 10 μm sein unter Berücksichtigung
ihrer Funktion als Vorbeschichtung.
Es ist schwierig, die Verdampfung des reinen Cr richtig zu steuern,
weil Cr beim Erhitzen im Vakuum sublimiert. Dieser Nachteil kann durch
Einsatz einer Cr-Legierung, die mindestens ein Eisenmetall enthält,
überwunden werden. Die Cr-Legierung kann aus einem geschmolzenen Cr-
Legierungsbad verdampft werden, und dadurch läßt sich die Verdampfungsmenge
leicht steuern. Die Cr-Legierung hat noch den weiteren Vorteil,
daß sie in der Form von Draht oder Blech kontinuierlich in den
Schmelztiegel gebracht werden kann. Das ermöglicht einen kontinuierlichen
Betrieb über längere Zeit.
Zwar haftet die aufgedampfte Al-Cr-Legierungsschicht sehr gut auf dem
Grundmetall; es kann jedoch zu teilweisem Absplittern kommen, wenn sie
starken Verformungen ausgesetzt oder unter strengen Bedingungen eingesetzt
wird. Die Haftung läßt sich mit Hilfe der Doppellagenstruktur
verbessern, die auf nachstehende Weise ausgebildet wird. Zuerst wird
auf das Grundmetall eine Vorbeschichtung aufgedampft; dann wird die
Al-Cr-Legierungsschicht auf die Vorbeschichtung aufgebracht. Diese
Vorbeschichtung sollte aus reinem Aluminium bestehen und müßte dicker
sein als 0,01 μm zwecks Verbesserung der Haftung. Die Vorbeschichtung
zeigt ihre Wirkung ungeachtet der Art des Grundmetalls. Das reine Aluminium,
aus dem die Vorbeschichtung besteht, reduziert den dünnen
Oxidfilm auf der Oberfläche des Grundmetalls und aktiviert die Oberfläche
und führt somit zur guten Haftung zwischen der Vorbeschichtung
und dem Grundmetall. Die Vorbeschichtung aus reinem Aluminium hat eine
gute Affinität zur aufgedampften Al-Cr-Schicht und sie haften daher
sehr gut aufeinander. Somit wird eine feste Verbindung zwischen der
oberen Al-Cr-Legierungsschicht und dem Grundmetall erzielt. Die untere
Vorbeschichtung aus reinem Aluminium kann durch Aufdampfen des Aluminiums
allein bei einem Druck von weniger als 10-2 mBar wie beim Ausbilden
der aufgedampften Al-Cr-Legierungsschicht nach obiger Beschreibung
gebildet werden.
Die vorstehenden Ausführungen betreffen das erfindungsgemäße Material mit
aufgedampfter Al-Cr-Legierung, die eine Doppelschicht umfaßt, die
durch Vorbeschichten des Stahlblech-Grundmetalls mit Cr oder einer
Cr-Legierung mit anschließender Ausbildung der darüberliegenden Al-Cr-
Legierungsschicht hergestellt wird. Das Produkt einer solchen Doppellagenstruktur
kann eine noch verbesserte Korrosionsfestigkeit aufweisen,
wenn es mit einer dritten (Deck)-Schicht aus Aluminium versehen
wird oder eine Dreifachschichtstruktur aufweist. Die dritte, d. h. die
Deckschicht aus Aluminium übt auf der darunterliegenden Al-Cr-Legierungsschicht
die Wirkung eines sich abnutzenden Korrosionsschutzes aus, weil das Al-Potential
weniger edel ist als Cr und ein großes Potential dazwischen
liegt. Die Deckschicht aus Aluminium, die auf der zweiten Schicht aus
Al-Cr-Legierung aufgebracht wird, unterliegt der Korrosion, die durch
galvanische Aktivität in gebildeten Poren anfängt. Bis die Aluminiumdeckschicht
voll aufgelöst ist, wird die Korrosion der Al-Cr-Legierung
unterdrückt. Auf diese Weise erhält das erfindungsgemäße Material
eine höhere Haltbarkeit. Die Dreifachlagenstruktur liefert für das
Stahlblech-Grundmetall einen gut haftenden Korrosionsschutzfilm, weil
die Aluminiumdeckschicht fest auf der zweiten Al-Cr-Legierungsschicht
haftet, die ihrerseits fest auf der Vorbeschichtung aus Cr oder Cr-
Legierung haftet.
Bei der obigen Dreifachlagenstruktur müssen die Vorbeschichtung und
die zweite Lage die erläuterte Lagendicke haben. Bei einer Gesamtdicke von
weniger als 1 μm zeigen die Schutzschichten keine genügende Korrosionsfestigkeit
und Wärmefestigkeit, obwohl sie eine zufriedenstellende
Formbarkeit aufweisen. Bei einer Gesamtdicke über 15 μm brauchen
die Schutzschichten so viel Zeit zum Aufdampfen, daß das Stahlblech-
Grundmetall
heiß wird und seine mechanischen Eigenschaften verliert.
Zusätzlich ist eine übermäßige Dicke wirtschaftlich nicht wünschenswert.
Die Gesamtdicke der drei Lagen sollte daher zwischen 1 und 15 μm,
vorzugsweise zwischen 3 und 10 μm, liegen.
Das erfindungsgemäße Material mit einer Dreifachlagenstruktur wird
beispielsweise wie folgt hergestellt. Zunächst wird ein Stahlblech 1,
das zur Oberflächenaktivierung vorbehandelt wurde, in die Vakuumkammer
des Dampfbeschichtungsapparats verbracht. Die Schmelztiegel 2 a, 2 b,
enthaltend Al- und Cr-Dampfquellen, werden in der Vakuumkammer gemäß
Fig. 8 angeordnet. Die zwei Schmelztiegel sind durch eine Trennplatte 4
voneinander getrennt. Das Al und das Cr werden dann in ihren jeweiligen
Schmelztiegeln mit Elektronenstrahlen bestrahlt und verdampft
und gleichzeitig wird das vorerhitzte Stahlblech 1 über den Schmelztiegeln
in Pfeilrichtung vorübergezogen. Die Dampfbeschichtung erfolgt
der Reihe nach. Zuerst schlägt sich der Cr-Dampf auf dem Stahlblech
nieder und bildet die erste Schicht. Dann schlägt sich ein Gemisch aus
Cr-Dampf und Al-Dampf auf dem Stahlblech nieder und bildet die zweite
Schicht aus Al-Cr-Legierung. Schließlich schlägt sich der Dampf aus
reinem Aluminium auf dem Stahlblech nieder und bildet die dritte
Schicht. Die Trennplatte 4 verhindert, daß der Cr-Dampf und der Al-
Dampf über den Mischbereich hinausgehen. Somit ist es möglich, die
untere Schicht aus reinem Cr und die Deckschicht als reinem Al gesondert
herzustellen. Gemäß dem obigen Verfahren ist es möglich, die
Dicke der drei Schichten durch Regelung der Leistung der Elektronenstrahlen,
die auf die Schmelztiegel 2 a, 2 b einwirken, der Höhe der
Trennplatte 4 und der Vorschubgeschwindigkeit des Stahlblechs einzustellen.
Das erfindungsgemäße Material mit der Al-Cr-Legierungsbeschichtung
bzw. der Al-Cr-Legierung zusammen mit einem dritten Element
(wie Si), also mit einer aufgedampften ternären
Al-Cr-Si-Legierung ist sowohl in der Korrosionsfestigkeit als
auch in der Wärmefestigkeit überlegen. Die hervorragende Wärmefestigkeit
ist dem Si zuzuschreiben, das die Ausbildung von intermetallischen
Fe-Al-Verbindungen verhindert. Bei der Korrosionsfestigkeit hat
das Si hingegen einen geringeren Verbesserungseinfluß, aus diesem Grund ist
das herkömmliche Material aus Al-Si-Legierung nicht so dauerhaft. Andererseits
verbessert Cr die Korrosionsfestigkeit der Al-Legierungen
erheblich. Aus diesem Grund zeigt die ternäre
Al-Cr-Si-Legierung eine hervorragende Korrosionsfestigkeit aufgrund
des Cr-Gehalts, der die Nachteile (niedrigere Korrosionsfestigkeit) der
Al-Si-Legierung ausgleicht. Cr verhindert ferner zusammen mit dem Si
die Ausbildung von intermetallischen Fe-Al-Verbindungen. Das ergibt
eine hervorragende Wärmefestigkeit.
Beim Material mit der aufgedampften ternären Al-Cr-Si-Legierungsschicht
soll der Cr-Gehalt 1 bis 30% betragen. Unter 1% verbessert
das Cr die Korrosionsfestigkeit nicht; und über 30% verbessert Cr die
Korrosionsfestigkeit nicht mehr weiter. Über 50% bewirkt Cr keine zufriedenstellende
Korrosionsfestigkeit mehr; wahrscheinlich deswegen,
weil der höhere Cr-Gehalt den relativen Al-Gehalt vermindert und daher
Al seine Wirkung auf die Korrosionsfestigkeit nicht mehr ausübt. Andererseits
soll der Si-Gehalt 1 bis 20% betragen. Bei weniger als 1%
verbessert Si die Wärmebeständigkeit nicht; vgl. nachstehende Beispiele.
Bei über 20% erhöht Si die Wärmefestigkeit nicht mehr
weiter, beeinträchtigt aber die Korrosionsfestigkeit.
Die obige ternäre Legierung kann auch Ti anstatt Si enthalten. Das
Material mit einer ternären Al-Cr-Ti-Legierungsbeschichtung ist dem
mit aufgedampfter Al-CR-Schicht an Korrosionsfestigkeit und bei hohen
Temperaturen überlegen. Ti und Cr verbessern synergistisch die Korrosionsfestigkeit
der Al-Cr-Legierung, die unter den binären Al-Legierungen
die höchste Korrosionsfestigkeit hat. Der Gesamtgehalt an Cr
und Ti in der ternären Legierung sollte vorzugsweise zwischen 2 und
50% liegen. Bei weniger als 2% haben Cr und Ti keine synergistische
Wirkung auf die Verbesserung der Korrosionsfestigkeit. Bei über 50%
machen Cr und Ti das Potential der aufgedampften Schicht edel und mindern
somit die Verbrauchskorrosion, d. h. die Schutzmaßnahme auf Stahlblech-
Grundmetall. Damit sich der synergistische Effekt von Cr und Ti ergibt,
müssen Cr und Ti in einer Menge von mindestens 1% zugesetzt
werden. Jeder Gehalt von Cr und Ti soll vorzugsweise weniger als 49%
betragen, so daß der Gesamtgehalt an Cr und Ti nicht über der oberen
Grenze liegt.
Die Dicke der aufgedampften Al-Cr-Ti-Beschichtung ist nicht besonders
begrenzt. Aber mit einer Dicke unter 0,1 μm bedeckt die Legierungsschicht
das Grundmetall nicht ganz, außerdem zeigt sie auch nicht ihre Korrosionsschutzfunktion.
Daher ist eine Dicke von mehr als 0,1 μm erwünscht.
Die ternäre Al-Cr-Ti-Legierungsschicht wird aufgedampft. Diese drei
Bestandteile können jedoch nicht zusammen mit einem einzigen Schmelztiegel
verdampft werden, weil sie ein unterschiedliches Dampfdruckgleichgewicht
haben; ihr Dampfdruckgleichgewicht
bei den entsprechenden Verdampfungstemperaturen nimmt in der Reihenfolge
Al, Cr, Ti ab. Der gewünschte Verdampfungsgrad kann erzielt
werden durch das geeignete Erhitzen der Schmelztiegel, die jeweils Ti
und Al-Cr-Legierung bzw. Al- und Cr-Ti-Legierung bzw. Al, Cr und Ti
enthalten. Somit ist es möglich, die Al-Cr-Ti-Legierungsbeschichtung
in der gewünschten Zusammensetzung aufzudampfen.
Bei der Erfindung ist ferner in Betracht gezogen das Produkt mit der Al-Cr-Legierungsbeschichtung,
wobei zusammen mit der Al-Cr-Legierung ein Element der Eisengruppe oder mehrere
davon, z. B. Ni, Fe oder Co in Frage kommen. Das Material
mit der aufgedampften Schicht aus ternärer oder Mehrkomponenten-Al-
Legierung weist nicht nur eine überlegene Korrosionsfestigkeit sondern
auch eine bessere Wärmefestigkeit und Oxidationsfestigkeit auf. Es
wird angenommen, daß Eisenelemente die Bildung eines Passivierungsfilms
aus Al und Cr fördern und auch den so gebildeten Passivierungsfilm
stabilisieren. Es wird ferner angenommen, daß das Legieren mit Al
und Cr die Wärmefestigkeit und Oxidationsfestigkeit verbessern. Das
zur ternären Legierung oder Mehrkomponentenlegierung gegebene Cr hat
die gleiche Wirkung, wie oben gesagt.
Die obigen Elemente der Eisengruppe, wie Ni, Fe und Co, haben die Fähigkeit,
daß sie die Korrosionswirkung verstärken, wenn sie in einer
Gesamtmenge von 1% oder mehr zugesetzt werden. Jedoch bei einer Gesamtmenge
von über 20% verhindern sie, daß die aufgedampfte Al-Legierungsschicht
die Verbrauchsmetall-Schutzwirkung auf das Stahlblech-Grundmetall
ausübt. Die Wirkung von Ni auf die Korrosionsfestigkeit wurde
untersucht durch Verändern von Ni in der ternären Al-Cr-Ni-Legierung
mit 10% Cr, die auf eine Stahlblech-Grundmetallschicht aufgebracht
wurde. Die Ergebnisse sind in Fig. 9 gezeigt durch Auftragen des Ni-
Gehalts gegen die Zeit bis zum Auftreten des Rotrosts. Aus Fig. 9
ist ersichtlich, daß die Wirkung von Ni sehr stark ist, wenn
der Ni-Gehalt 10% beträgt, und daß die Wirkung von Ni abnimmt, sobald
der Ni-Gehalt über 20% liegt. Das ist auch der Fall bei Fe und Co.
Die gleiche Tendenz wird auch beobachtet, wenn mehr als
ein Element aus der Gruppe der Eisenmetalle zugesetzt werden.
Die Erfindung wird anhand von Beispielen näher erläutert.
In den folgenden Beispielen 1 bis 6 wurden Stahlbleche, Al-Legierungsbleche
und Cu-Legierungsbleche, jeweils 100 mm breit, 150 mm lang und
0,6 mm dick nach Entfetten in alkalischer Lösung, Spülen und Trocknen
als Grundmetalle eingesetzt. Das Grundmetall wurde in die Vakuumkammer
eines Vakuumbeschichtungsapparats mit zwei Schmelztiegeln eingebracht.
Ein Schmelztiegel wurde mit Al und der anderen Schmelztiegel mit Cr beschickt.
Die Vakuumkammer wurde auf 10-3 mBar evakuiert. Al und Cr wurden
durch Erhitzen mit Elektronenstrahlen gesondert verdampft, so daß eine
Al-Cr-Legierungsschicht der gewünschten Zusammensetzung auf das Grundmetall
aufgedampft wurde. Diese Beispiele 1 bis 6 veranschaulichen
bereits grundlegend die Erfindung. Beispiele 7 ff zeigen weitere
vorteilhafte Einzelheiten.
Auf Stahlbleche und Cu-Legierungsbleche wurden 5 μm dicke Al-Cr-Legierungsschichten
mit unterschiedlichem Cr-Gehalt aufgedampft. Die Metallbleche
mit der aufgedampften Schicht wurden dann einem Salzsprühversuch
unterzogen. Die durch den Cr-Zusatz erzielte Verbesserung der
Korrosionsfestigkeit ist in Fig. 1 graphisch dargestellt, in der der
Cr-Gehalt gegen die Zeit bis zum Auftreten von Weißrost aufgetragen
ist, wobei der Index den Cr-Gehalt ausdrückt, und zwar bedeutet der
Index 1 die Zeit bis zum Auftreten von Weißrost, wenn die aufgedampfte
Schicht aus reinem Al (ohne Cr) besteht. Aus Fig. 1 ersieht man, daß
die Korrosionsfestigkeit proportional zum Cr-Gehalt zunimmt. Cr zeigt
seine bemerkenswerte Wirkung, wenn sein Gehalt 1% oder mehr beträgt.
Al-Legierungsbleche (5052) wurden auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1
mit einem 4 μm dicken Al-Cr-Legierungsüberzug versehen, der
einen unterschiedlichen Cr-Gehalt aufwies. Die Al-Legierungsbleche mit
der aufgedampften Schicht wurden dann in 2%iger Zitronensäure mit 100 ppm
Chloridionen (aus NaCl) getaucht, um das Lochfraßpotential (Ec)
gemäß dem potentiostatischen anodischen Polarisierungsverfahren zu
messen. Die durch Zusatz von Cr erzielte Verbesserung der Lochfraßfestigkeit
wird in Fig. 2 durch Auftragen des Cr-Gehalts gegen das
Lochfraßpotential (Ec) graphisch dargestellt. Das Lochfraßpotential
der aufgedampften Al-Cr-Legierung ist edler als das der reinen Al-
Schicht. Cr bewirkt eine Verbesserung der Lochfraßfestigkeit, wenn
sein Gehalt 1% oder darüber ist, und der Ec-Wert flacht aus, wenn der Cr-
Gehalt 50% erreicht.
Auf Stahlbleche wurde wie in Beispiel 1 eine 5 μm dicke Al-Cr-Legierungsschicht
mit unterschiedlichem Cr-Gehalt aufgedampft. Die Metallbleche
mit der aufgedampften Schicht wurden dann einem Salzsprühversuch
unterzogen. Die durch den Cr-Zusatz erzielte Verbesserung der
Korrosionsfestigkeit ist in Fig. 3 graphisch dargestellt, in der der
Cr-Gehalt gegen die Zeit bis zum Auftreten von Rotrost aufgetragen
ist, wobei der Index den Cr-Gehalt ausdrückt, und zwar bedeutet der
Index 1 die Zeit bis zum Auftreten von Rotrost, wenn die aufgedampfte
Schicht aus reinem Al besteht. Aus Fig. 3 ersieht man, daß die Korrosionsfestigkeit
proportional zum Cr-Gehalt zunimmt. Die Wirkung von Cr
nimmt jedoch ab, sobald der Cr-Gehalt 50% überschreitet.
Die Ergebnisse
der Beispiele 1 bis 3 zeigen die Vorteile, wenn der Cr-Gehalt in
der Al-Cr-Legierung 1 bis 50% beträgt.
Auf Stahlbleche wurde eine Al-10%Cr-Legierung unterschiedlicher Dicke
aufgebracht. Die Stahlbleche mit der aufgebrachten Schicht wurden dann
einem Salzsprühversuch unterzogen. Die Verbesserung der Korrosionsfestigkeit,
die von der Dicke der aufgetragenen Schicht abhängt, ist
in Fig. 4 durch Auftragen der Dicke gegen die Zeit bis zum Auftreten
des Rotrosts graphisch dargestellt und wird als Index dargestellt,
wobei 1 die Zeit bis zum Auftreten des Rotrosts bedeutet, wenn die
Dicke 0,1 μm beträgt. Aus Fig. 4 ist ersichtlich, daß sich die Korrosionsfestigkeit
verbessert, wenn die Dicke mehr als 0,01 μm beträgt,
und daß die maximale Korrosionsfestigkeit bei einer Dicke über 0,1 μm
erzielt wird.
Auf Stahlbleche wurde eine 5 μm dicke Al-15%Cr-Legierungsschicht unter
unterschiedlichem Druck in der Vakuumkammer aufgetragen. Die Stahlbleche
mit der aufgetragenen Schicht wurden einem Haftversuch unterzogen.
Der Haftversuch bestand darin, daß die aufgetragene Schicht
mittels Klebeband abgezogen wurde. Beim 180°-Biegeversuch wurde das
Klebeband auf dem Scheitelpunkt der Biegung aufgeklebt. Die Ergebnisse
sind in Tabelle 1 gezeigt.
Aus Tabelle 1 ist ersichtlich, daß das Aufdampfen der Al-Cr-Legierung
unter Druck von weniger als 10-2 mBar, vorzugsweise weniger als 10-3 mBar
erfolgen soll.
Stahlbleche wurden mit einer Vorbeschichtung aus reinem Aluminium mit
unterschiedlicher Dicke versehen, die unter Druck von 10-3 mBar aufgebracht
wurde. Auf die so vorbeschichteten Stahlbleche wurde dann
unter einem Druck von 10-3 mBar eine 5 μm dicke Al-5%Cr-Legierungsschicht
aufgetragen. Die Stahlbleche mit der aufgetragenen Schicht
wurden dann einem Haftversuch wie in Beispiel 5 unterzogen. Die Ergebnisse
sind in Tabelle 2 gezeigt.
Aus Tabelle 2 ist ersichtlich, daß sich die Haftung der Al-Cr-Legierungsschicht
dadurch verbessern läßt, daß eine Vorbeschichtung aus
reinem Aluminium mit größerer Dicke als 0,01 μm aufgebracht wird.
Stahlbleche mit 150 × 150 × 0,7 mm wurden nach alkalisch-elektrolytischem
Entfetten und Spülen als Grundmetalle eingesetzt. Das Stahlblech-
Grundmetall wurde eingebracht in die Vakuumkammer eines Dampfbeschichtungsapparats
mit zwei Schmelztiegeln. Der eine Schmelztiegel wurde
mit Al-Ausgangsmetall und der andere Schmelztiegel mit Cr-Ausgangsmetall
beschickt. Das Grundmetall und die Schmelztiegel wurden in
einem bestimmten Abstand zueinander angeordnet. Die Vakuumkammer wurde
auf das vorgesehene Vakuum evakuiert und das Stahlblech-Grundmetall
wurde auf die vorgesehene Temperatur erwärmt. Das Al-
Ausgangsmetall und das Cr-Ausgangsmetall wurden durch Erhitzen mit
einem Elektronenstrahl gesondert verdampft, so daß eine Al-Cr-Legierungsschicht
der gewünschten Zusammensetzung auf das Stahlblech-Grundmetall
aufgebracht wurde. Die Dicke und Zusammensetzung der Al-Cr-Legierungsschicht
wurden durch Steuerung der Energie des Elektronenstrahls,
der das Al-Ausgangsmetall und das Cr-Ausgangsmetall bestrahlte,
entsprechend geregelt.
Die auf diese Weise gefertigten, mit Al-Cr-Legierung beschichteten
Stahlbleche wurden in nachfolgenden Versuchen geprüft. Die Ergebnisse
sind in Tabelle 3 zusammengefaßt (Meßreihe 11 in Tabelle 3 entspricht
einem feueralitierten bzw. Al-heißgetauchten [9% Si] Stahlblech)
Die Probetafel, im Mittelpunkt 9 mm vorstehend, wurde mittels eines
Erichsen-Testers im Salzsprühversuch (5%ige NaCl-Lösung) bei 35°C geprüft.
Die Korrosionsfestigkeit wurde durch Bestimmung der Zeit bis
zum Auftreten von Rotrost auf der Probetafel bewertet.
Die Haftung wurde beurteilt durch Abschälen der aufgebrachten Schicht
mittels eines Klebebandes, das im Scheitel einer 180°-Biegung einer
Probetafel von 20 × 50 mm aufgeklebt war. (Gut: Kein Abschälen der
aufgebrachten Schicht; Ausreichend: Wenig Abschälen der aufgebrachten
Schicht; Schwach: Teilweises Abschälen der aufgebrachten Schicht).
Cu-Kα -Strahlen
Ni-Filter
Beschleunigungsspannung: 50 kV
Volle Skala der Meßaufzeichnung: 4000 Hz
Ni-Filter
Beschleunigungsspannung: 50 kV
Volle Skala der Meßaufzeichnung: 4000 Hz
Aus Tabelle 3 ist ersichtlich, daß die mit Al-Cr-Legierung beschichteten
Stahlbleche gemäß den Meßreihen 3 bis 7 eine bessere Korrosionsfestigkeit
und Haftung haben, weil die Beschichtung 1 bis 30% Cr enthält
und gemäß Röntgenbeugungsbild im wesentlichen aus Al, Cr und
aus der R -Phase (Al13Cr2) besteht. Die mit Al-Cr-Legierung beschichteten
Stahlbleche gemäß Meßreihen 1 und 2 haben bessere Haftung, jedoch
schwache Korrosionsfestigkeit (wie auch dasjenige aus Meßreihe
11). Das mit Al-Cr-Legierung beschichtete Stahlblech in Meßreihe 8
enthält die η -Phase (Al5Cr oder Al11Cr2) gemäß Röntgenbeugungsbild,
obwohl die Al-Cr-Schicht 1 bis 30% Cr enthält. Die η-Phase
bildet sich in Abhängigkeit von der Vorheiztemperatur des Grundmetalls;
sie liefert gute Korrosionsfestigkeit, verschlechtert jedoch
die Haftung. Die mit Al-Cr-Legierung beschichteten Stahlbleche gemäß
den Meßreihen 9 und 10 haben überlegene Korrosionsfestigkeit, jedoch
nur schwache Haftung, weil die Beschichtung mehr als 30% Cr enthält.
Zusätzlich stellt sich heraus, daß sie gemäß Röntgenbeugungsbild
die η -Phase enthält.
Die Proben gemäß Beispiel 7 wurden den nachstehenden Korrosionssimulationstests
für Kfz-Auspuffschalldämpfer unterzogen. Die Ergebnisse
sind in Tabelle 4 zusammengefaßt.
Die untere Hälfte der einzelnen Proben der Größe 70 × 150 mm wird in
eine den Schalldämpfer simulierende synthetische Lösung der nachstehenden
Zusammensetzung eingetaucht. Das Verhältnis des auftretenden
Rotrosts wird nach 40 Eintauchzyklen gemessen, wobei jeder Zyklus aus
7stündigem Eintauchen bei 50°C und 17stündigem Eintauchen bei Zimmertemperatur
besteht.
Zusammensetzung der Lösung | |
NH4NO3|1,30 g/L | |
(NH4)2SO4 | 0,69 g/L |
NH4Cl | 0,04 g/L |
HCHO | 0,4 g/L |
Aus Tabelle 4 ist ersichtlich, daß die Proben aus
den Meßreihen 4, 5 und 7 einen geringeren Rostanfall und damit eine
bessere Korrosionsfestigkeit haben als die Proben aus den Meßreihen 1,
2, 10 und 11.
Kaltgewalzter Stahl und Al-Legierungsbleche, jeweils in der Größe
100 × 150 × 0,6 mm, wurden als Grundmetalle benutzt. Das Grundmetallblech
wurde in der Vakuumkammer eines Aufdampfapparats mit zwei Schmelztiegeln
angeordnet. Ein Schmelztiegel wurde mit Al-Ausgangsmetall und der
andere Schmelztiegel mit Cr-Ausgangsmetall beschickt. Die Grundmetallbleche
und die Schmelztiegel wurden in einem bestimmten Abstand zueinander
angebracht. Die Vakuumkammer wurde auf 10-4 mBar evakuiert
und das metallische Al und das metallische Cr wurden gesondert durch
Erhitzen mit Elektronenstrahlen verdampft, so daß sich eine Al-Cr-Legierungsschicht
auf den Grundmetallblechen niederschlug. Die Energie
der Elektronenstrahlen wurde so geregelt, daß sich das Verhältnis Al
zu Cr, das sich auf den Grundmetallblechen niederschlug, fortschreitend
veränderte. Somit erhöhte sich der Cr-Gehalt in der aufgedampften
Schicht mit der Entfernung über die Dicke der Schicht vom Boden zur
Oberfläche. Die Dicke der aufgedampften Schicht beträgt zwischen 0,1
und 15 μm. Die somit erhaltene aufgetragene Al-Cr-Legierungsschicht
auf den Stahlblechen und auf den Al-Legierungsblechen hat die Dicke
und Zusammensetzung (Cr-Gehalt) gemäß den Tabellen 5 und 6.
Die Proben mit Stahlblech als Grundmetall wurden dann korrosionsgeprüft
durch Eintauchen in verdünnte (0,05 n) H2SO4-Lösung und die Zeit
bis zum Auftreten von Rotrost am Grundmetall wurde gemessen. Die Proben
mit dem Al-Legierungsgrundmetall wurden korrosionsgeprüft durch
Eintauchen in 0,2%ige Zitronensäurelösung mit 100 ppm NaCl bei Zimmertemperatur,
und die Korrosionsfestigkeit wurde nach dem Lochfraßpotential
aus einer potentiostatischen anodischen Polarisationskurve
bestimmt. Die Ergebnisse sind in den Tabellen 5 und 6 zusammengefaßt.
Zum Vergleich wurde der gleiche Test mit Rein-Al-heißgetauchten Stahlblechen
und mit Al-heißgetauchten (mit 9% Si) Stahlblechen durchgeführt.
Die Ergebnisse sind ebenfalls in den Tabellen 5 und 6 angegeben.
Aus der Tabelle 5 geht hervor, daß die herkömmlichen Materialien mit
Al- bzw. Al-Si-Heißtauchbeschichtung (Meßreihen Nr. 1 und 2) unzureichende
Korrosionsfestigkeit haben (wie dadurch angezeigt wird, daß der Rotrost
spätestens nach 160 Stunden auftritt), während die mit Al-Cr-Legierung
dampfbeschichteten Stahlbleche der vorliegenden Erfindung eine
hervorragende Korrosionsfestigkeit aufweisen zeigt sich daran,
daß es über 700 Stunden bis zur Rotrostbildung dauerte). Das trifft
jedoch nicht zu für den Fall der Meßreihe 7, wo der Cr-Gehalt
nicht über die Dicke der Beschichtung abgestuft ist. Der wahrscheinliche
Grund dafür ist, daß die Beschichtung auf dem Grundmetall nicht
hinreichend gut haftet.
Aus der Tabelle 6 ist ersichtlich, daß die erfindungsgemäßen, mit aufgedampfter
Al-Cr-Legierungsschicht versehenen Stahlplatten (Meßreihen
Nr. 9 bis 12) gegenüber den herkömmlichen Al-Si-heißtauchbeschichteten
Materialien (Meßreihe Nr. 8) eine weitaus überlegene Korrosionsfestigkeit
haben (gemessen als Lochfraßpotential).
Die gleichen kaltgewalzten Stahlbleche wie oben wurden mit einer Al-Cr-
Legierungsschicht mit einem abgestuften Cr-Gehalt mittels Ionenbeschichtung
(IP) oder Zerstäuben (SP) anstelle des physikalischen
Aufdampfverfahrens beschichtet. Die Proben wurden auf die bis zum Auftreten
des Rotrosts verstreichende Zeit untersucht. Die Ergebnisse
sind in Tabelle 7 zusammengefaßt. Aus Tabelle 7 ist ersichtlich, daß
sowohl IP als auch SP gute Korrosionsfestigkeit verleiht, wie auch das
Aufdampfverfahren.
Kaltgewalzte Stahlbleche mit den Abmessungen 70 × 150 × 0,6 mm wurden
nach alkalisch-elektrolytischem Entfetten, Spülen und Trocknen als
Grundmetalle eingesetzt. Die Grundmetall-Stahlbleche wurden mit einer
Al-Cr-Legierung, einer Al-Ti-Legierung bzw. einer Al-Cr-Ti-Legierung
dampfbeschichtet. Die Proben wurden einem Salzsprühversuch unterzogen.
Die Korrosionsfestigkeit der aufgebrachten Beschichtung wurde
bewertet durch Messen der Zeit, die verging, bis der Rotrost 5% der
Oberfläche bedeckt hatte. Zu Vergleichszwecken wurde der gleiche Versuch
wie oben an einem Stahlblech mit Al-Beschichtung, die die Spezifikation
der vorliegenden Erfindung nicht erfüllt, einem Stahlblech
mit aufgedampfter Reinaluminiumbeschichtung, einem Stahlblech mit
Al-HT-Beschichtung (Al-9%Si) und einem Stahlblech mit zwei aufgedampften
Schichten (obere Schicht Al und untere Schicht Cr) durchgeführt.
Die Ergebnisse sind in Tabelle 8 zusammengefaßt. Die Haftung
der Schicht wurde im 180°-Biegeversuch geprüft.
Aus Tabelle 8 ist ersichtlich, daß die Proben der Meßreihen Nr. 1 bis
8, die die Bedingungen der vorliegenden Erfindung erfüllen, eine ausgezeichnete
Korrosionsfestigkeit und Haftung der Beschichtung haben.
Im Gegensatz dazu haben die Proben der Meßreihen 9 und 10 nur eine
schwache Haftung, weil die Beschichtungen über 90% Cr bzw. Ti als
Legierungsmetall auf dem Boden der Beschichtung enthalten. Die Proben
der Meßreihen 11 und 12 haben eine zufriedenstellende Haftung, jedoch
nur eine schwache Korrosionsfestigkeit, weil das Stahlblech-Grundmetall
mit einer Beschichtung aus reinem Aluminium bzw. einer Al-9%Si-
Legierung durch HT-Beschichten versehen ist. So hat
die Probe der Meßreihe 12 eine schwache Korrosionsfestigkeit, obwohl
das Al chromatbehandelt wurde, um einen dünnen Schutzfilm für hohe
Korrosionsfestigkeit zu bilden. Die Probe der Meßreihe 13 hat
schwache Korrosionsfestigkeit trotz ihrer Doppellagenbeschichtung.
(Das Stahlblech-Grundmetall ist mit einer Cr-Bodenschicht und mit
einer Al-Deckschicht versehen. Cr ist ein Legierungsmetall zur Verbesserung
der Korrosionsfestigkeit von Al.) Grund dafür ist, weil das
Potential des Cr viel edler ist, als das von Fe und Al, und damit wird
die Korrosion des Al in den Poren beschleunigt und führt zur Korrosion
des Stahlblechs. Aus diesem Grund begünstigt die Doppelbeschichtung
das viel frühere Auftreten von Rotrost als die Beschichtung mit reinem
Al, und daher zeigt es auch nicht seine Funktion als Korrosionsschutz-
Opfermetall.
Kaltgewalzte Stahlbleche, die auf die gleiche Weise wie in Beispiel 10
entfettet und gespült waren, wurden mit einer aufgedampften Schicht
der vorgesehenen Struktur versehen. Die Proben wurden auf folgende
Weise auf Wärmefestigkeit geprüft.
Die Probe wird drei Wärmebehandlungszyklen unterzogen; jeder Zyklus
besteht aus fünfstündigem Erhitzen auf 450°C in der Atmosphäre und
Kühlung an der Luft für 19 Stunden. Der Querschnitt der Proben wird
unter einem Mikroskop untersucht, um die Bildung intermetallischer Fe-Al-
Verbindungen an der Grenzfläche zwischen dem Stahlblech-Grundmetall
und der Beschichtung vor und nach der Wärmebehandlung festzustellen.
Die Ergebnisse sind in Tabelle 9 zusammengefaßt. Die Zusammensetzung,
die sich in den einzelnen Proben über die Schichtdicke mit der Entfernung
ändert, ist in Fig. 10 dargestellt. Zu Vergleichszwecken wurden
die Proben in Meßreihen 7 und 9 durch Aufdampfen einer reinen Al-
Schicht auf das Stahlblech-Grundmetall, durch Al-HT-Beschichtung und
durch Aufbringen einer Al-25%Cr-Schicht (mit konstantem Cr-Gehalt)
hergestellt. Die Versuchsergebnisse sind ebenfalls in Tabelle 9 und
Fig. 10 angegeben.
Aus Tabelle 9 und Fig. 10 ist ersichtlich, daß die Proben der Meßreihen 1
bis 6, die die Spezifikation der vorliegenden Erfindung erfüllen,
keine Ausbildung intermetallischer Fe-Al-Verbindungen zulassen,
auch nach dem strengen Wärmefestigkeitsversuch. Die Vergleichsprobe
in Meßreihe 7, auf die eine Beschichtung aus reinem Al aufgedampft
wurde, weist vor dem Wärmefestigkeitsversuch (im beschichteten
Zustand) keine intermetallische Fe-Al-Verbindung auf. Im Gegensatz
dazu zeigt die Al-HT-beschichtete Vergleichsprobe in Meßreihe 8 bereits
vor dem Wärmefestigkeitsversuch eine (1,9 μm dicke) intermetallische
Verbindung. Trotz dieses Unterschieds sind die Proben der Meßreihen 7
und 8 gleich, weil nach dem Wärmefestigkeitsversuch der Al-Beschichtung
infolge Eindiffundierens in das Stahlblech-Grundmetall verschwunden
ist und das Fe freigelegt wurde. Die Vergleichsprobe in Meßreihe 9,
die eine Al-25%Cr-Legierungsbeschichtung mit nicht fortschreitend
abgestuftem Cr-Gehalt hat, zeigt vor dem Wärmefestigkeitsversuch keine
intermetallische Fe-Al-Verbindung an der Grenzfläche, läßt jedoch nach
dem Wärmefestigkeitsversuch die Bildung einer kleinen Menge intermetallischer
Verbindung an der Grenzfläche zu.
Kaltgewalzte Stahlbleche mit den Abmessungen 100 × 100 × 0,8 mm wurden
nach Entfetten und Spülen als Grundmetall eingesetzt. Auf das Stahlblech-
Grundmetall wurde zunächst im Vakuum von 10-3 mBar oder darunter
unter geeigneten Bedingungen, die eine gewünschte Schichtdicke ermöglichten,
Si aufgedampft. Auf das Stahlblech-Grundmetall wurde dann
unter geeigneten Bedingungen, die eine gewünschte Schichtdicke ermöglichten,
eine zweite Schicht aus Al bzw. einer Al-Legierung aufgedampft.
Auf diese Weise erhielt man Stahlbleche mit zwei aufgedampften
Schichten laut Tabelle 10. Die Proben wurden dann auf Haftung, Wärmefestigkeit
und Korrosionsfestigkeit geprüft. Die Prüfverfahren sind
nachstehend angegeben. Die Ergebnisse sind in Tabelle 10 zusammengefaßt.
Die Ergebnisse werden auch mit denen der herkömmlichen
Al-HT-beschichteten Stahlbleche verglichen.
Die Haftung wird danach beurteilt, ob ein Abschälen der Beschichtung
im Biegeversuch um 180° vor und nach der fünfstündigen Wärmebehandlung
bei 450° festgestellt wird.
Die Korrosionsfestigkeit wird nach dem Auftreten von Rotrost beurteilt,
der auftritt, wenn die Probe nach der fünfstündigen Wärmebehandlung
bei 450°C 2 Tage lang in eine 1%ige Ammoniumchloridlösung von
90°C getaucht wird.
Die Wärmefestigkeit wurde beurteilt durch Messen der Schichtdicke der
intermetallischen Al-Fe-Verbindung unter einem Mikroskop vor und nach
der fünfstündigen Wärmebehandlung bei 450°C.
Aus Tabelle 10 läßt sich entnehmen, daß die erfindungsgemäßen Proben
mit Doppellagenbeschichtung in Haftung, Wärmefestigkeit und Korrosionsfestigkeit
überlegen sind, während die Vergleichsproben mit
Al-HT-Beschichtung aus Meßreihe 11 nach der Erwärmung trotz des
verhältnismäßig großen Si-Gehalts nur schwache Haftung und Korrosionsfestigkeit
aufweist. Ferner weisen die Vergleichsproben in den Meßreihen 9
und 10, die die Forderungen der vorliegenden Erfindung nicht
erfüllen, nach dem Erwärmen schwache Haftung und Korrosionsfestigkeit
auf. Die Probe aus Meßreihe 12 mit einer Einlagenbeschichtung aus Al-6%Si-
Legierung hat schwache Wärmefestigkeit und nach der Wärmebehandlung
auch eine schwache Korrosionsfestigkeit.
Kaltgewalzte Stahlbleche mit den Abmessungen 100 × 100 × 0,8 mm wurden
nach Entfetten und Spülen als Grundmetall eingesetzt. Auf das Stahlblech-
Grundmetall wurde zunächst im Vakuum von 10-3 mBar oder darunter
unter geeigneten Bedingungen, die eine gewünschte Schichtdicke ermöglichten,
Cu aufgedampft. Auf das Stahlblech-Grundmetall wurde dann
unter geeigneten Bedingungen, die eine gewünschte Schichtdicke ermöglichten,
eine zweite Schicht aus Al bzw. einer Al-Legierung aufgedampft.
Auf diese Weise erhielt man Stahlbleche mit zwei aufgedampften
Schichten laut Tabelle 11. Die Proben wurden dann auf Haftung, Wärmefestigkeit
und Korrosionsfestigkeit geprüft. Die Prüfverfahren sind
nachstehend angegeben. Die Ergebnisse sind in Tabelle 11 zusammengefaßt.
Die Ergebnisse werden auch mit denen der herkömmlichen
Al-HT-beschichteten Stahlbleche verglichen.
Die Haftung wird danach beurteilt, ob ein Abschälen der Beschichtung
im Biegeversuch um 180° vor und nach der fünfstündigen Wärmebehandlung
bei 450° festgestellt wird.
Die Korrosionsfestigkeit wird nach dem Rotrost beurteilt, der auftritt,
wenn die Probe nach der fünfstündigen Wärmebehandlung bei 450°C
2 Tage lang in eine 1%ige Ammoniumchloridlösung von 90°C getaucht
wird.
Die Wärmefestigkeit wurde beurteilt durch Messen der Schichtdicke der
intermetallischen Al-Fe-Verbindung unter einem Mikroskop vor und nach
der fünfstündigen Wärmebehandlung bei 450°C.
Aus Tabelle 11 läßt sich entnehmen, daß die erfindungsgemäßen Proben
mit Doppellagenbeschichtung in Haftung, Wärmefestigkeit und Korrosionsfestigkeit
überlegen sind, während die Vergleichsprobe mit
Al-HT-Beschichtung nach der Erwärmung nur schwache Haftung und
Korrosionsfestigkeit aufweist. Ferner weisen die Vergleichsproben in
den Meßreihen 9 und 10, die die Forderungen der vorliegenden Erfindung
nicht erfüllen, nach dem Erwärmen schwache Haftung und Korrosionsfestigkeit
auf.
Ein Stahlblech mit Mehrlagenbeschichtung wurde hergestellt mittels Hindurchführens
eines Grundmetalls (kaltgewalztes Stahlblech) durch Vakuumkammern
gemäß Fig. 11. Die Vakuumkammer 2 a, die auf 1 ×10-2 mBar bis
1 × 10-5 mBar gehalten wird, ist mit dem Schmelztiegel 3 a versehen,
der mit eisenlegiertem Cr beschickt ist. Diese Cr-Legierung wird durch
Erhitzen mit einem Elektronenstrahl verdampft, so daß auf dem Stahlblech-
Grundmetall eine Schicht aus einer Cr-Legierung aufgedampft
wird. Auf ähnliche Weise ist die Vakuumkammer 2 b, die auf 1 × 10-2 mBar
bis 1 × 10-5 mBar gehalten wird, mit einem Schmelztiegel 3 b versehen,
der mit Al oder mit einer Al-Legierung beschickt ist. Das Al
bzw. die Al-Legierung wird durch Erhitzen mit einem Elektronenstrahl
verdampft, so daß eine Schicht aus Al oder Al-Legierung auf die Cr-
Legierung aufgedampf wird. Mehrere Proben wurden hergestellt, wobei
die Zusammensetzung der Cr-Legierung und die Dicke der Al-Schicht
variiert wurden. Die so erhaltenen Proben wurden dann auf Wärmefestigkeit,
Korrosionsfestigkeit und Formbarkeit untersucht. Die Ergebnisse
sind in Tabelle 12 angegeben. Aus Tabelle 12 ist ersichtlich,
daß die Stahlbleche mit Mehrlagenbeschichtung an Wärmefestigkeit, Korrosionsfestigkeit
und Formbarkeit überlegen sind.
Zur Prüfung der Wärmefestigkeit, Korrosionsfestigkeit und Formbarkeit
wurden folgende Verfahren eingesetzt.
Gemessen wurde die Gewichtszunahme durch Oxidation aus der Wärmebehandlung
in Luft bei 600°C während 400 Stunden.
Gemessen wurde der Gewichtsverlust durch Korrosion gemäß dem Schalldämpfer-
Korrosionstest (Walker Test).
Die Probe mit der 5 mm herausstehenden Mitte wird im Erichsen-Tester
6 Stunden bei 400°C wärmebehandelt und die Beschichtung auf dem vorstehenden
Teil wird dem Abschälversuch mit Klebeband unterzogen.
Kaltgewalzte Stahlbleche mit den Abmessungen 100 × 100 × 0,6 mm wurden
nach alkalischem Entfetten und Spülen als Grundmetall eingesetzt. Auf
das Stahlblech-Grundmetall wurde zunächst im Vakuum von 10-3 mBar oder
darunter unter geeigneten Bedingungen, die eine gewünschte Schichtdicke
ermöglichten, Al und Si aufgedampft, die in gesonderten Gefäßen
verdampft wurden. Auf das Stahlblech-Grundmetall wurde dann unter
geeigneten Bedingungen, die eine gewünschte Schichtdicke ermöglichten,
eine zweite Schicht aus Al bzw. einer Al-Legierung aufgedampft. Auf
diese Weise erhielt man Stahlbleche mit zwei aufgedampften Schichten.
Die Proben wurden dann auf Haftung zwischen der ersten und der zweiten
Schicht sowie auf die Wirkung der ersten Schicht im Sinn der Verhütung
der Ausbildung intermetallischer Al-Fe-Verbindungen geprüft.
Die Prüfverfahren sind nachstehend angegeben. Die Ergebnisse sind in
Tabelle 11 zusammengefaßt.
Die Haftung wird nach dem Abschälversuch beurteilt.
Die Wärmefestigkeit wird beurteilt durch Messen der Schichtdicke der
intermetallischen Al-Fe-Verbindung unter einem Mikroskop nach Erhitzen
auf 450°C in Luft für 15 Stunden.
Aus Tabelle 13 ist zu entnehmen, daß die Proben aus den Meßreihen 1
bis 5, die den Angaben der vorliegenden Erfindung entsprechen,
gute Haftung zwischen der Unter- und der Oberschicht aufweisen und
auch eine gute Wirkung bei der Verhütung der Ausbildung von intermetallischen
Al-Fe-Verbindungen haben. Im Gegensatz dazu hat die Probe
aus Meßreihe 6 keine Wirkung im Sinn der Verhütung der Ausbildung von
intermetallischen Al-Fe-Verbindungen, weil ihre Unterschicht aus einer
Al-Si-Legierung besteht, die weniger als 10% Si enthält. Die Probe
laut Meßreihe 7 hat keine Wirkung bei der Verhütung der Ausbildung von
intermetallischen Al-Fe-Verbindungen, weil ihre Unterschicht übermäßig
dünn ist. Bei der Probe nach Meßreihe 8 ist die Haftung zwischen der
Unter- und der Oberschicht schwach, weil die Unterschicht aus einer
Al-Si-Legierung besteht, die über 90% Si enthält. Die Probe nach Meßreihe 9
mit der Deckschicht aus einer Al-20%Ti-Legierung hat keine
Wirkung im Sinne der Verhütung der Ausbildung intermetallischer Al-Fe-
Verbindungen, weil die Unterschicht aus einer Al-Si-Legierung übermäßig
dünn ist.
Auf kaltgewalzte Stahlbleche, die entfettet und gespült waren, wurden
auf die gleiche Weise wie in Beispiel 15 zwei Schichten aufgedampft.
Die Proben wurden in der nachstehend beschriebenen Weise auf Wärmefestigkeit geprüft. Die
Ergebnisse sind in Tabelle 14 zusammengefaßt. Dabei werden die
Ergebnisse auch mit einem Stahlblech verglichen, das mit Al (9%Si)
Al-HT-beschichtet wurde.
Die Probe wird drei Wärmebehandlungszyklen unterzogen, jeder Zyklus
besteht aus fünfstündigem Erhitzen auf 450°C in der Atmosphäre und
Kühlung an der Luft. Die Wärmefestigkeit wird durch Messen der Menge
der intermetallischen Al-Fe-Verbindung beurteilt, die sich zwischen
dem Stahlblech-Grundmetall und der Unterschicht vor und nach der
Wärmebehandlung gebildet hat.
Die Probe wird einem Salzsprühversuch unterzogen. Die Korrosionsfestigkeit
wird beurteilt durch Messen der Zeit bis zum Auftreten von Rotrost
auf dem Stahlblech-Grundmetall.
Aus Tabelle 14 ist ersichtlich, daß die Proben aus den Meßreihen 1 bis
6, die den Forderungen der vorliegenden Erfindung entsprechen, sowohl
in der Wärmefestigkeit als auch in der Korrosionsfestigkeit überlegen
sind. Im Gegensatz dazu hat die Probe aus Meßreihe 7 nur schwache
Wärmefestigkeit (bzw. Verhütung der Ausbildung von intermetallischen
Al-Fe-Verbindungen), weil sie sich durch eine Al-Si-Legierung unterscheiden,
die nur eine kleine Menge Si enthält. Die Probe aus Meßreihe 8
hat schwache Wärmefestigkeit, weil ihre Unterschicht aus Al-Si-
Legierung so dünn ist, daß sie die Ausbildung von intermetallischer
Al-Fe-Verbindung aus der wechselseitigen Diffusion zwischen dem Stahlblech-
Grundmetall und der Oberschicht nicht verhindert, obwohl die
Unterschicht eine große Menge Si enthält. Zusätzlich beeinträchtigt die
überschüssige Menge (90%) Si die Korrosionsfestigkeit.
Die Proben aus der Meßreihe 9 und 10 haben schwache Korrosionsfestigkeit,
weil ihre Oberschicht zu dünn ist. Die Probe aus Meßreihe 11
wurde durch herkömmliches Al-HT beschichtet. Sie hat
schwache Wärmefestigkeit, wie durch die Ausbildung einer großen Menge
intermetallischer Al-Fe-Verbindungen an der Grenzfläche zwischen dem
Stahlblech-Grundmetall und der Deckschicht angedeutet wird, obwohl das
Beschichtungsaluminium 9% Si zur Verhütung der Ausbildung intermetallischer
Al-Fe-Verbindungen enthält.
Kaltgewalzte Stahlbleche (100 mm breit und 0,7 mm dick), die alkalisch
elektrolytisch entfettet und gespült wurden und dann durch Ar-Ionen-
Sprühen in einer Vakuumkammer eine Oberflächen-aktivierende Vorbehandlung
erfuhren, wurden als Stahlblech-Grundmetall eingesetzt. Nach Vorerhitzen
auf 300-400°C wurde auf das Stahlblech-Grundmetall eine
Mehrlagenschicht aus Al und Cr in gewünschter Dicke und Lagenstruktur
gemäß Verfahren laut Fig. 8 aufgedampft. Die auf diese Weise beschichteten
Stahlbleche wurden auf die nachstehend beschriebene Weise leistungsgeprüft. Für Vergleichszwecke
wurden beschichtete Stahlbleche durch Al-HT-Beschichten (9%Si),
Dampfbeschichtung mit reinem Al und Dampfbeschichtung mit Al und
Cr in Doppelschichtstruktur hergestellt. Vergleichsweise herangezogen wurde ferner ein Stahlblech
mit Dreifachbeschichtung (jedoch außerhalb
der Erfindung).
Die in diesem Beispiel erhaltenen Proben wurden auf die nachfolgende
Weise auf Wärmefestigkeit und Formbarkeit geprüft. Die
Ergebnisse sind in Tabelle 15 zusammengefaßt.
Die Probe wird drei Zyklen einer Wärmebehandlung unterzogen, wobei
jeder Zyklus aus 5 Stunden Aufheizen auf 600°C in der Atmosphäre und
Abkühlen in Luft für 19 Stunden umfaßt. Der Querschnitt der Probe wird
im Mikroskop auf die Bildung von intermetallischen Al-Fe-Verbindungen
vor und nach der Wärmebehandlung untersucht.
Die Wärmefestigkeit in Tabelle 15 wird wie folgt unterteilt:
Gut: | |
Sehr wirksam bei der Verhütung von Ausbildung und Wachstum intermetallischer Fe-Al-Verbindungen. | |
Ausreichend: | Wirksam bei der Verhütung von Ausbildung und Wachstum intermetallischer Al-Fe-Verbindungen. |
Schwach: | Schwach wirksam bei der Verhütung von Ausbildung und Wachstum intermetallischer Fe-Al-Verbindungen. |
Schlecht: | Unwirksam bei der Verhütung von Ausbildung und Wachstum intermetallischer Al-Fe-Verbindungen. |
Das Ergebnis wird beurteilt durch Messen des Schichtgewichts, das von
einem Klebeband abgezogen wird, das auf den Scheitel der um 180° gebogenen
Probe aufgeklebt wird. Die Formbarkeit in Tabelle 15 wird eingeteilt
wie folgt:
Gut: | |
Sehr gute Haftung der Beschichtung. | |
Ausreichend: | Gute Haftung der Beschichtung. |
Schwach: | Schwache Haftung der Beschichtung. |
Schlecht: | Sehr schwache Haftung der Beschichtung. |
Aus Tabelle 15 ist ersichtlich, daß die erfindungsgemäßen Proben der
Meßreihen 4 und 7 sowohl in Wärmefestigkeit als auch Formbarkeit
(Haftung der Beschichtung) überlegen sind. Im Gegensatz dazu ist die
Probe in Meßreihe 1, die eine aufgedampfte Beschichtung aus reinem Al
hat, zwar von zufriedenstellender Haftung, jedoch beträchtlich unterlegen
in Wärmefestigkeit. Die Proben der Meßreihen 2 und 3 mit zwei
Lagen, nämlich Al (Deckschicht) und Cr (Unterschicht), haben eine erhöhte
Wärmefestigkeit, jedoch nur auf Kosten der Formbarkeit, wenn die
untere Lage (Cr) dicker gemacht wird. Die Vergleichsproben in Meßreihen
Nr. 8 und 9 mit drei Lagen, wie die Proben der vorliegenden
Erfindung, sind nicht ausreichend in Wärmefestigkeit und Formbarkeit,
weil die Dicke jeder Schichtlage nicht ausreicht. Die Probe aus Meßreihe 11
mit einer Beschichtung aus herkömmlicher Al-HT-Beschichtung (9%Si)
hat sowohl eine unzureichende Wärmefestigkeit als auch
Formbarkeit wegen der intermetallischen Fe-Al-Verbindungen bzw. Fe-Al-Si-
Verbindungen, die bei der Produktion entstanden sind.
Die in diesem Beispiel erhaltenen Proben wurden wie folgt auf Korrosionsfestigkeit
geprüft. Die Ergebnisse sind in Tabelle 16 zuammengefaßt.
Die Probe (mit den Abmessungen 70 × 150 mm), Kanten und Rücken mit
Band abgedichtet, wurde einem Salzsprühversuch mit einer 5%igen NaCl-
Lösung unterzogen; die Korrosionsfestigkeit wurde beurteilt durch
Messen der Zeit, bis 5% der Oberfläche mit Rotrost überzogen war. Aus
den Proben, die diesem Korrosionstest unterzogen wurden, wählte man
Proben für einen weiteren Korrosionstest nach dem Formen aus. Die
ausgewählte Probe wurde von einem Erichsen-Tester (7 mm hoch von der
Rückseite des Stahlblechs aus) aufgebeult und dann einem Salzsprühversuch
unterzogen. Die Korrosionsfestigkeit wurde beurteilt durch
Bestimmen der Zeit, bis der Rotrost 5% der Fläche bedeckte, und durch
Vergleich mit den Fällen, in denen keine Ausbeulung stattfand.
In Tabelle 16 wird die Korrosionsfestigkeit nach dem Formen wie folgt
eingeteilt:
Gut: | |
Die Korrosionsfestigkeit ist vergleichbar mit der der Probe ohne Formen. | |
Ausreichend: | Die Korrosionsfestigkeit liegt nur wenig unter der der Probe ohne Formen. |
Schwach: | Die Korrosionsfestigkeit ist schwächer als die der Probe ohne Formen. |
Aus Tabelle 16 ist ersichtlich, daß die Proben aus den erfindungsgemäßen
Meßreihen 4 bis 6 überlegene Korrosionsfestigkeit haben und
diese hervorragende Korrosionsfestigkeit auch nach dem Formen beibehalten.
In Gegensatz dazu hat die Probe aus Meßreihe 1 mit einer
aufgedampften Schicht aus reinem Al nur eine schwache Korrosionsfestigkeit
und die Proben aus den Meßreihen 2 und 3, auf die zwei
Lagen aus Al (obere Lage) und Cr (untere Lage) aufgedampft sind, haben
ebenfalls nur eine schwache Korrosionsfestigkeit. Das deutet darauf
hin, daß die dickere Cr-Lage schlecht formbar ist und die Gefahr der
Rißbildung besteht, die die Korrosion begünstigt. Die Vergleichsproben
aus den Meßreihen 7 und 8 haben eine etwas bessere Korrosionsfestigkeit,
haben jedoch nach dem Formen nur eine schwache Korrosionsfestigkeit,
weil die Al-Cr-Legierungsschicht nicht hinreichend dick ist
(Meßreihe 7) oder die Cr-Lage übermäßig dick ist. Die Probe aus Meßreihe 9,
die eine durch herkömmliches Al-HT-Beschichten aufgebrachte
Al-Beschichtung hat, hat offensichtlich eine unzureichende Korrosionsfestigkeit
trotz der Chromatbehandlung zur Verbesserung der Korrosionsfestigkeit.
Kaltgewalzte Stahlbleche (mit den Abmessungen 100 × 100 × 0,6 mm), die
in alkalischer Lösung entfettet, gespült und getrocknet wurden, wurden
als Grundmetall eingesetzt. Auf dieses Stahlblech-Grundmetall wurde
eine Al-Cr-Si-Legierung durch Einzelverdampfung von Al, Cr und Si aufgedampft,
die jeweils einzeln durch Elektronenstrahlen in einer Vakuumkammer
bei 1 × 10-4 mBar verdampft wurden. Das sich ergebende Stahlblech
mit einer aufgedampften Al-Cr-Si-Legierungsschicht wurde auf
Wärmefestigkeit und Korrosionsfestigkeit untersucht.
Die Wärmefestigkeit wurde bewertet durch Messen der Schicht aus intermetallischen
Al-Fe-Verbindungen, die nach drei Wärmebehandlungszyklen
auftrat, wobei jeder Zyklus aus fünfstündigem Erhitzen auf
450°C in der Atmosphäre bestand.
Die Korrosi 05537 00070 552 001000280000000200012000285910542600040 0002003901365 00004 05418onsfestigkeit wurde bewertet durch Messen der verstrichenen
Zeit bis zum Auftreten von Rotrost im Salzsprühversuch.
Zu Vergleichszwecken wurde der gleiche Versuch mit einem Stahlblech,
auf dem mittels Al-HT-Beschichtung eine Schicht aus reinem Al, und mit
einem Stahlblech, auf dem mittels Al-HT-Beschichtung eine Al-Si-Legierungsschicht
aufgebracht war, durchgeführt. Die Ergebnisse sind in
Tabelle 17 zusammengefaßt.
Aus Tabelle 17 geht hervor, daß die Stahlbleche mit einer erfindungsgemäß
aufgedampften Al-Cr-Si-Schicht sowohl bei der Wärmefestigkeit
als auch bei der Korrosionsfestigkeit überlegen sind, während das
Vergleichsstahlblech mit einer durch Al-HT-Beschichtung aufgebrachten
Al-Si-Legierungsschicht nicht zufriedenstellend bei der Korrosionsfestigkeit
und das Vergleichsstahlblech mit der aufgebrachten Al-
Legierungsschicht nur entweder bei der Wärmefestigkeit oder bei der
Korrosionsfestigkeit zufriedenstellend ist.
Auf Stahlbleche (mit den Abmessungen 100 × 150 × 0,6 mm), die mit
alkalischer Lösung elektrolytisch entfettet, gespült und getrocknet
wurden, wurde in einer Vakuumkammer eine Al-Cr-Ti-Legierung durch
Einzelerhitzung von Al, Cr und Ti mittels Elektronenstrahlen aufgedampft.
Die beschichteten Stahlbleche mit einer 5 μm dicken Schicht
aus Al-Cr-Ti-Legierung wurden im Salzsprühversuch auf Korrosionsfestigkeit
geprüft, und die Zeit bis zum Auftreten von Weißrost wurde
gegen den Gehalt an Cr und Ti aufgetragen, wie in Fig. 12 gezeigt wird
(die Zeit bis zum Auftreten von Weißrost im Fall der reinen Al-Schicht
trägt die Indexzahl 1). Aus Fig. 12 ist ersichtlich, daß sich die Korrosionsfestigkeit
beträchtlich steigert, wenn der Gesamtgehalt von Cr
und Ti über 1% liegt.
Aluminiumlegierungsblech (1 mm dick) wurden auf die gleiche Weise wie
in Untersuchung C mit einer 6 μm dicken Al-Cr-Ti-Legierungsschicht versehen.
Die Proben wurden in eine 2%ige Zitronensäurelösung mit 100 ppm
Chloridionen (aus NaCl) bei 25°C getaucht und das Lochfraßpotential
(Ec) der aufgetragenen Schicht wurde nach dem potentiostatischen
anodischen Polarisierungsverfahren gemessen. Das Verhältnis zwischen
dem Lochfraßpotential (Ec) und dem Gesamtgehalt an Cr und Ti ist in
Fig. 13 gezeigt. Aus Fig. 13 ist ersichtlich, daß das Lochfraßpotential
(Ec) der Al-Cr-Ti-Schicht edler ist als das der reinen Al-
Schicht (ohne Cr und Ti), wenn der Gesamtgehalt von Cr und Ti über 1%
liegt.
Auf kaltgewalzte Stahlbleche wurde eine 5 μm dicke Schicht aus Al-Cr-Ti-
Legierung aufgedampft wie in Untersuchung C. Die beschichteten Stahlbleche
wurden im Salzsprühversuch auf Korrosionsfestigkeit untersucht,
und die Zeit bis zum Auftreten von Rotrost wurde gegen den Gehalt an
Cr und Ti aufgetragen, wie in Fig. 14 gezeigt ist (die Zeit bis zum
Auftreten von Rotrost im Fall einer reinen Al-Beschichtung hat die
Indexnummer 1). Aus Fig. 14 ist ersichtlich, daß die Korrosionsfestigkeit
dann, wenn die Legierung sowohl Cr als auch Ti enthält, viel
besser ist, als dann, wenn die Legierung nur Cr enthält. Die
Wirkung von Cr plus Ti flacht ab, wenn der Gesamtgehalt über 50%
ansteigt.
Auf Stahlbleche wurde eine Schicht aus Al-10%Cr-2%Ti-Legierung unterschiedlicher
Dicke auf gleiche Weise wie in Untersuchung C aufgebracht.
Die beschichteten Stahlbleche wurden dann im Salzsprühversuch auf
Korrosionsfestigkeit untersucht, und die Zeit bis zum Auftreten von
Rotrost wurde gegen die Schichtdicke aufgetragen wie in Fig. 15
gezeigt ist (die Zeit bis zum Auftreten von Rotrost bei einer
Schichtdicke von 0,1 μm hat die Indexzahl 1). Aus Fig. 15 ist
ersichtlich, daß sich die Korrosionsfestigkeit bis zu einer Schichtdicke
von 0,1 μm im Verhältnis zur Schichtdicke verbessert und die
Verbesserung weniger bedeutend ist, wenn die Schichtdicke über 0,1 μm
ansteigt. Es zeigt sich, daß die bevorzugte Schichtdicke
etwas über 1 μm beträgt.
Mit alkalischer Lösung entfettete und getrocknete kaltgewalzte Stahlbleche
wurden als Grundmetalle eingesetzt. Auf die Stahlbleche wurde
eine Mehrkomponentenlegierung aus Al, Cr und Eisenmetallen aufgebracht.
Die Stahlbleche mit der Beschichtung wurden wie
folgt auf Wärmefestigkeit und Korrosionsfestigkeit untersucht. Die
Ergebnisse sind in Tabelle 18 zusammengefaßt.
Diese wurde bewertet durch Messen der Gewichtszunahme
durch Oxidieren nach einer Wärmebehandlung bei 600°C in Luft
für 400 Stunden.
Diese wurde bewertet durch Messen des korrosionsbedingten
Gewichtsverlusts nach dem Schalldämpfer-Korrosionstest
(Walker-Test).
Aus Tabelle 18 ist ersichtlich, daß die Stahlbleche mit einer aufgetragenen
Beschichtung aus Al-Legierung nach den Angaben der
Erfindung in Wärmefestigkeit und Korrosionsfestigkeit überlegen
sind.
Claims (15)
1. Mit Al-Cr-Legierungen nach PVD-Methode dampfbeschichtetes
Material hoher Korrosionsfestigkeit, dadurch gekennzeichnet, daß
es aus einem Grundmetall und Al-Cr-Legierungen mit 1-50% Cr
besteht, die hauptsächlich Al, Cr und die R-Phase Al₁₃Cr₂
enthalten.
2. Material nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die
Al-Cr-Legierung 1-30 Gew.-% Cr enthält.
3. Material nach den Ansprüchen 1 und 2, dadurch gekennzeichnet,
daß der Cr-Gehalt der Beschichtung von der Oberfläche zur Grenzfläche
zum Grundmetall hin abnimmt.
4. Material nach den Ansprüchen 1 und 2, dadurch gekennzeichnet,
daß der Cr-Gehalt der Beschichtung von der Grenzfläche zum Grundmetall
zur Oberfläche hin zunimmt.
5. Material nach den Ansprüchen 1 und 4, dadurch gekennzeichnet,
daß die Beschichtung aus einer Grundierungsschicht und einer oberen
Schicht aus Al-Cr-Legierungen besteht.
6. Material nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß die
Grundierungsschicht aus Si besteht.
7. Material nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß die
Grundierungsschicht aus Cu besteht.
8. Material nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß die
Grundierungsschicht aus einer Al-Si-Legierung mit 10-90 Gew.-% Si
und Rest im wesentlichen Al besteht.
9. Material nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß die
Grundierungsschicht aus Al besteht.
10. Material nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß die
Grundierungsschicht aus einer Legierung von 1-50 Gew.-%
Eisenmetallen und Rest im wesentlichen Cr besteht.
11. Material nach Anspruch 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß
die Beschichtung aus einer Cr-Grundierungsschicht, einer
Al-Cr-Legierungsschicht und einer Al-Deckschicht besteht.
12. Material nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die
Beschichtung aus einer ternären Al-Legierung mit 1-50 Gew.-% Cr
und einer dritten Komponente besteht.
13. Material nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, daß die
Beschichtung aus einer Al-Cr-Legierung mit 1-50 Gew.-% Cr und
1-20 Gew.-% Si und Rest Al besteht.
14. Material nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, daß die
Beschichtung aus einer Al-Cr-Legierung mit 1-49 Gew.-% Cr, 1-49
Gew.-% Ti und Rest Al besteht und wobei der Gesamtgehalt von Cr
und Ti 2-50 Gew.-% beträgt.
15. Material nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, daß die
Beschichtung aus einer Al-Cr-Legierung mit 1-50 Gew.-% Cr, 1-20
Gew.-% Eisenmetall und Rest Al besteht.
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