SE527174C2 - Metod för tillverkning av en austenitisk rostfri stållegering genom beläggning med aluminium samt dess användning i högtemperaturapplikationer - Google Patents

Description

25 30 527 174 Ett metalliskt material för katalysatorer med höjda arbetstemperatur och vid ökad mekanisk belastning måste uppfylla följande krav: en förbättrad mekanisk hållfasthet gentemot dagens använda material, såsom beskrivet i US-B- 5,578,265 och dessutom avsevärt bättre oxidationsmotstånd än de austenitiska, höghållfasta material som beskrivs i EP-B1-1235682. För att kunna användas som bärarmaterial i en katalysator bör ett 50um tjockt foliematerial inte öka i vikt mer än 6% efter 400h oxidation i luft vid 1100°C, helst skall viktökningen understiga 4%. Ett Al-legerat austenitiskt stål eller nickel- eller kobolt- baslegering med mer än 4,5% Al kan förväntas ha tillräckligt goda mekaniska egenskaper och kan under vissa omständigheter uppnå en viktökning för 50um tjock folie motsvarande 6% efter 400h vid 1100°C, men på grund av ytterst begränsad varmbearbetbarhet vid Al-halter över 4,5 vikt-% är sådana produkter ej möjliga att framställa som tunna band med konventionella metoder.

Dessutom är oxidationsmotståndet för sådana material fortfarande sämre än för dagens använda ferritiska material.

Därför finns ett behov av ett material som är mer varmhållfast och oxidationsresistent och har en högre mekanisk styrka än dagens. Detta material måste dock fortsatt ha goda eller bättre tillverkningsegenskaper än de hittills kända materialen. Det gäller alla olika produktformer som används vid de ovan beskrivna villkoren, såsom band, folie, tråd, plåt och rör.

Sammanfattning av uppfinningen Det är därför ett syfte med föreliggande uppfinning att tillhandahålla en metod där genom att en austenitisk rostfri substratlegering med låg Al-halt belägges med en aluminiumsammansättning med högre Al-halt vid en temperatur mellan 100°C och 600°C den resulterande produkten har en Al-halt på 4,5 -12 vikt-%, företrädesvis 5,5 -12 vikt-%. 10 15 20 25 30 527 174 3 Det är ytterligare ett syfte med föreliggande uppfinning att tillhandahålla ett austenitisk rostfritt stålmaterial för användning i högtemperaturapplikationer, tillverkningsbar genom sagda metod.

Kort Beskrivning av Figurerna Figur 1 visar resultat från varmduktilitetsprovning, så kallad Gleeble-provning, varvid areakontraktionen till brott mäts som funktion av provningstemperaturen.

Figur 2 visar oxidationshastigheten i luft vid 1000°C för exemplen C och D jämfört med jämförelseexempel 1.

Figur 3 visar oxidationshastigheten i luft vid 1100°C för exempel C och jämförelseexempel 1.

Figur 4 visar oxidationshastigheten i luft vid 1100°C för exemplen C, E och F samt för jämförelseexempel 1 i tjocklekarna 50|Jm samt 3mm och jämförelseexempel 3.

Figur 5 visar aluminiumhalten i ett Al-belagt material efter olika långa glödgningstider vid 1050°C plottad som funktion av avståndet från ytan.

Figur 6 visar mikrostrukturen i ett Al-belagt och glödgat material efter 50 min glödgning vid 1150°C iAr-gas, varvid O = Fe-Cr-rikt skikt, 1 = Ni- och Al-rikt skikt, 2 = diffusionszon, 3 = substratmaterialets sammansättning .

Beskrivning av uppfinningen Dessa syften uppnås med en austenitisk rostfri stålprodukt som tillverkas genom att belägga en austenitisk substratlegering med följande sammansättning (i vikt-%): 20-70% Ni, 15-27% Cr, 0-5% Al, 0-4% Mo och/eller W, 0-2% Si, 0-3% Mn, O-2% Nb, O-0,5% Y, Zr och/eller Hf, 0-0,5% Ti, 0-0,1 % av en eller flera sällsynta jordartsmetaller (REM) som till exempel Ce, La, Sm, 0-0,2% C, 0-0,1% N, rest Fe och normalt förekommande föroreningar, med en aluminiumsammansättning såsom aluminium eller en aluminiumbaserad legering som beskrivs nedan. 10 15 20 25 30 527 174 4 En föredragen sammansättning på substratmaterialet är (i vikt-%) 25-70% Ni, 18-25% Cr, 1-4% Al, 0-4% Mo och/eller W, O-2°/> Si, 0-3% Mn, 0-2% Nb, 0- O,5% Y, Zr och/eller Hf, 0-O,5% Ti, 0-O,1% av en eller flera sällsynta jordartsmetaller (REM) som till exempel Ce, La, Sm, 0-O,1% C, 0-0,05% N, rest Fe och normalt förekommande föroreningar.

Genom en tvåstegsprocess kan den slutliga produktens aluminiumhalt samt dess mekaniska egenskaper och oxidationsmotstånd optimeras oberoende av varandra.

Efter beläggning av substratmaterialet med aluminium eller en aluminiumbaserad Iegering har den slutliga legeringen en sammansättning bestående av (i vikt-%) 25-70% Ni, 15-25% Cr, 4,5-12% Al, 0-4% Mo och/eller W, 0-4% Si, 0-3% Mn, 0-2% Nb, O-O,5% Ti, O-O,5% Y, Sc, Zr och/eller Hf, 0-0,2 % av en eller flera sällsynta jordartsmetaller (REM) som till exempel Ce, La, Sm, 0-0,2% C, 0-0,1% N, rest Fe och normalt förekommande föroreningar.

Det austenitiska substratmaterialet har i sig en hög varmhållfasthet, som ökas av närvaron av utskiljningar av Ni (Nb, Al) samt, om så krävs, också genom Mo och/eller W i fast lösning. Ytterligare ökad mekanisk stabilitet och motstånd mot korntillväxt kan ges genom närvaro av utskiljningar av karbider och/eller nitrider av något eller några av elementen Ti, Nb, Zr, Hf.

Kol i fast lösning eller som karbider bidrar till en ökad mekanisk styrka vid höga temperaturer. Samtidigt medför högre halter av kol i substratmaterialet försämrade egenskaper vid kallbearbetning. Därför bör den maximala halten av kol i substratet begränsas till 0,2 vikt-%.

Kväve i fast lösning eller som nitrider bidrar till en ökad mekanisk styrka vid höga temperaturer. Samtidigt medför högre halter av kväve i substratmaterialet att försprödande aluminiumnitrid kan bildas vid tillverkning av substratet eller 10 15 20 25 30 - 527 174 5 efter beläggning med aluminium eller en aluminiumbasrad legering. Därför bör den maximala halten av kväve i substratet begränsas till 0,1 vikt-%.

Den austenitiska rostfria stållegeringen tillverkad enligt uppfinningen används i belagt och icke värmebehandlat tillstånd eller efter en diffusionsglödgning. De mest gynnsamma sammansättningarna för substratlegeringen erhålls om den innehåller 1-4 vikt-% Al. Detta aluminiuminnehåll ger den färdiga legeringen ett förbättrat oxidationsmotstånd och en förbättrad produktionsekonomi utan att medföra ökad risk för produktionsstörningarjämfört med tillverkning av ett material med låg aluminiumhalt. Efter beläggning med aluminium eller en aluminiumbasrad legering skall materialet totalt sett innehålla mer än 4,5 vikt-% Al.

Enligt uppfinningen bör beläggningen med aluminium eller en aluminiumbaserad legering bör ske inom ett temperaturintervall för substratet som är lägre än aluminiumets smältpunkt, dvs vid en temperatur mellan 100°C och 600°C, företrädesvis 150°C-450°C.

Tillsats av Zr och/eller Hf och REM och/eller Y och/eller Sc ger ett ökat motstånd mot skalning och flagning av den bildade oxiden. Den färdiga produktens innehåll av dessa element kan tillföras genom tillsats i substratlegeringen och/eller i den aluminiumbaserade legering som används vid beläggningen.

Vissa sammansättningar hos legeringen enligt uppfinningen skulle kunna tillverkas genom konventionell metallurgi. Till skillnad mot detta kan dock vid tillverkning med processen enligt föreliggande uppfinning ett material erhållas vars mikrostruktur är kontrollerad och vars oxidationsegenskaper och mekaniska egenskaper är optimala. Det är ytterligare en fördel med processen enligt föreliggande uppfinning att slutproduktens totala aluminiuminnehåll ej begränsas av den försprödande effekt som aluminumhalter över ca 4,5vikt-% kan ge vid senare kall- och/eller varmbearbetning. Dessutom ger metoden att 10 15 20 25 30 527 174 6 belägga ett substratmaterial med aluminium eller en aluminiumbasrad legering enligt uppfinningen en slutprodukt vars innehåll av t.ex. Mo, C, Nb kan vara betydligt högre än i ett konventionellt tillverkat material utan att närvaron av dessa element leder till någon märkbar försämring av oxidationsegenskaperna.

Själva beläggningen av substratlegeringen med aluminium eller en aluminiumbaserad legering sker med hjälp av PVD-teknik. Beläggningen med aluminium eller aluminiumbasrad legering kan genomföras efter att substratlegeringen valsats eller på annat sätt bearbetats till önskad produktdimension. Under denna process kan en diffusionsglödgning genomföras för att åstadkomma en homogenisering av materialet varefter plastisk bearbetning i ett eller flera steg kan utföras för att åstadkomma den slutliga produkten. Plastisk bearbetning, som till exempel valsning eller dragning kan också ske direkt på en belagd produkt med större dimensioner än den önskade slutdimensionen. l detta fall kan den plastiska bearbetningen följas av glödgning.

Aluminiumhalten i slutprodukten kan varieras med hjälp av olika faktorer: tjockleken på substratmaterialet gentemot beläggningens tjocklek, aluminiumhalten i substratmaterialet samt beläggningens aluminiumhalt.

Som ovan beskrivet, måste dock den totala aluminiumhalten i den färdiga produkten alltid vara minst 4,5 vikt~% för att uppnå tillräckliga egenskaper.

Produkten kan användas i form av ett glödgat, homogent material eller ett skiktmaterial eller ett material med en koncentrationsgradlent av Al där Al-halten är högre vid ytan än i centrum av materialet.

Beroende på den beläggningsprocess som används är olika sammansättningar hos pålagda Al-legeringen mer lämpliga än andra. Aluminiumlegeringen innehåller 0-25% Si och/eller 0-2 vikt-% av en eller flera av elementen Ce, La, Sc, Y, Zr, Hf och/eller O-5 vikt-% av en eller flera av elementen Mg, Ti, Cr, Mn, Fe, Ni, Co och/eller 0-1 vikt-% av en eller flera av elementen B, Ge, företrädesvis skall aluminiumlegeringen innehålla minst 90% Al, 0-10% Si och/eller 0-2 vikt-% av en eller flera av elementen Ce, La, Sc, Y, Zr, Hf, mer 10 15 20 25 30 527 174 7 företrädesvis skall aluminiumlegeringen innehålla minst 95% Al, 0-5% Si och/eller 0-2 vikt-°/° av en eller flera av elementen Ce, La, Sc, Y, Zr, Hf.

Utföringsexempel l det följande visas hur kraven på hållfasthet och oxidationsmotstånd uppfylls av ett austenitiskt Al-legerat material tillverkat enligt den i föreliggande uppfinning beskrivna metoden. Dessutom visas att ett material tillverkat enligt denna metod är överlägset ett material som har samma sammansättning men tillverkats enligt konventionella metoder, med avseende på varmhållfasthet, oxidationsmotstånd och bearbetbarhet.

Exempel 1 Tabell 1 påvisar exempel på sammansättningar på undersökta legeringar.

Legeringarna enligt exempel A och B samt Jämförelseexemplen 1, 2 och 3 framställdes på konventionell väg genom smältmetallurgi och varmbearbetning.

Jämförelseexempel 1 är en legering som idag används som bärarmaterial i katalytiska avgasrenare och som har godtagbart oxidationsmotstånd för denna användning. Jämförelseexempel 2 är en austenitisk legering med hög Al-halt, tillverkad med konventionella metoder. Utbytet vid varmbearbetning av denna legering var bara ungefär 10%, det vill säga 90% av materialet hade sådana inre fel i form av t.ex. sprickor att det ej kunde användas för vidare bearbetning.

Legeringarna enligt exempel A och B har sammansättningar som är lämpliga att användas som substratmaterial vid en beläggningsprocess där ett tunt skikt av aluminium eller en aluminiumbaserad legering deponeras på detta substrat. Av legeringarna enligt Exemplen A och B samt jämförelseexempel 1 tillverkades 50 um tjocka band via varmvalsning och kallvalsning. Utbytet vid tillverkning av legeringarna i exempel A och B var samma som jämförelseexempel 1. 527 174 8 För att undvika bildning av aluminiumnitrid är halten av kväve i substratmaterialen låg. För att ytterligare begränsa denna tendens tillsattes Ti, Nb och/eller Zr och/eller Hf. Tillsats av dessa element leder till bildning av nitrider som är mer stabila än AIN, vilket medför en minskad bildning av den senare. Vidare är sammansättningarna valda för att möjliggöra effektiv produktion av tunna band av substratmaterialet.

Tabell 1 Sammansättningar på undersökta legeringar Exempel A (359) B (357) Jäm Jäm Nr. förelse 1 förelse 2 C 0,052 0,021 0,01 0,019 N 0,016 0,032 0,01 0,020 Ni 32,35 17,61 0,3 33,18 Al 2,95 1,68 5,3 5,43 Cr 21,83 21,81 20 21,50 Nb 0,01 0,61 0,01 <0,01 Mo 0,02 0,02 0,01 <0,01 Zr 0,07 <0,002 0,01 <0,005 REM <0,005 0,026 0,03 0,042 Ti 0,16 <0,005 0,01 <0,005 Si 0,15 0,14 0,3 0,16 Mn 0,12 0,10 0,3 0,11 l tabell 2 visas att substratlegeringarna har mycket god varmhållfasthet; så är t.ex. brottgränsen för legeringarna enligt exempel A och B vid 700°C upp till 3 gånger större än för det konventionella materialet ijämförelseexempel 1 och sträckgränsen är vid denna temperatur 2,8 till 5 gånger större än för jämförelseexempel 1. Vid 900 °C är sträckgränsen för legeringen enligt exempel A och B ungefär 5 gånger större än för jämförelseexempel 1, medan brottgränsen är minst 3,5 gånger högre än för jämförelseexempel 1. 10 15 20 527 174 9 Tabell 2 Resultat av dragprovning vid olika temperaturer Exempel Rumstemperatur 700°C 900°C Rp0,2 Rm A5 Rp0,2 Rm A5 RpO,2 Rm A5 A 275 625 39 254 441 22 98 146 99 B 239 546 39 141 337 44 108 150 78 E 166 Jämförelse 480 670 25 50 140 90 20 40 15 exempel 1 0 Jämförelse 437 814 25 340 51 1 - 91 151 55 exempel 2 De båda använda substratlegeringarna i Exempel A och B uppfyller sålunda kraven på tillräcklig mekanisk styrka och tillverkningsbarhet som tunn folie.

Figur 1 visar resultat från varmduktilitetsprovning, så kallad Gleeble-provning, där areakontraktionen till brott mäts som funktion av provningstemperaturen, för legeringarna enligt Exemplen A och B och för jämförelseexempel 2. För att praktiskt kunna varmbearbeta en legering bör areakontraktionen till brott överstiga 40%. För att erhålla ett reproducerbart högt utbyte i varmbearbetningsoperationer bör den genomsnittliga areakontraktionen till brott vara minst 70% vid en temperaturskillnad av 100°C.

Från figur 1 är det helt klart att legeringarna enligt Exemplen A och B kan tillverkas via varmvalsning och/eller smide, medan legeringen enligt jämförelseexempel 2 ej kan tillverkas med tillräckligt utbyte med konventionella metoder. En konsekvens av detta är att, för att kunna erhålla det goda oxidationsmotståndet som en legering enligt Jämförelseexempel 2 kan förväntas ha, måste det nödvändiga Al-innehållet tillföras efter att legeringen framställts i form av ett tunt band. Legeringarna enligt Exemplen A och B är båda tillräckligt duktila vid rumstemperatur och vid förhöjda temperaturer för att kunna kallvalsas till mycket tunna band med god produktivitet, vilket framgår av att de kunde tillverkas utan problem ned till materialtjocklekar av 50um, och är 10 15 20 25 527 174 10 därmed goda kandidatmaterial för att användas som substratmaterial för en beläggning med aluminium eller en aluminiumbaserad legering Al.

Exempel 2 Legeringarna i exempel C och D tillverkades genom att belägga båda ytorna av kallvalsade, 50 pm tjocka, band av legeringen enligt exempel A respektive B genom förångning eller sputtring med Al i sådan mängd att den totala halten Al svarade mot 5,5-6% (se tabell 3). Beläggningen skedde med viss uppvärmning av substratmaterialet, dock ej till så hög temperatur att smält Al fanns närvarande på substratet. Beläggningen med Al eller Al-legering enligt uppfinningen bör således ske inom ett temperaturintervall för substratet på 100°C-660°C, företrädesvis i temperaturintervallet 150-450°C.

Tabell 3. Beläggningsförsök Substrat Tjocklek Belagd tjocklek Önskad Uppmätt legering före av belagd Al- total halt av beläggnin beläggning legering Al gstjocklek [um] [um] [%l lurrl Exempel C Exempel A 50 2,5 6,0 2,7 Exempel D Exempel B 50 3,5 6,0 Legeringen enligt jämförelseexempel 2 , som har ungefär samma totalsammansättning som legeringen i exempel C kunde som tidigare nämnts smidas, men endast med ett mycket lågt materialutbyte. Den begränsade varmduktiliteten gör sålunda att denna legering svårligen kan tillverkas i form av tunna band. Däremot har denna legering som synes i tabell 2 en mycket god varmhållfasthet; så är till exempel brottgränsen vid både 700°C och 900°C 3 till 4 gånger större än för det konventionella materialet i jämförelseexempel 1 och sträckgränsen är mer än 4 gånger så stor vid båda provningstemperaturerna. 10 15 20 25 30 527 174 11 Exempel 3 Den erhållna tjockleken av Al-sklktet på 50 um tjockt band enligt exempel C uppmättes med GDOES (Qlow Qischarge Qptical Emission _S_pectroscopy), en metod som tillåter noggrann uppmätning av sammansättningar och tjocklekar hos tunna ytskikt. Analysen visade att provet hade en totalhalt av Al på 5-6 vikt- %. Dessa prover oxiderades i luft vid 1000°C i upp till 620h. Resultaten visas i Figur 2. Legeringen enligt Exempel C har ett oxidationsmotstånd som är jämförbart med den konventionellt tillverkade Fe-Cr-Al-legeringen i samma tjocklek (jämförelseexempel 1) och har ett signifikant bättre oxidationsmotstånd än legeringen enligt exempel D. Efter 400 h har legeringen enligt exempel C ökat 2,3% i vikt, medan legeringen enligt exempel D ökat 5% i vikt.

Jämförelseexempel 1 har efter samma tid ökat ca 2,2% i vikt.

Legeringen enligt Exempel C oxidationsprovades vid 1100°C tillsammans med jämförelseexempel 1, vilket visas i Figur 3. Båda materialen provades iform av 50 pm tjock folie. Efter upp till 300h provningstid är de två materialen likvärdiga.

Efter 400 h provning har både legeringen enligt Exempel C och jämförelseexempel 1 ökat mindre än 6% i vikt: legeringen enligt exempel C med 5,9% och jämförelseexempel 1 med 4,3%. Legeringen enligt Exempel C uppfyller sålunda kravet på tillräckligt oxidationsmotstånd för användning i katalysatorer, högst 6% viktökning i 50pm tjocklek vid oxidation i 400h vid 1100°C _ Exempel 4 Exempel E och F är legeringarna enligt exempel C respektive D som glödgats vid 1200°C i 20 min i syfte att åstadkomma en utjämning av Al-halten i materialet (se tabell 4). Duktiliteten hos materialet bedömdes genom ett bockningsprov där den minsta bockningsradie som materialet kunde bockas till utan brott bestämdes (se tabell 4). Den snävaste radie som materialet provades vid var 0,38 mm. Inget av materialen uppvisade några skador efter denna 10 15 20 25 527 174 12 bockning. Radien år mindre än den som används vid tillverkning av katalytiska avgasrenare. Band tillverkade enligt uppfinningen har därmed en fullt tillräcklig duktilitet för att kunna användas i katalytiska avgasrenare. Exempel E har vid 900°C en brottgräns av 166MPa (se tabell 2), vilket är mer än fyra gånger större än det i dagsläget använda materialet enligt jämförelseexempel 1, och dessutom något högre än ett konventionellt tillverkat material enligt jämförelseexempel 2, med en liknande sammansättning som legeringar som tillverkats i enlighet med uppfinningen.

Tabell 4. Resultat av provning av belagda och diffusionsglödgade prover.

Exempel Samman Diffusionsglödgning Minsta bocknings-radie sättniní utan brott [mm] E Samma som 20 min/1200°C i H2 0,38 exempel C F Samma som 20 min/1200°C i H2 0,38 exempel D Exempel 5 Legeringarna enligt Exempel E och F oxidationsprovades vid 1100°C tillsammans med legeringen av Exempel C enligt uppfinningen samt jämförelseexempel 1 och 2. Resultaten visas i Figur 4. Jämförelseexempel 2 provades i form av en ca 3 mm tjock platta medan Exempel C, E och F provades iform av 50pm tunn folie. Legeringen ijämförelseexempel 1 provades itvå olika tillstånd: dels i form av en c:a 3 mm tjock platta uttagen från ett varmvalsat band, dels som en 50 pm tjock folie. Resultaten sammanfattas i tabell 5.

Det är uppenbart från Figur 4 och tabell 5 att oxidationshastigheten är mindre för den tunna folien av jämförelseexempel 1 än för den tjocka plattan. Denna effekt kan förklaras med att den tunna folien lätt kan deformeras och därigenom ta upp skillnaden i termisk utvidgning mellan den skyddande oxiden och metallen. Därmed undviks att oxiden spricker sönder vid kylning och värmning, 10 15 20 527 174 13 en effekt som annars medför att oskyddad metall blottas för oxidation. Den relativt tjocka plattan kan ej deformeras på samma sätt, och det provet blir därmed mer känsligt för värmning och kylning.

Tabell 5. Jämförelse mellan viktökning vid 1100°C i 50um tjocka band och 3mm tjocka plattor och mellan belagda och belagda+diffusionsglödgade prover Tillstånd 1 Tillstånd 2 Provningst (Massökning (g/mz) tillstànd 1)/ id [h] (Massökninglg/mz) tillstånd 2) Jämförelse- Jämförelse- 400 0,62 exempel 1, exempel 1, 50pm tjocklek 3mm tjocklek Exempel C Jämförelse- 400 0,40 (SOum tjocklek) exempel 3, 3mm tjocklek Exempel E Jämförelse- 400 0,13 (50um tjocklek) exempel 3, 3mm tjocklek Exempel F Jämförelse- 220 0,31 (50pm tjocklek) exempel 3, 3mm tjocklek Exempel E Exempel C 400 0,32 Legeringarna enligt Exempel C och E har i det närmaste samma sammansättning som legeringen ijämförelseexempel 2, och även här skulle en liknande effekt av olika provtjocklek förväntas, som för jämförelseexempel 1.

Dock är den relativa förbättringen i oxidationsmotstånd med minskande provtjocklek för legeringen enligt uppfinningen betydligt större än den är för jämförelseexempel 1 (se tabell 5). Detta får anses vara en mycket oväntad och värdefull effekt av metoden enligt uppfinningen.

Den diffusionsglödgning som skiljer mellan Exempel C och E har dessutom visat sig ge en oväntat stor ytterligare förbättring av oxidationsmotståndet (se tabell s).

Legeringen enligt Exempel F har inledningsvis lika gott oxidationsmotstånd som Exempel C eller jämförelseexempel 1 ifolieforrn. Provning avbröts efter 220h för legeringen enligt Exempel F. Jämförelse mellan viktökningen fram till 220h 10 15 20 25 30 527 174 14 vid 1100°C för Exempel E och F visar dock att legeringen enligt Exempel E har den mest lämpliga kombinationen av sammansättning och produktionsväg vad gäller oxidationsmotstånd.

Exempel 6 Ett 50um tjockt band av legeringen enligt exempel A belades med Al med hjälp av förångning. Olika prover glödgades i olika tider vid 1050°C iAr-gas.

Koncentrationsprofiler för Al i materialet bestämdes med GDOES. Resultaten visas i figur 5. Det är tydligt att ett Al-anrikat område finns kvar nära ytan på bandet även efter 8 timmars värmebehandling. Detta område tycks endast långsamt förbrukas genom Al-diffusion inåt i bandet.

Exempel 7 Ett 50 um tjockt band av legeringen enligt exempel A belades med Al med hjälp av förångning. Ett prov glödgades i 50 min vid 1150°C i Ar-gas. Mikrostrukturen analyserades med hjälp av SEM (svepelektronmikroskopi). Figur 6 visar området närmast provytan. Ytterst bildas ett Fe-Cr-rikt skikt (jfr ”O” i figur 6), därinnanför ett Ni- och Al anrikat område (jfr ”1” i figur 6). Skikt ”2” svarar mot en diffusionszon med långsamt avtagande Al-halt med ökande avstånd från ytan. I skikt "3" i figur 6 är sammansättningen densamma som i substratmaterialet.

Användningsexempel Bärarmaterial för katalytisk avgasrening Katalytisk rening av avgaser är sedan ett antal år ett krav i de flesta industrialiserade länder. Det katalytiskt aktiva materialet uppbärs mekaniskt av ett bärarmaterial. Kraven på bärarmaterialet är bland annat att det skall ha stor 10 15 20 25 30 527 174 15 yta, tåla temperaturvariationer och ha tillräcklig mekanisk hållfasthet och oxidationsmotstànd vid katalysatorns drifttemperatur.

Två huvudtyper av bärarmaterial används idag: keramiska och metalliska. De keramiska bärarmaterialen, som ofta tillverkas av kordierit, år ej känsliga för oxidation, däremot gör deras sprödhet att tåligheten för stötar och annan mekanisk påkänning samt för temperaturvariationer såsom snabba temperaturväxlingar är mycket begränsad. Metalliska bärarmaterial bygger idag normalt sett på tunna band av ferritiska Fe-Cr-Al-legeringar med tillsatser av små mängder reaktiva element såsom sällsynta jordartsmetaller (REM) eller Zr eller Hf. För att ge monoliten en maximal aktiv yta bör bärarmaterialet vara så tunt som möjligt, vanligen mellan 10um och 200um. ldag är en vanlig bandtjocklek 50 um, men avsevärd effektivisering av katalysatorn på grund av ett ökat yt-/volyms-förhållande och/eller minskat tryckfall över katalysatorn kan förväntas vid en minskning av bandtjockleken till 30pm eller 20pm. Metallens höga duktilitet ger en god tålighet mot mekanisk och termisk utmattning.

Aluminium i halter över ca 4,5 vikt-% ger, tillsammans med de reaktiva elementen, materialet möjligheten att bilda en tunn, skyddande, aluminiumoxid vid uppvärmning. Dessutom gör de reaktiva elementen att oxiden får en betydligt minskad tendens att skala, dvs att lossna från metallen vid avkylning eller mekanisk deformation. Konventionella Fe-Cr-Al-legeringar har dock en stor nackdel: de är mekaniskt mycket svaga vid hög temperatur, och tenderar därför att deformeras kraftigt även vid små påkänningar på grund av t.ex. acceleration, tryckförändringar, mekaniska stötar eller temperaturväxlingar.

Uppflnningen är ej begränsad till produkter i klena dimensioner, såsom tunna band eller tunn tråd. Eftersom ett austenitiskt material med en halt av aluminium som är större än 4,5 vikt-% ej kan framställas med tillräcklig produktivitet och materialutbyte genom varmbearbetning är det värdefullt att kunna tillverka en sådan legering i grövre dimensioner genom den i föreliggande uppfinning beskrivna beläggningsmetoden. Detta kan ske till exempel genom att tillverka en produkt i form av t. ex. plåt, band, folie eller ett sömlöst rör, i en 10 15 20 25 30 527 174 16 substratlegeringen, varefter denna produkt beläggs, på en eller båda ytorna med en aluminiumlegering i sådan mängd att materialets totala aluminiuminnehåll överstiger 4,5 vikt-%. Till exempel kan ett sömlöst rör med sammansättning enligt exempel A tillverkas med konventionella metoder till följande dimensioner: ytterdiameter 60,33 mm, väggtjocklek 3,91 mm. För att kunna uppnå en total halt av aluminium av minst 4,5 vikt-% i ett sådant rör behöver det beläggas med aluminium på inner- och ytterytan i en tjocklek av minst 0,1 mm. Om ett homogent material önskas krävs en längre värmebehandling vid hög temperatur, lämpligen minst 1000°C. Därför bör den färdiga produkten lämpligen tillverkas i en delvis homogeniserad form, där materialet har en aluminiumgradient som ökar mot ytorna, till exempel genom en värmebehandling där materialet långsamt värms till 1100°C och värmebehandlas vid denna temperatur i mellan 5 minuter och 10 timmar, beroende på den önskade aluminiumfördelningen. Det är uppenbart för fackmannen att, om denna produkt skall kunna tillverkas med god produktivitet bör aluminiumhalten i substratmaterialet vara så hög som möjligt, utan att orsaka produktionsstörningar vid tillverkningen av substratet. En lämplig aluminiumhalt i substratmaterialet är i detta fall 2-4 vikt-%, Denna metod kan användas för att tillverka en färdig produkt eller för att tillverka ett utgångsmaterial för fortsatt plastisk bearbetning vid låg temperatur, till exempel ett rörformigt ämne för stegvalsning.

Resistiv uppvärmning I industriella ugnar och i Konsumentprodukter med reslstiv uppvärmning såsom kokplattor, strålningsvärmare, strykjärn, ugnar, brödrostar, hårtorkar, torktumlare, torkskåp, Vattenkokare, bilsätesvärmare, golvvärmeanläggningar, värmeelement och andra liknande produkter finns också behov av att använda band, tråd eller folie med ovan beskrivna egenskaperna. Tillgängligheten till ett material med denna produktspecifikation leder till utvecklingen av effektivare värmekällor med längre livslängd och/eller högre användningstemperatur och verkningsgrad.

Claims (3)

10 15 20 25 30 527 174 i? Patentkrav

1. Metod att framställa en austenitisk rostfri stållegering med en Al-halt på 4,5 -12 vikt-%, företrädesvis 5,5 -12 vikt-%, k ä n n e t e c k n a d av att en austenitisk rostfri substratlegering med låg Al-halt belägges med PVD, vid en substrattemperatur mellan 100°C och 600°C, med aluminium eller en aluminiumlegering med högre Al-halt än substratlegeringen.

2. Metod för tillverkning av en austenitisk rostfri stållegering med en Al-halt på 4,5-12 vikt-%, företrädesvis 5,5-12 vikt-%, för användning inom högtemperaturapplikationer, k ä n n e t e c k n a d av stegen att en substratlegering med följande sammansättning (i vikt-%): 20-70 %Ni, 15-27 % Cr, 0-5 % Al, 0-4 % Mo och/eller W, 0-2 % Si. 0-3 % Mn, 0-2 % Nb, 0-0,5 % Y, Zr och/eller Hf, 0-0,5 % Ti, 0-0,1 % av en eller flera sällsynta jordartsmetaller (REM) rest Fe och nonnalt förekommande föroreningar beläggs med PVD med aluminium eller en aluminiumlegering.

3. Metod för tillverkning av en austenitisk rostfri stållegering för användning inom högtemperaturapplikationer enligt patentkrav 1 eller 2, k ä n n e t e c k n a d av att den aluminiumbaserade legeringen ärAl med 0,5 till 25 vikt-% Si. 10 15 20 25 527 174 få' Metod för tillverkning av en austenitisk rostfri stållegering för användning inom högtemperaturapplikationer enligt något av patentkraven 1-3 k ä n n e t e c k n a d av att den austenitiska rostfria slutlegeringen har följande sammansättning (i vikt-%): 0-0,2 % C, 0-0,1°/° N, 25-70 % Ni. 15-25 % Cr. 4,5-12 % Al, 0-4 % Mo och/eller W, 0-4 % Si. 0-3 % Mn, O-2 % Nb, 0-0,5 % Ti, 0-0,5 % Y, Sc, Zr och/eller Hf, 0-0,2 % av en eller flera sällsynta jordartsmetaller (REM) som till exempel Ce, La, Sm, rest Fe och normalt förekommande föroreningar. Metod att framställa en austenitisk rostfri stållegering enligt något av föregående krav , k ä n n e t e c k n a d av att halten Al i den austenitiska stållegeringen åstadkommes genom att variera tjockleken på substratmaterialet gentemot beläggningens tjocklek, aluminiumhalten i substratmaterialet och/eller aluminiumhalten i beläggningen. Användning av en austenitisk rostfri stållegering framställd genom metoden enligt patentkrav 1-5, i högtemperaturapplikationer såsom bärarmaterial i katalysatorer och resistiv uppvärmning.