SE527176C2 - Rostfritt stål för användning i högtemperaturapplikationer - Google Patents

Description

20 25 30 5 2 7 1 7 6 ti; gi; . 'y . -j:= <2: nnnn oo Legeringen kan framställas genom konventionella metoder, vilka innefattar till exempel stegen smältning, raffinering, gjutning, blockvalsning eller smidning följt av varm- och kallvalsning för att framställa tunna band med en slutlig tjocklek på mindre än 150pm. Legeringen kan också framställas genom användning av ett förvalsat band med en lägre aluminiumhalt än den slutligt önskade aluminiumhalten hos ett katalysatorbärrnaterial och därefter deponera ett lager av en aluminiumrik legering på ytan av detta material.

Deponeringen kan göras på många olika sätt, till exempel genom doppning av bandet i en smält Al-legering, genom att valsbinda (välsplätera) en Al-legeríng ovanpå ett ferritiskt stål, genom att belägga med hjälp av PVD-teknik (Physical Vapour Deposition) eller CVD-teknik (Chemical Vapour Deposition).

I alla dessa exempel kan tjockleken av bandet tillsammans med beläggningen vara den slutliga formen och tjockleken, eller bandet kan valsas ner till en mindre tjocklek efter deponeringen har utförts. Kompositmaterialet innehållande den ferritiska legeringen och aluminiumlegeringen på en eller båda sidor kan värmebehandlas för att åstadkomma en homogen legering, eller en legering med en ökad koncentration av aluminium i riktning mot ytan.

De mekaniska egenskaperna hos ferritiska Fe-Cr-Al-legeringar, speciellt med ökat innehåll av aluminium, är kända för att vara dåliga vid höga temperaturer.

Flera olika sätt för att förbättra dessa egenskaper är kända, så som framställning av fina dispersioner av oxid- eller nitrid-faser genom pulvermetallurgiska processer. Dessa processer innefattar dyra förfaranden under framställning och är därför inte lämpliga för framställning av legeringar vilka ska produceras i stora kvantiter till låg kostnad.

Ett annat sätt att öka högtemperaturhållfastheten är genom att utskilja ytterst små partiklar av aluminiumnitrider. Detta har beskrivits, till exempel i US-A- 5226984 för ett antal Fe-Ni-Cr-Al-legeringar med en huvudsakligen ferritisk struktur eller en blandad austenitisk/ferritisk struktur. l nuläget är sådana legeringar endast kända i varrnvalsat eller gjutet tillstånd.

Om de ska kunna användas i katalysatorer måste det vara möjligt att forma 10 15 20 25 30 527 176 Iegeringarna genom kallvalsning ner till en slutlig tjocklek mindre än approximativt 150 um.

Det är känt att tillsatsen av ungefär 10 vikt-% nickel till en Fe-Cr-Al-legering förbättrar motståndet mot termisk chock ytterligare, d.v.s. extremt snabb uppvärmning eller kylning, vilken kan orsaka meknisk kollaps av materialet; ett fenomen som är känt för att orsaka reducerad livslängd i applikationen katalysator.

Den framtida trenden för metalliska katalytiska stålfolier går mot tunnare tjocklekar. Det finns flera allvarliga problem att lösa: - behovet av bättre oxidationsegenskaper till följd av mindre tillgängligt aluminium per ytareaenhet, - material med ökad högtemperaturhållfasthet och motstånd mot utmattning - produktionsmetoder med lägre kostnader kommer att behövas.

Sammanfattning av uppfinningen Det är däför ett syfte med föreliggande uppfinning att åstadkomma en metod för framställning av en rostfri stållegering med förbättrat oxidationsmotstånd i högtemperaturapplikationer genom deponering av en Al-baserad legering på ett substratmaterial och som har utmärkta framställningsegenskaper.

Det är ett annat syfte med föreliggande uppfinning att åstadkomma en rostfri stållegering med förbättrat oxidationsmotstånd, ökat mostånd mot cyklisk termisk belastning och förbättrade mekaniska egenskaper så som ökad utmattningshållfasthet vid höga temperaturer.

Det är ytterligare ett syfte med föreliggande uppfinning att åstadkomma en rostfri stållegering för användning som substrat i avgasreningsapplikationer, så som katalysatorer i förbränningsmotorer. 10 15 20 25 30 527 176 Ett annat syfte med föreliggande uppfinning är att åstadkomma en produktionsväg för Iegeringen enligt uppfinningen genom deponering av en AI-legering på en tunn folie av en substratlegering.

För att illustrera men inte begränsa kommer uppfinningen nu beskrivas mer i detalj med hänvisning till de medföljande figurerna.

Kort beskrivning av figurerna Figur 1 Figur 2 Figur 3a Figur3b Figur 4a Figur 4b Figur 5 Figur6 visar brottöjningen för legeringar enligt föreliggande uppfinning jämfört med ett jämförande exempel plottat mot temperaturen. visar elasticítetsmodulen plottat mot temperaturen för samma prover som i figur 1. visar sträckhållfastheten plottat mot temperaturen för samma prover som i de föregående figurerna. visar sträckhållfastheten relativt den hos det jämförande exemplet vid samma temperatur plottat mot temperaturen för samma prover som i de föregående figurerna. visar sträckgränsen plottat mot temperaturen för samma prover som i de föregående figurema. visar sträckgränsen relativt den hos det jämförande exemplet vid samma temperatur plottat mot temperaturen för samma prover som i de föregående figurerna. visar resultatet av oxidationstestet av legeringar från föreliggande uppfinning och ett jämförande exempel genom att plotta viktförändringen efter oxidation vid 1100°C av proverna plottat mot tiden. visar resultatet av oxidationstestet av legeringar från föreliggande uppfinning och ett jämförande exempel genom att plotta viktförändringen efter oxidation vid 1200°C av proverna plottat mot tiden. 10 15 20 25 30 527 176 5 Figur 7 visar en del genom Fe-Ni-Cr-Al-Thermo-calc-fasdiagrammet vid 20 vikt-% Cr och 5 vikt-% Al.

Figur 8 visar resultatet av oxidationstestet av legeringar från föreliggande uppfinning och ett jämförande exempel genom att plotta förändringen i vikt efter oxidation vid 1100°C av proverna plottat mot tiden.

Detaljerad beskrivning av uppfinningen De syftena är uppfyllda genom metoden enligt krav 1, d.v.s. en metod för att framställa en legering innehållande (i vikt-%) C s 0,20 Cr 15,0 - 25,0 Ni 1,0 - 20,0 Al 4,5 - 12,0 Mo + W s 4,0 Nb s 2,0 Mn s 2,0 Si s 2,0 Zr + Hf s 0,2 REM s 0,1 N s 0,05 med förbättrat oxidationsmotstånd vid högtemperaturapplikationer genom att deponera en Al-baserad legering på ett substratmaterial innehållande (i vikt- %): C s 0,20 Cr 16,0 - 27,0 Ni 1,2 - 22,0 Al 0 - 6,0 Mo + W s 4,5 Nb s 2,2 Mn s 2,0 Si s 2,0 10 15 20 25 30 527 17e 6 Zl' + Hf S 0,2 REM 5 0,1 N S 0,1 resten Fe och vid ståltillverkning normalt förekommande föroreningar och tillsatser.

Innehållet av grundämnen i Iegeringen tillverkad genom metoden att deponera en Al-baserad legering på ett substrat av rostfritt stål bör ha följande begränsningar: innehållet av Cr bör begränsas till 15,0 till 25,0 vikt-%, företrädesvis till 20,0 till 22,0 vikt-%. Innehållet av Ni bör begränsas till mellan 1,0 och 20,0 vikt-%, företrädesvis till 2,5 till 15,0 vikt-%, helst till 5,0 till 12,5 vikt-%. innehållet av Al bör begränsas till 4,5 till 12,0 vikt-%, företrädesvis till 5,0 till 8,0 vikt-%, helst till 5,0 till 7,0 vikt-%. Det totala innehållet av grundämnena Mo och W bör begränsas upp till 4,0 vikt-%, företrädesvis upp till 3,0 vikt-%.

Ett annat föredraget innehåll av det totala av Mo och W är mer än 1 vikt-%.

Innehållet av Mn bör begränsas upp till 2,0 vikt~%, företrädesvis upp till 0,5 vikt-%. Innehållet av N kommer att begränsas upp till 0,05 vikt-% och bör hållas så lågt som möjligt. Innehållet av C bör begränsas upp till 0,20 vikt-%, företrädesvis upp till 0,15 vikt-%. Denna legering kan tillverkas genom konventionella metoder såsom smältning, gjutning och varmvalsning i dimensioner ner till cirka 1mm.

Substratlegeringen enligt uppfinningen kan vara iform av till exempel en tunn folie eller band, en tråd eller en plåt. Deponeringen av en Al-legering på substratet kan göras på en substratlegering som har passande dimensioner för slutprodukten eller, om nödvändigt, uppföljas av ytterligare kallbearbetning och/eller diffusionsglödgning. Substratlegeringens sammansättning innan deponeringen är som följande (alla halter i vikt-%): C s 0,20 Cr 16,0 - 27,0 Ni 1,2 - 22,0 10 15 20 25 30 527 176 7 _ Al 0 - 6,0 Mo + W s 4,5 Nb s 2,2 Mn s 2,0 Si s 2,0 Zr + Hf s 0,2 REM s 0,1 N s 0,1 resten Fe och vid ståltillverkning normalt förekommande föroreningar och tillsatser.

Innehållet av Cr i substratlegeringen bör begränsas till 16,0 till 27,0 vikt-%, företrädesvis till 20,0 till 24,0 vikt-%. innehållet av Ni bör begränsas till mellan 1,2 och 22,0 vikt-%, företrädesvis till 2,5 till 15,0 vikt-%, helst till 5,0 till 14,0 vikt-%.

Innehållet av Al i substratlegeringen bör begränsas till O till 6 vikt-%, företrädesvis till 0,0 till 2,0 vikt-%, helst till >0 till 1,0 vikt-%. Det totala innehållet av grundämnena Mo och W bör begränsas upp till 4,0 vikt-%, företrädesvis upp till 3,0 vikt-%. Innehållet av Mn bör begränsas upp till 2,0 vikt-%, företrädesvis upp till 0,5 vikt-%. innehållet av N i substratlegeringen kommer att begränsas upp till 0,10 vikt-%, företrädesvis upp till 0,05 vikt-%. innehållet av C bör begränsas upp till 0,20 vikt-%, företrädesvis upp till 0,15 vikt-%.

Effekten av de olika legeringstillsatserna är beskrivet i följande: Kol Kol bildar karbider tillsammans med till exempel Nb eller Cr. Dessa karbider bidrar till att öka den mekaniska högtemperaturhållfastheten hos legeringen och dessutom reducera tendensen för korntillväxt under användning, ett 10 15 20 25 30 527 176 fenomen känt för att orsaka försprödnning i ferritiska Iegeringar. Kol däremot kan orsaka försprödning under kallvalsning av legeringen och orsakar troligen också en försämring av oxidationsmotståndet. Därför är kolhalten begränsad till maximalt 0,2 vikt-%.

Krom Krom kan forma en oxid som skyddar legeringen från ytterligare oxidation. l dessa legeringar är åtminstone 15,0 vikt-% Cr nödvändigt för att effektivt forma ett skyddande oxidfilm. Cr underlättar ytterligare bildandet av ett aluminiumoxidfilm i legeringar innehållandes 4,5 vikt-% Al eller mer, vilket är nödvändigt om legeringarna ska användas vid temperaturer högre än 1000°C.

Ett överskott av krom i legeringen kan orsaka försprödning hos legeringen under framställningen, och den maximala kromhalten hos legeringen är därför begränsad till 27,0 vikt-%.

Nickel Nickel är inkluderad i legeringen för att skapa förstärkande NiAl-partiklar, den formation som anses vara den huvudsakliga stärkande effekten i denna legering.

Aluminium Aluminium, om det föreligger i koncentrationer på 4,5 vikt-% eller mer, formar ett skyddande alumniumoxidskal på legeringens yta när den är utsatt för hög temperatur. Denna oxid skyddar legeringen från ytterligare oxidation. Därför är slutlegeringens minimala Al-halt 4,5 vikt-%. En låg Al-halt i substratlegeringen är önskvärd för att kunna undvika formationen av försprödande faser vid framställningen. Däremot, förekomsten av små mängder Al i substratlegeringen, minskar den nödvändiga mängden Al som mäste deponeras på substratet för att kunna skapa en slutlegering innehållandes åtminstone 4,5 vikt-% Al. 10 20 25 30 527 176 Molybden och volfram Molybden och volfram fungerar som en fast lösningsförstärkande element, vilka ger legeringen en högre hållfasthet vid högre temperaturer. Som sådana kan de två grundämnena fullständigt ersätta varandra. Om den totala halten av molybden och volfram är större än 4,0 vikt-%, försämras oxidationsegenskaperna kraftigt.

Niobium Niobium är känd för att öka NiAl-fasens stabilitet och kan därför vara användbar för att åstadkomma en ökning i NiAl:s upplösningstemperatur.

Således, kan Nb öka högtemperaturhållfastheten hos legeringen enligt uppfinningen. Nb bildar också Nb(N,C) ,vilket tillför extra kryphållfasthet och motstånd mot korntillväxt.

Zr, Hf, REM Effekten av dessa grundämnen är att reducera legeringens oxidationshastighet och öka motståndet mot sprickor hos aluminiumoxiden och dess motstånd mot avskalning under upphettning och kylning. Dessa grundämnena kan tillsättas antingen i substratlegeringen eller i den deponerade Al-legeringen eller i båda, för att optimera oxidationsmotståndet.

Kväve Kväve formar försprödande AlN med aluminium och bör därför föreligga i så små mängder som möjligt i en legering tillverkad genom konventionella metoder. Däremot kan kvävenivån, i en legering som tillverkats genom deponering av Al på en substratlegering med en låg Al-halt, tillåtas vara så hög som 0,1 vikt-%. Om förekommande är N känd för att öka legeringars hållfasthet, både genom förstärkning genom fast lösning och genom utfällning av nitrider och karbonitrider såsom CrgN eller Nb(N,C). 10 15 20 527 176 Beskrivning av några föredragna uföringsformer av den föreliggande uppfinningen Effekterna hos flertalet legeringsmodifikationer har utvärderats med avseende på oxidationsmotstånd, producerbarhet och mekaniska högtemperaturegenskaper. Några exempel på legeringssammansättningar enligt den föreliggande uppfinningen är presenterade i tabell 1.

Legeringarna tillverkades genom induktionssmältning. Göten valsades ner till billets, vilka därefter varmvalsades ner till en tjocklek på 3 mm.

Exempel 1 Högtemperaturhållfasthetstester utfördes på alla legeringar mellan 600°C - 1000°C enligt svensk standard SS-EN 10002-5. Elasticitetsmodulen uppmättes direkt genom att använda töjningsmätare monterade på provet.

Legeringarnas oxidationsegenskaper utvärderades vid 1100°C och 1200°C i normal atmosfär. Proven togs bort från ugnen med förvalda intervall och vägdes för att kunna övervaka viktökningen.

Tabell 1. Kemisk sammansättning Jämförande Legering A Legering B Legering C Legering D exempel C 0,009 0,011 0,013 0,015 0,036 Si 0,24 0,21 0,16 0,14 0,17 Mn 0,26 0,28 0,18 0,32 0,1 Cr 20,22 20,4 20,3 20,15 21,96 Ni 0,14 4,99 12,7 4,89 7,04 Mo <0,01 2,01 0,01 0,02 0,01 Al 5,5 5 5,9 6,2 5,8 Ce 0,026 0,015 0,028 <0,005 0,011 La 0,013 0,008 0,014 0,082 <0,01 Zr <0,005 <0,005 <0,005 0,076 0,06 10 20 25 30 527 176 11 Legeringarnas mikrostruktur i storskala är identisk till den hos det jämförande exemplet. Däremot visar SEM- och TEM-analyser att legeringar med dessa sammansättningar innehåller nickelaluminid-partiklar av en storlek mellan 5 nm och 2 pm med struktur av CsCl-typen. Partiklarna bildas med jämna mellanrum inom ferritkornen.

Materialets hårdhet efter varmvalsning är hög: i intervallet 400-520 HV1.

Genom glödgning kan hårdheten minskas ner från 490 till 320 HV1. På grund av materialets höga hårdhet, var kallvalsning ansedd vara ogenomförbar.

Figurerna 1 till 4 visar de uppmätta mekaniska högtemperaturegenskaperna hos legeringama A till D och detjämförande exemplet. De experimentella legeringarnas elasticitetsmoduler är generellt högre än den hos det jämförande exemplet. En intressant effekt är den uppmätta ökningen av elasticitetsmodulen för de två 5,0% Ni-legeringarna över 900°C.

I temperaturintervallet under 750°C till 800°C har legeringama enligt den föreliggande uppfinningen en signifikant högre mekanisk hållfasthet än det jämförande exemplet. Däremot vid högre temperaturer ligger skillnaden mellan legeringarna inom den experimentella osäkerheten hos utrustningen som användes, med två undantag. Hållfastheten hos legering B, och framförallt, legering D är signifikant högre vid 900°C och 1000°C än vad den är hos de andra legeringarna. De experimentella legeringarna visar _ konsekvent mindre töjning vid brott än det jämförande exemplet såsom visas i fig. 1.

Beträffande oxidationsmotstånd så visas detta ifigurer 5 och 6. Vid 1100°C uppvisar legering A en mindre viktökning än det jämförande exemplet, då däremot legering D tappar vikt på grund av oxidspaljering. Vid 1200°C beter sig de experimentella legeringarna var för sig annorlunda: Legeringen C är exceptionellt bra och uppvisar ett normalt oxidationsbeteende med en 30,0% lägre total viktökning än detjämförande exemplet. Legeringarna A, B och D startar med låga viktökningar men börjar spaljera efter en kort 10 15 20 25 30 52 7 17 6 12 91337; oooo :O initieringsperiod. Legering A:s sprickningshastighet är jämförelsevis låg och börjar endast accelerera efter 350 timmar, då däremot den hos legering B och D är snabb redan från början. Det kan således förväntas att det optimala oxidationsmotståndet kan hittas hos legeringar innehållandes ungefär 5,0 vikt- % Ni. Vid 1200°C är förkomsten av Mo klart skadligt för oxidationsmotståndet, då däremot legering A med 2,0 vikt-% Mo är överlägset det jämförande exemplet vid 1100°C.

Materialets höga hårdhet beror delvis på förkomsten av Ni-aluminider. En beräknad fasdiagramsektion för systemet Fe-Ni-20Cr-5Al visas i fig. 7.

Fasdiagrammet beräknades med Thermo-calc. Det visar att NiAl troligen är stabil även vid låg Ni-halteri legeringen.

NiAl:s upplösningstemperatur är ungefär 900 °C för en 5,0 vikt-% Ni-legering och 1050 °C för en 12,5 vikt-% Ni-legering. Ingen austenit förväntas bildas under en total Ni-halt på 14,0 vikt-%. Skillnaden i gitterparameter mellan NiAl och ferrlt i jämvikt förväntas vara liten, och utfällning av NiAl verkar ske koherent. Förkomsten av NiAl i legering B under de varma hållfasthetstesterna över 900°C förklarar den förbättrade sträckgränsen.

Elasticitetsmodulens oväntade temperaturberoende mellan 900 och 1000 °C för två av legeringarna kan inte förklaras i dagsläget, men det kan däremot kopplas till upplösandet av NiAl. De faktiska siffrorna för elasticitetsmodulen är däremot fortfarande mycket högre för legeringen enligt uppfinningen än för det jämförande exemplet. Det måste noteras att mätningar av elasticitetsmodulen är mindre noggrann vid höga temperaturer än vid rumstemperatur.

Sträckgränsen förbättras för alla sammansättningar enligt uppfinningen under 800°C jämfört medldet jämförande exemplet. Vid högre temperaturer är effekten mindre tydlig. Mozs förstärkande effekt verkar vara liten över 600°C med avseende på sträckgränsen. Förbättrandet av sträckgränsen jämfört med det jämförande exemplet är högst vid 600°C för legering A. Därför är denna legering att föredra i katalysatorer arbetandes ijämförelsevis låga 10 15 20 25 30 13 temperaturer. Vid 700°C och över är förbättringen av sträckgränsen störst för legering D. Således, för en optimal mekanisk hållfasthet över 700°C är en Ni- halt på 7,0 vikt-% att föredra.

För att kunna utvärdera dessa legeringars användbarhet i praktiska applikationer så kommer utmattninsprov vid höga temperaturer såväl som krypprov troligen vara nödvändiga. Däremot indikerar de initiala testerna, som har utförts och som finns beskrivna i föreliggande ansökning, att dessa legeringar är lovande materialkandidater för katalystarorkroppar i mekaniskt utmanande applikationer där det krävs en kombination av hög mekanisk hållfasthet, högtemperaturegenskaper och oxidationsmotstånd.

De experimentella legeringarnas oxidationsegenskaper, såsom visas i figurema 5 och 6, är oväntat bra, iflera fall överlägset den hos det jämförande exemplet, speciellt med avseende på den höga Ni-halten, som förmodades ha en negativ effekt på oxidationsegenskaperna och motståndet. I andra fall upptäcks spaljering, fastän spaljeringshastigheten inte är för allvarlig för eventuell användning av materialet i andra applikationer än katalysatorer.

Genom att tillsätta Ni i mängder av 2,5-15 vikt-% och Mo+W s 4,0 vikt-% är det möjligt att förbättra högtemperaturhållfastheten jämfört med FeCrAl- katalysatorstål, utan att signifikant försämra oxidationsmotståndet.

Legeringen kan också vara användbar i andra högtemperaturapplikationer såsom uppvärrnningsapplikationer, t.ex. i värrnebehandlingsugnar.

Kallvalsningsförsök utfördes. Däremot är materialet extremt svårt att framställa till tunna sektioner genom konventionella produktionsvägar på grund av sprödhet. Därför, även om detta exemplet visar den föredragna sammansättningen med avseende på mekaniska egenskaper och korrosionsmotstånd, visar den inte den föredragna produktionsvägen för en legering som ska vara använd i form av tunna band, t.ex. av tjocklek under 150 um i en katalysator. 10 20 25 30 52 7 176 14 Exempel 2 Således, en föredragen tillverkningsmetod för legeringen är genom att belägga en legering med en låg halt Al med rent Al och/eller en aluminiumbaserad legering i en eller flera av slutstegen i tillverkningen.

'Beläggningen kan appliceras genom t.ex. doppning, plätering eller en CVD- eller PVD-process. Det föreliggande exemplet kommer att visa användbarheten av en sådan produktionsväg och vidare indikera en föredragen sammansättning hos substratlegeringen. Substratlegeringens Al- halt bör vara under 2,0 vikt-%, företrädesvis under 1,0 vikt-% för att inte producera försprödande NiAl-utfällningar vid tillverkningen.

Band av legeringen enligt tabell 2 tillverkades genom induktionssmälting.

Göten valsades till billets, vilka därefter varmvalsades ner till en tjocklek på 3 mm. De varrnvalsade remsorna kallvalsades sedan ner till en minsta tjocklek på 50 um med mellanglödgning. Datan avseende mekaniska egenskaper samlat i tabell 2 visar att substratlegeringen enligt uppfinningen tillverkad på detta sätt kan glödgas för att ge en mjuk, bearbetningsbar legering, vilken kan kallbearbetas ner till en passande tjocklek.

Exempel 3 En tunn film av Al deponerades på bandprov från tre av legeringarna i exempel 2 i en evaporeringsprocess, för att tillverka prover med en total Al- halt på 6,0 vikt-%, såsom visas i tabell 3. Delar av banden glödgades i vätgas under 10 minuter vid 1100°C. Oxidationstest och varma hållfasthetstest utfördes på de glödgade proven. Oxidationsresultaten för legering 2C i det glödgade tillståndet visas i figur 8 tillsammans med de av legeringarna A och D och det jämförande exemplet. Upp till 220h var oxidationsmotståndet hos legering 2C, som inte består av några avsiktliga tillsatser av REM, överlägset _ det hos alla de andra legeringarna, inklusive legering A, som har en liknande nominell sammansättning. Denna effekten kan inte förklaras i nuläget. Det kan 5 2 7 l 7 6 šï* - - IÄÉÉšÉÉë 15 förväntas att legering 2C, om dessutom legerad med REM, skulle kunna uppvisa ännu bättre oxidationsmotstånd.

Tabell 2. Legeringars sammansättningar och resultat från hållfasthetstest Grundämne 1A 1B 1C 1D 1E 1F D (vikt-%) Cr 22,1 21,9 21,8 22,1 22,3 22,0 22 Al 2,1 <0,01 <0,01 <0,01 <0,01 <0,01 5,8 Ni 15,9 7,6 7,6 4,0 4,1 3,0 7,0 Mo <0,1 <0,1 2,0 <0,1 <0,1 <0,1 <0,1 Nb <0,01 0,01 0,01 <0,01 0,47 0,45 <0,01 Mn 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 Si 0,2 0,1 0,1 0,1 0,1 0,1 0,2 C 0,03 0,03 0,03 0,10 0,03 0,11 0,04 N 0,02 0,01 0,02 0,02 0,02 0,02 0,01 Ti <0,01 <0,01 <0,01 <0,01 <0,01 <0,01 <0,01 Zr 0,07 <0,01 <0,01 <0,01 <0,01 0,07 0,06 REM <0,005 0,01 <0,005 <0,005 <0,005 <0,005 0,01 Slutlig 50 50 50 50 50 50 Kunde inte tjocklek/ um kallvalsas p.g.a. sprödhet Mekaniska egenskaper i smidd stav Rp0,2 335 382 544 484 487 Rm 562 597 891 581 781 A5 44 30 9 6 11 <1 Mekaniska egenskaper efter glödgning: 1100°C/30 min Rp0,2 254 335 301 392 340 Rm 545 587 833 570 718 A5 47 32 23 18 17 10 527 176 16 Tabell 3. Egenskaper hos legeringar enligt uppfinningen i det deponerade i tillståndet Legering 2C 2E 2F Substratlegering 1 C 1 E 1 F Bandtjocklek innan Al- 50 50 50 deponering/um Nominell tjocklek av 5 5 5 deponerad Al/pm Uppmätt tjocklek av - 3 - deponerad Al Uppskattad sammansättning (nominell) Cr 21 21 21 Al 6 6 6 Ni 7,2 3,9 2,8 Mo 1.9 <0,1 <0,1 Nb 0,01 0,44 0,42 Hållfasthetsegenskaper hos Al-deponerade band efter glödgning under 10 minuter vid 1100°C i Hz-gas: Rm vid 700°ClMpa 159 Rm vid 900°C/Mpa 38 35 Legeringarna enligt föreliggande uppfinning är huvudsakligen ferritiska Fe-Ni- Cr-Al-legeringar förstärkta genom fförekomsten av ytterst små nickelaluminidpartiklar och om nödvändigt ytterligare förstärkta genom förekomsten av substitutionellt lösta grundämnen såsom Mo eller W. Tack vare en hög Al-halt och förekomsten av reaktiva grundämnen är motståndet mot oxidation vid höga temperaturer bra.

Således är detta en passande legering för användning som bärarmaterial i metalliska katalysatorer, speciellt sådana som exponeras av en kombination av hög temperatur, cyklisk termisk påfrestning och mekanisk belastning. o o o O I O O I O I I

Claims (1)

Patentkrav

1. Metod för att tiilverka en legering innefattande (i vikt-%) C s 0,20 Cr 15,0 - 25,0 Ni 1,0 - 20,0 AI 4,5 - 12,0 Mo + W s 4,0 Nb s 2,0 Mn s 2,0 Si s 2,0 Zr + Hf s 0,2 REM s 0,1 N s 0,05 med förbättrat oxidationsmotstånd vid högtemperaturapplikationer genom att deponera en At-baserad legering på ett substratmaterial innefattande (i vikt-%): C s 0,20 Cr 16,0 - 27,0 Ni 1,2 - 22,0 AI 0 - 2,0 M0 + W s 4,5 Nb s 2,2 Mn s 2,0 Si s 2,0 Zr + Hf s 0,2 REM s 0,1 N s 0,1 resten Fe och vid ståltillverkning normalt förekommande föroreningar och tillsatser, och att substratet med den deponerade AI-legeringen utsätts för en hög temperatur. 527 176 få' . Metod enligt krav 1, k a r a k t ä ri s e r a d a v att legeringen är tillverkad med hjälp av konventionell teknik i form av band ochleller folie tunnare än 200 pm. . Metod enligt krav 1 och 2, k a r a k t ä r i s e r a d a v att legeringen är tillverkad med hjälp av konventionell teknik i form av band och/eller folie tunnare än 150 pm. . Användning av en iegering tillverkad enligt metoden i krav 1 i högtemperaturapplikationer. . Användning av en iegering tillverkad enligt metoden i krav 1 i högtemperaturapplikationer med cyklisk temiisk belastning. _ Användning av en iegering tillverkad enligt metoden i krav 1 iavgasrenande applikationer såsom katalysatorer.