SE527174C2 - Method of manufacturing an austenitic stainless steel alloy by coating with aluminum and its use in high temperature applications - Google Patents

Abstract

The present invention relates to a method to produce an austenitic alloy by an austenitic stainless substrate alloy of low Al content being coated with an alloy of higher Al content at a temperature between 100° C. and 600° C., so that the resulting product has an Al content of 4.5-12% by weight.

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. A metallic material for catalysts with elevated operating temperature and with increased mechanical load must meet the following requirements: an improved mechanical strength compared to currently used materials, as described in US-B-5,578,265 and also considerably better oxidation resistance than the austenitic, high-strength materials as described in EP-B1-1235682. In order to be used as a support material in a catalyst, a 50 .mu.m thick foil material should not increase in weight by more than 6% after 400 hours of oxidation in air at 1100 ° C, preferably the weight gain should be less than 4%. An Al alloy austenitic steel or nickel or cobalt base alloy with more than 4.5% Al can be expected to have sufficiently good mechanical properties and may in some circumstances achieve a weight gain of 50 μm thick foil corresponding to 6% after 400 h at 1100 ° C, but due to extremely limited hot workability at Al contents above 4.5% by weight, such products are not possible to produce as thin strips by conventional methods.

Dessutom är oxidationsmotståndet för sådana material fortfarande sämre än för dagens använda ferritiska material.In addition, the oxidation resistance of such materials is still worse than that of currently used ferritic materials.

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.Therefore, there is a need for a material that is more heat-resistant and oxidation-resistant and has a higher mechanical strength than today. However, this material must continue to have good or better manufacturing properties than the hitherto known materials. This applies to all different product forms used in the conditions described above, such as tape, foil, wire, sheet metal and pipes.

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.SUMMARY OF THE INVENTION It is therefore an object of the present invention to provide a method in which, by coating an austenitic stainless substrate alloy with a low Al content with an aluminum composition having a higher Al content at a temperature between 100 ° C and 600 ° C, the resulting product has an Al content of 4.5 -12% by weight, preferably 5.5 -12% by weight. It is a further object of the present invention to provide an austenitic stainless steel material for use in high temperature applications, manufacturable by said method.

Kort Beskrivning av Figurerna Figur 1 visar resultat från varmduktilitetsprovning, så kallad Gleeble-provning, varvid areakontraktionen till brott mäts som funktion av provningstemperaturen.Brief Description of the Figures Figure 1 shows results from hot ductility testing, so-called Gleeble testing, in which the area contraction to fracture is measured as a function of the testing temperature.

Figur 2 visar oxidationshastigheten i luft vid 1000°C för exemplen C och D jämfört med jämförelseexempel 1.Figure 2 shows the oxidation rate in air at 1000 ° C for Examples C and D compared to Comparative Example 1.

Figur 3 visar oxidationshastigheten i luft vid 1100°C för exempel C och jämförelseexempel 1.Figure 3 shows the oxidation rate in air at 1100 ° C for Example C and Comparative Example 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.Figure 4 shows the oxidation rate in air at 1100 ° C for Examples C, E and F and for Comparative Example 1 in the thicknesses 50 μm and 3mm and Comparative Example 3.

Figur 5 visar aluminiumhalten i ett Al-belagt material efter olika långa glödgningstider vid 1050°C plottad som funktion av avståndet från ytan.Figure 5 shows the aluminum content of an Al-coated material after different long annealing times at 1050 ° C plotted as a function of the distance from the surface.

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 .Figure 6 shows the microstructure of an Al-coated and annealed material after 50 minutes of annealing at 1150 ° C in Ar gas, where O = Fe-Cr-rich layer, 1 = Ni- and Al-rich layer, 2 = diffusion zone, 3 = the composition of the substrate material.

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.Description of the invention These objects are achieved with an austenitic stainless steel product made by coating an austenitic substrate alloy with the following composition (in% by weight): 20-70% Ni, 15-27% Cr, 0-5% Al, 0-4 % Mo and / or W, 0-2% Si, 0-3% Mn, O-2% Nb, O-0.5% Y, Zr and / or Hf, 0-0.5% Ti, 0-0 , 1% of one or more rare earth metals (REM) such as Ce, La, Sm, 0-0.2% C, 0-0.1% N, residual Fe and normally occurring impurities, with an aluminum composition such as aluminum or an aluminum-based alloy described below. A preferred composition on the substrate material is (in% by weight) 25-70% Ni, 18-25% Cr, 1-4% Al, 0-4% Mo and / or W, O- 2 ° /> Si, 0-3% Mn, 0-2% Nb, 0- 0, 5% Y, Zr and / or Hf, 0-0, 5% Ti, 0-0, 1% of one or more rare earth metals (REM) such as Ce, La, Sm, 0-O, 1% C, 0-0.05% N, residual Fe and normally occurring impurities.

Genom en tvåstegsprocess kan den slutliga produktens aluminiumhalt samt dess mekaniska egenskaper och oxidationsmotstånd optimeras oberoende av varandra.Through a two-step process, the aluminum content of the final product as well as its mechanical properties and oxidation resistance can be optimized independently of each other.

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.After coating the substrate material with aluminum or an aluminum-based alloy, the final alloy has a composition consisting of (in% by weight) 25-70% Ni, 15-25% Cr, 4.5-12% Al, 0-4% Mo and / or W, 0-4% Si, 0-3% Mn, 0-2% Nb, OO, 5% Ti, OO, 5% Y, Sc, Zr and / or Hf, 0-0.2% of a or fl your rare earth metals (REM) such as Ce, La, Sm, 0-0.2% C, 0-0.1% N, residual Fe and normal impurities.

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.The austenitic substrate material itself has a high heat strength, which is increased by the presence of precipitates of Ni (Nb, Al) and, if required, also by Mo and / or W in solid solution. Further increased mechanical stability and resistance to grain growth can be given by the presence of precipitates of carbides and / or nitrides of one or more of the elements 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-%.Coal in solid solution or as carbides contributes to an increased mechanical strength at high temperatures. At the same time, higher levels of carbon in the substrate material result in deteriorating properties during cold working. Therefore, the maximum content of carbon in the substrate should be limited to 0.2% by weight.

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-%.Nitrogen in solid solution or as nitrides contributes to an increased mechanical strength at high temperatures. At the same time, higher levels of nitrogen in the substrate material mean that embrittled aluminum nitride can be formed during the manufacture of the substrate or after coating with aluminum or an aluminum-based alloy. Therefore, the maximum content of nitrogen in the substrate should be limited to 0.1% by weight.

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.The austenitic stainless steel alloy made according to the invention is used in a coated and non-heat treated state or after a diffusion annealing. The most favorable compositions for the substrate alloy are obtained if it contains 1-4% by weight of Al. This aluminum content gives the finished alloy an improved oxidation resistance and an improved production economy without entailing an increased risk of production disturbances compared with the production of a material with a low aluminum content. After coating with aluminum or an aluminum-based alloy, the material must in total contain more than 4.5% by weight of 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.According to the invention, the coating with aluminum or an aluminum-based alloy should take place within a temperature range of the substrate which is lower than the melting point of the aluminum, i.e. at a temperature between 100 ° C and 600 ° C, preferably 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.Addition of Zr and / or Hf and REM and / or Y and / or Sc gives an increased resistance to peeling and flaking of the oxide formed. The content of these elements of the finished product can be added by addition in the substrate alloy and / or in the aluminum-based alloy used in the coating.

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.Certain compositions of the alloy of the invention could be made by conventional metallurgy. In contrast, however, in manufacturing with the process of the present invention, a material can be obtained whose microstructure is controlled and whose oxidation properties and mechanical properties are optimal. It is a further advantage of the process according to the present invention that the total aluminum content of the final product is not limited by the embrittlement effect which aluminum contents above about 4.5% by weight can give during later cold and / or hot processing. In addition, the method of coating a substrate material with aluminum or an aluminum-based alloy according to the invention provides an end product whose content of e.g. Mo, C, Nb can be significantly higher than in a conventionally manufactured material without the presence of these elements leading to any noticeable deterioration of the oxidation properties.

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.The actual coating of the substrate alloy with aluminum or an aluminum-based alloy is done using PVD technology. The coating with aluminum or aluminum-based alloy can be carried out after the substrate alloy has been rolled or otherwise machined to the desired product dimension. During this process, a diffusion annealing can be performed to effect a homogenization of the material, after which plastic processing in one or more steps can be performed to produce the final product. Plastic processing, such as rolling or drawing, can also be done directly on a coated product with larger dimensions than the desired final dimension. In this case, the plastic processing can be followed by annealing.

Aluminiumhalten i slutprodukten kan varieras med hjälp av olika faktorer: tjockleken på substratmaterialet gentemot beläggningens tjocklek, aluminiumhalten i substratmaterialet samt beläggningens aluminiumhalt.The aluminum content of the final product can be varied by various factors: the thickness of the substrate material relative to the thickness of the coating, the aluminum content of the substrate material and the aluminum content of the coating.

Som ovan beskrivet, måste dock den totala aluminiumhalten i den färdiga produkten alltid vara minst 4,5 vikt~% för att uppnå tillräckliga egenskaper.However, as described above, the total aluminum content of the finished product must always be at least 4.5% by weight ~ ~ to achieve sufficient properties.

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.The product can be used in the form of an annealed, homogeneous material or a layer material or a material with a concentration gradient of Al where the Al content is higher at the surface than in the center of the material.

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.Depending on the coating process used, different compositions of the applied Al alloy are more suitable than others. The aluminum alloy contains 0-25% Si and / or 0-2% by weight of one or more of the elements Ce, La, Sc, Y, Zr, Hf and / or 0-5% by weight of one or more of the elements Mg, Ti, Cr, Mn, Fe, Ni, Co and / or 0-1% by weight of one or more of the elements B, Ge, preferably the aluminum alloy should contain at least 90% Al, 0-10% Si and / or 0-2 % by weight of one or more of the elements Ce, La, Sc, Y, Zr, Hf, more preferably the aluminum alloy should contain at least 95% Al, 0-5% Si and / or 0-2 weight / ° of one or more of the elements 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.Embodiment 1 The following shows how the requirements for strength and oxidation resistance are met by an austenitic Al-alloy material manufactured according to the method described in the present invention. In addition, it is shown that a material made according to this method is superior to a material having the same composition but made according to conventional methods, with respect to heat strength, oxidation resistance and machinability.

Exempel 1 Tabell 1 påvisar exempel på sammansättningar på undersökta legeringar.Example 1 Table 1 shows examples of compositions on investigated alloys.

Legeringarna enligt exempel A och B samt Jämförelseexemplen 1, 2 och 3 framställdes på konventionell väg genom smältmetallurgi och varmbearbetning.The alloys of Examples A and B and Comparative Examples 1, 2 and 3 were prepared by conventional means by melt metallurgy and hot working.

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.Comparative Example 1 is an alloy currently used as a support material in catalytic exhaust purifiers and which has acceptable oxidation resistance for this use. Comparative Example 2 is an austenitic alloy with a high Al content, made by conventional methods. The yield in hot working of this alloy was only about 10%, i.e. 90% of the material had such internal defects in the form of e.g. cracks that could not be used for further processing.

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.The alloys of Examples A and B have compositions suitable for use as a substrate material in a coating process where a thin layer of aluminum or an aluminum-based alloy is deposited on this substrate. From the alloys according to Examples A and B and Comparative Example 1, 50 μm thick strips were produced via hot rolling and cold rolling. The yield in the manufacture of the alloys in Examples A and B was the same as Comparative Example 1. 527 174 8 To avoid the formation of aluminum nitride, the content of nitrogen in the substrate materials is low. To further limit this tendency, Ti, Nb and / or Zr and / or Hf were added. Addition of these elements leads to the formation of nitrides which are more stable than AIN, which leads to a reduced formation of the latter. Furthermore, the compositions are selected to enable efficient production of thin strips of the substrate material.

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.Table 1 Compositions of investigated alloys Example A (359) B (357) Equ. Equ. compound 1 compound 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 Table 2 shows that the substrate alloys have very good thermal strength; so is e.g. the yield strength of the alloys of Examples A and B at 700 ° C up to 3 times greater than that of the conventional material of Comparative Example 1 and the yield strength at this temperature is 2.8 to 5 times greater than that of Comparative Example 1. At 900 ° C the yield strength of the alloy is according to Examples A and B approximately 5 times greater than for Comparative Example 1, while the yield strength is at least 3.5 times higher than for Comparative Example 1. Table 2 Results of tensile testing at different temperatures Example Room temperature 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 Comparison 480 670 25 50 140 90 20 40 15 Example 1 0 Comparison 437 814 25 340 51 1 - 91 151 55 Example 2 The two substrate alloys used in Examples A and B thus meet the requirements of sufficient mechanical strength and manufacturability as a thin film.

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.Figure 1 shows results from hot ductility testing, so-called Gleeble testing, where the area contraction to fracture is measured as a function of the test temperature, for the alloys according to Examples A and B and for comparative example 2. In order to practically heat process an alloy, the area contraction to fracture should exceed 40%. In order to obtain a reproducibly high yield in hot working operations, the average area contraction to break should be at least 70% at a temperature difference of 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.From Figure 1 it is quite clear that the alloys according to Examples A and B can be manufactured via hot rolling and / or forging, while the alloy according to Comparative Example 2 cannot be manufactured with sufficient yield by conventional methods. A consequence of this is that, in order to obtain the good oxidation resistance that an alloy according to Comparative Example 2 can be expected to have, the necessary Al content must be added after the alloy has been produced in the form of a thin strip. The alloys of Examples A and B are both sufficiently ductile at room temperature and at elevated temperatures to be cold rolled into very thin strips with good productivity, as evidenced by the fact that they could be manufactured without problems down to material thicknesses of 50 μm, and are 10 15 20 25 527 174 thus good candidate materials for use as a substrate material for a coating with aluminum or an aluminum-based alloy A1.

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.Example 2 The alloys of Examples C and D were made by coating both surfaces of cold rolled, 50 μm thick, strips of the alloy of Examples A and B, respectively, by evaporation or sputtering with Al in such an amount that the total content of Al corresponded to 5.5-6. % (see Table 3). The coating took place with some heating of the substrate material, but not to such a high temperature that molten Al was present on the substrate. The coating with Al or Al alloy according to the invention should thus take place within a temperature range for the substrate of 100 ° C-660 ° C, preferably in the temperature range 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.Table 3. Coating tests Substrate Thickness Coated thickness Desired Measured alloy before coating Al- total content of coating coating alloy Al g thickness [um] [um] [% l lurrl Example C Example A 50 2.5 6.0 2.7 Example D Example B 50 3.5 6.0 The alloy of Comparative Example 2, which has approximately the same total composition as the alloy of Example C, could be forged as previously mentioned, but only with a very low material yield. The limited thermal ductility thus makes it difficult for this alloy to be manufactured in the form of thin strips. However, as shown in Table 2, this alloy has a very good thermal strength; for example, the yield strength at both 700 ° C and 900 ° C is 3 to 4 times greater than for the conventional material of Comparative Example 1 and the yield strength is more than 4 times greater at both test temperatures. Example 3 The obtained thickness of the Al layer of 50 μm thick strip according to Example C was measured by GDOES (Qlow Qischarge Qptical Emission _S_pectroscopy), a method which allows accurate measurement of compositions and thicknesses of thin surface layers. The analysis showed that the sample had a total Al content of 5-6% by weight. These samples were oxidized in air at 1000 ° C for up to 620 hours. The results are shown in Figure 2. The alloy of Example C has an oxidation resistance comparable to the conventionally manufactured Fe-Cr-Al alloy of the same thickness (Comparative Example 1) and has a significantly better oxidation resistance than the alloy of Example D. After 400 hours, the alloy of Example C increased 2.3% by weight, while the alloy of Example D increased 5% by weight.

Jämförelseexempel 1 har efter samma tid ökat ca 2,2% i vikt.Comparative Example 1 has increased by about 2.2% by weight over the same period.

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.The alloy of Example C was oxidation tested at 1100 ° C together with Comparative Example 1, as shown in Figure 3. Both materials were tested in the form of 50 μm thick foil. After up to 300 hours of test time, the two materials are equivalent.

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.After 400 hours of testing, both the alloy of Example C and Comparative Example 1 have increased by less than 6% by weight: the alloy of Example C by 5.9% and Comparative Example 1 by 4.3%. The alloy of Example C thus meets the requirement of sufficient oxidation resistance for use in catalysts, not more than 6% weight gain in 50 .mu.m thickness when oxidized for 400 hours at 1100 ° C. Example 4 Examples E and F are the alloys of Examples C and D annealed at 1200 ° C for 20 minutes in order to achieve an equalization of the Al content in the material (see Table 4). The ductility of the material was assessed by a bending test where the minimum bending radius to which the material could be bent without breaking was determined (see Table 4). The narrowest radius at which the material was tested was 0.38 mm. None of the materials showed any damage after this bending. The radius is smaller than that used in the manufacture of catalytic exhaust purifiers. Bands manufactured according to the invention thus have a fully sufficient ductility to be used in catalytic exhaust purifiers. Example E has at 900 ° C a yield strength of 166 MPa (see Table 2), which is more than four times larger than the currently used material according to Comparative Example 1, and also slightly higher than a conventionally manufactured material according to Comparative Example 2, with a similar composition as alloys manufactured in accordance with the invention.

Tabell 4. Resultat av provning av belagda och diffusionsglödgade prover.Table 4. Results of testing of coated and diffusion annealed samples.

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.Example Together Diffusion annealing Minimum bending radius setting without fracture [mm] E Same as 20 min / 1200 ° C in H2 0.38 Example CF Same as 20 min / 1200 ° C in H2 0.38 Example D Example 5 The alloys according to Example E and F were oxidation tested at 1100 ° C together with the alloy of Example C according to the invention and Comparative Examples 1 and 2. The results are shown in Figure 4. Comparative Example 2 was tested in the form of an approximately 3 mm thick plate while Examples C, E and F were tested in the form of 50 μm. thin foil. The alloy of Comparative Example 1 was tested in two different conditions: partly in the form of an approximately 3 mm thick plate taken from a hot-rolled strip, partly as a 50 μm thick foil. The results are summarized in Table 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.It is apparent from Figure 4 and Table 5 that the oxidation rate is less for the thin film of Comparative Example 1 than for the thick plate. This effect can be explained by the fact that the thin foil can be easily deformed and thereby absorb the difference in thermal expansion between the protective oxide and the metal. This prevents the oxide from cracking during cooling and heating, an effect which otherwise causes unprotected metal to be exposed to oxidation. The relatively thick plate can not be deformed in the same way, and that sample thus becomes more sensitive to heating and cooling.

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.Table 5. Comparison between weight gain at 1100 ° C in 50um thick strips and 3mm thick plates and between coated and coated + diffusion annealed samples Condition 1 Condition 2 Test test (Mass increase (g / mz) condition 1) / id [h] (Mass increaselg / mz ) condition 2) Comparison- Comparison- 400 0.62 Example 1, Example 1, 50pm thickness 3mm thickness Example C Comparison- 400 0.40 (SOum thickness) Example 3, 3mm thickness Example E Comparison- 400 0.13 (50um thickness ) Example 3, 3mm thickness Example F Comparative 220 0.31 (50pm thickness) Example 3, 3mm thickness Example E Example C 400 0.32 The alloys of Examples C and E have almost the same composition as the alloy of Comparative Example 2, and also here a similar effect of different sample thickness would be expected, as for comparative example 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.However, the relative improvement in oxidation resistance with decreasing sample thickness for the alloy of the invention is significantly greater than it is for Comparative Example 1 (see Table 5). This can be considered as a very unexpected and valuable effect of the method according to the invention.

Den diffusionsglödgning som skiljer mellan Exempel C och E har dessutom visat sig ge en oväntat stor ytterligare förbättring av oxidationsmotståndet (se tabell s).The diffusion annealing which distinguishes between Examples C and E has also been found to give an unexpectedly large further improvement of the oxidation resistance (see Table 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.The alloy of Example F initially has as good oxidation resistance as Example C or Comparative Example 1 in the film form. Testing was interrupted after 220h for the alloy of Example F. Comparison between the weight gain up to 220h at 1500 ° C for Examples E and F shows, however, that the alloy of Example E has the most suitable combination of composition and production path. applies to oxidation resistance.

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.Example 6 A 50 μm thick strip of the alloy of Example A was coated with Al by evaporation. Different samples were annealed at different times at 1050 ° C in Ar 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.Concentration levels for Al in the material were determined by GDOES. The results are shown in Figure 5. It is clear that an Al-enriched area remains close to the surface of the belt even after 8 hours of heat treatment. This area appears to be consumed only slowly by Al diffusion into the band.

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.Example 7 A 50 μm thick strip of the alloy of Example A was coated with Al by evaporation. A sample was annealed for 50 minutes at 1150 ° C in Ar gas. The microstructure was analyzed using SEM (scanning electron microscopy). Figure 6 shows the area closest to the sample surface. At the end, an Fe-Cr-rich layer is formed (cf. “O” in fi gur 6), within which a Ni- and Al-enriched area (cf. “1” in fi gur 6). Layer "2" corresponds to a diffusion zone with slowly decreasing Al content with increasing distance from the surface. In layer "3" in Figure 6, the composition is the same as in the substrate material.

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.Example of use Carrier material for catalytic exhaust purification Catalytic purification of exhaust gases has been a requirement in most industrialized countries for a number of years. The catalytically active material is mechanically supported by a carrier material. The requirements for the support material are, among other things, that it must have a large surface area, withstand temperature variations and have sufficient mechanical strength and oxidation resistance at the operating temperature of the catalyst.

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.Two main types of carrier materials are used today: ceramic and metallic. The ceramic carrier materials, which are often made of cordierite, are not sensitive to oxidation, however, their brittleness means that the resistance to shocks and other mechanical stress as well as to temperature variations such as rapid temperature changes is very limited. Metallic support materials today are normally based on thin strips of ferritic Fe-Cr-Al alloys with additions of small amounts of reactive elements such as rare earth metals (REM) or Zr or Hf. To give the monolith a maximum active surface, the support material should be as thin as possible, usually between 10um and 200um. Today, a normal strip thickness is 50 μm, but considerable efficiency of the catalyst due to an increased surface / volume ratio and / or reduced pressure drop across the catalyst can be expected with a reduction in the strip thickness to 30 μm or 20 μm. The high ductility of the metal provides good resistance to mechanical and thermal fatigue.

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.Aluminum in concentrations above about 4.5% by weight, together with the reactive elements, gives the material the opportunity to form a thin, protective, alumina when heated. In addition, the reactive elements give the oxide a significantly reduced tendency to peel, ie to detach from the metal upon cooling or mechanical deformation. Conventional Fe-Cr-Al alloys, however, have a major disadvantage: they are mechanically very weak at high temperatures, and therefore tend to deform strongly even at small stresses due to e.g. acceleration, pressure changes, mechanical shocks or temperature fluctuations.

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.The invention is not limited to products in small dimensions, such as thin strips or thin wire. Since an austenitic material with an aluminum content greater than 4.5% by weight can not be produced with sufficient productivity and material yield by hot working, it is valuable to be able to manufacture such an alloy in coarser dimensions by the coating method described in the present invention. This can be done, for example, by manufacturing a product in the form of e.g. sheet, strip, foil or a seamless tube, in a substrate alloy, after which this product is coated, on one or both surfaces with an aluminum alloy in such an amount that the total aluminum content of the material exceeds 4.5% by weight. For example, a seamless pipe with composition according to Example A can be manufactured by conventional methods to the following dimensions: outer diameter 60.33 mm, wall thickness 3.91 mm. In order to be able to achieve a total content of aluminum of at least 4.5% by weight in such a pipe, it needs to be coated with aluminum on the inner and outer surface in a thickness of at least 0.1 mm. If a homogeneous material is desired, a longer heat treatment at a high temperature, preferably at least 1000 ° C, is required. Therefore, the finished product should be suitably manufactured in a partially homogenized form, where the material has an aluminum gradient that increases towards the surfaces, for example by a heat treatment where the material is slowly heated to 1100 ° C and heat treated at this temperature for between 5 minutes and 10 hours, depending on the desired aluminum distribution. It is obvious to the person skilled in the art that, if this product is to be manufactured with good productivity, the aluminum content of the substrate material should be as high as possible, without causing production disturbances in the manufacture of the substrate. A suitable aluminum content in the substrate material in this case is 2-4% by weight. This method can be used to manufacture a finished product or to manufacture a starting material for continued plastic processing at low temperature, for example a tubular blank for step rolling.

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.Resistive heating In industrial ovens and in Consumer products with flexible heating such as hotplates, radiant heaters, irons, ovens, toasters, hair dryers, dryers, drying cabinets, kettles, car seat heaters, floor heating systems, heating elements or other similar products, with the properties described above. The availability of a material with this product specification leads to the development of more efficient heat sources with a longer service life and / or higher use temperature and efficiency.

Claims (3)

10 15 20 25 30 527 174 i? Patentkrav10 15 20 25 30 527 174 i? Patent claims 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.Method for producing an austenitic stainless steel alloy with an Al content of 4.5 -12% by weight, preferably 5.5 -12% by weight, characterized in that an austenitic stainless substrate alloy having a low Al content is coated with PVD, at a substrate temperature between 100 ° C and 600 ° C, with aluminum or an aluminum alloy with a higher Al content than the substrate alloy. 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.Method for manufacturing an austenitic stainless steel alloy having an Al content of 4.5-12% by weight, preferably 5.5-12% by weight, for use in high temperature applications, characterized by the steps of a substrate alloy having the following composition (in% by weight): 20-70% Ni, 15-27% Cr, 0-5% Al, 0-4% Mo and / or W, 0-2% Si. 0-3% Mn, 0-2% Nb, 0-0.5% Y, Zr and / or Hf, 0-0.5% Ti, 0-0.1% of one or more rare earth (REM) residues Fe and non-existent impurities are coated with PVD with aluminum or an aluminum alloy. 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.Method for manufacturing an austenitic stainless steel alloy for use in high temperature applications according to claim 1 or 2, characterized in that the aluminum-based alloy is Al with 0.5 to 25% by weight of Si. Method for manufacturing an austenitic stainless steel alloy for use in high temperature applications according to any one of claims 1-3, characterized in that the austenitic stainless steel final alloy has the following composition (in% by weight): 0-0, 2% C, 0-0.1 ° / ° N, 25-70% Ni. 15-25% Cr. 4.5-12% Al, 0-4% Mo and / or W, 0-4% Si. 0-3% Mn, O-2% Nb, 0-0.5% Ti, 0-0.5% Y, Sc, Zr and / or Hf, 0-0.2% of one or fl rare earth metals (REM ) such as Ce, La, Sm, residual Fe and normally occurring impurities. Method of producing an austenitic stainless steel alloy according to any one of the preceding claims, characterized in that the Al content of the austenitic steel alloy is obtained by varying the thickness of the substrate material with the thickness of the coating, the aluminum content of the substrate material and / or the aluminum content of the coating. Use of an austenitic stainless steel alloy prepared by the method of claims 1-5, in high temperature applications such as catalyst support materials and resistive heating.