本发明涉及一种基于fe-al-ti-b合金的扁钢产品和用于生产这种扁钢产品的方法。
当在本文中给出合金中特定元素的含量的数据时，只要没有其它明确的说明，那么该含量数据总是涉及相应所关注的合金的重量(“重量％”)或质量(“质量％”)。与此相对，只要没有其它明确的说明，组织结构比例的数据总是涉及由各个相应组织结构所占据的体积(“体积％”)。
当在本文中谈及“扁钢产品”时，那么指的是带材、板材或者由此得到的裁切段和板坯形式的辊轧产品。根据本发明的扁钢产品尤其是板厚通常为6-200mm的厚钢板或者板厚通常为1.5-6mm的热辊轧板材或板材。
背景技术：
在此所讨论种类的钢的特征在于嵌入在fe3al基质中的tib2析出物。由于这种特性，这种钢具有低的密度并由此伴随地具有较小的重量。在这里所讨论种类的已知材料中，该对于许多应用来讲都有利的特性面临着直至高温下的高脆性和在大于500℃的温度下不足的强度。
基于金属间相fe3al和feal的材料的基本潜力在约100年前就是已知的。自此以后一直在进行试验去开发出基于fe3al相的材料。然而目前为止也没有成功地生产出由这些材料制成的带材产品和板材产品。
这种试验的典型实例在ep0695811a1中有说明。在此给出的耐热铁基合金的组成根据通式fexalycz，其中，(分别以原子％为单位)，对于变量y成立1％≤y≤28％并且对于变量z成立z≤24％，与此相对，借助于根据钢相应c含量和al含量的图表来确定变量x。这里仅次要地提及，该钢材可以含有超过四十种其它的组分，其中也有tib2，其中为这些组分中的每一种设置0.1-2原子％的范围作为其含量。如何将这样获得的钢加工成为扁钢产品，在此并未给出结论。
其它研究的目的是基于硼化物增强合金的fe3al铸造合金的生产。这些工作的结果在下列文章中有说明：krein.r等人在intermetallics，2007，15(9):第1172-1182页的文章“microstructureandmechanicalpropertiesoffe3al-basedalloyswithstrengtheningborideprecipitates”，以及kreinr.和m.palm在actamater.，2008.56(10):第2400-2405页中的文章“theinfluenceofcrandbadditionsonthemechanicalpropertiesandoxidationbehaviorofl21-orderedfe-al-ti-basedalloysathightemperatures”,kein.r.等人在intermetallics，2010.18:第1360-1364中的文章“l21-orderedfe-al-ti-alloys”。由此可以基于fe-al-ti-b系统来生产细晶粒合金，其组织结构由具有沿晶界非常小的硼化物(＜1μm)的fe3al基质构成。合金的组成如此选择，使得主要析出fe3al相，而与此相对在(剩余)共晶体中析出硼化物。由此，硼化物促进了fe3al基质强度的提高、延展性的改善和晶粒大小的固定。
例如由li,x.,p.prokopcakova和m.palm在mat.sci.eng.,2014a611:第234-241页中的文章“microstructureandmechanicalpropertiesoffe-al-ti-balloyswithadditionsofmoandw”中已知的，fe-al-ti-b铸造合金也可以通过添加其它元素来改性。这里，尤其考虑这样的元素，通过这些元素可以提高d03/b2转变温度。此外，mo促进复合硼化物的形成，由此不再形成tib2。
技术实现要素：
在先前所述现有技术的背景下给出这样的目的，即给出一种基于fe3al合金的扁钢产品和一种方法，该方法实现了这种扁钢产品的可靠生产。
在扁钢产品方面，本发明通过根据权利要求1所述的扁钢产品来解决该目的。
对于这种扁钢产品的可靠生产来说，本发明建议在权利要求11中给出的方法。
本发明有利的设计方案在从属权利要求中给出并且接下来与总体发明思想一起详细说明。
由此，根据本发明的扁钢产品的特征在于，其由具有以下组成(重量％给出)的钢生产得到：
al：12-20％，
ti：0.2-2％，
b：0.1-0.6％，
以及分别选择性选自组别“cr，c，mn，si，nb，ta，w，zr，v，mo，ni，cu，ca，稀土元素(sem)，co”的一种或多种元素，其具有以下含量：
n：最大0.1％，
cr：最大7％，
c：最大0.15％，
mn：最大2％，
si：0.05-5％，
nb，ta，w：总和最大0.2％，
zr：最大1％，
v：最大1％，
mo：最大1％，
ni：最大2％，
cu：最大3％，
ca：最大0.015％，
稀土元素：最大0.2％，
co：最大1％，
其余为fe和不可避免的杂质，其中最大0.03重量％的s和最大0.1重量％的p算作不可避免的杂质。
这里，对于本发明决定性的是，由钢的ti含量％ti和b含量％b构成的关系式％ti/％b满足：
0.33≤％ti/％b≤3.75
并且该钢或由此构成的扁钢产品的组织结构最大0.3-5体积％由tib2析出物构成，该tib2析出物嵌入在具有至少80体积％fe3al的组织结构基质中。
构成根据本发明的扁钢产品的、硼化物增强的fe3al合金由于其特殊组成已经具有高于500mpa的强度和相比于传统的、由现有技术中已知的该种类合金显著改善的延展性。同时，根据本发明如此调整由具有这种组成的钢制造根据本发明的扁钢产品的参数，使得达到组织结构的优化，通过这种组织结构的优化进一步优化了根据本发明的扁钢产品的特性。
为此，根据本发明用于生产根据本发明而形成的扁钢产品的方法包括以下工作步骤：
a)熔化组成如下的钢(单位为重量％)
al：12-20％，
ti：0.2-2％，
b：0.1-0.6％，
以及分别选择性选自组别“cr，c，mn，si，nb，ta，w，zr，v，mo，ni，cu，ca，稀土元素，co”的一种或多种元素，其具有以下含量：
n：最大0.1％，
cr：最大7％，
c：最大0.15％，
mn：最大2％，
si：0.05-5％，
nb，ta，w：总和最大0.2％，
zr：最大1％，
v：最大1％，
mo：最大1％，
ni：最大2％，
cu：最大3％，
ca：最大0.015％，
稀土元素：最大0.2％，
co：最大1％，
其余为fe和不可避免的杂质，其中最大0.03重量％的s和最大0.1重量％的p算作不可避免的杂质，并且，这里，由钢的ti含量％ti和b含量％b构成的关系式％ti/％b满足：
0.33≤％ti/％b≤3.75；
b)将该钢水浇铸成扁坯、薄扁坯或者浇铸带材形式的预制产品；
c)将该预制产品热轧成热轧热带材，其中该预制产品在热轧开始时具有1000-1300℃的热轧开始温度并且热轧结束温度为至少850℃；
d)将热带材在位于室温和750℃之间的卷材温度下卷起。
铝以12-20重量％的含量包含在根据本发明的扁钢产品中。当al含量为至少12重量％，尤其大于12重量％时，形成金属间铁铝相fe3al，其形成了根据本发明的扁钢产品组织结构的主要组分。这里，高al含量会促使密度降低，与此伴随地促使重量降低，高耐腐蚀性和高耐氧化性，并且促成高的强度。然而，过高的al含量会使根据本发明的钢的冷成型性变差。另外，过高的al含量会由于在焊接过程中形成稳定的焊渣而导致焊接性能变差和在电阻焊时更高的电阻。出于这些原因，将根据本发明的钢的al含量限制在最大20重量％，尤其最大16重量％。
ti和b在根据本发明的钢中形成钛硼化物，其能够促成精细的组织结构、提高的屈服极限、较高的延展性、更高的弹性模量和提高的耐磨性。为了达到这些效果，至少0.2重量％，尤其至少0.4重量％的ti含量，和至少0.10重量％，尤其至少0.15重量％的b含量是必需的。
这里，对于本发明至关重要的是，将钢的ti含量％ti如此与b含量％b相协调，使得％ti/％b的比例，也就是以ti含量％ti为分子并且以b含量％b为分母的商为0.33至3.75，尤其为0.5-3.75或者1.0至3.75。通过％ti/％b的比例为至少0.33，减小了feb形成的危险。否则，低熔点相feb会导致在热轧过程中的裂纹并且导致延展性损失(断裂延伸率的下降)。当％ti/％b的比例为至少1.0-3.75时，这尤其可以避免。
此外，根据本发明的扁钢产品中ti的存在可以改善抗氧化性和耐热性。然而，当将根据本发明的扁钢产品进行冷成型时，过高的ti的硼化物含量会导致强烈的硬化。因此，将ti含量的上限限制在2重量％，尤其最大1.5重量％或者1.1重量％，并且将b含量的上限限制在0.60重量％，尤其最大0.4重量％。
铬可以以最大7重量％，尤其至少0.3重量％或者至少0.5重量％或者至少1.0重量％的含量存在于根据本发明的钢中，以降低脆性-延展性转化温度并且总体上改善延展性。通过铬的存在也提高了钢针对低温腐蚀和高温腐蚀的抗性并且改善抗氧化性。当含量大于7重量％时，不再出现这些效果的提升，其中在考虑性价比的情况下，得出最大5重量％的cr含量为最有效的，其中在实际操作中，可以看到最大3重量％的含量也足够引发通过添加cr而促成的、对根据本发明的钢的改善。
碳与高al含量结合倾向于形成脆化相(卡帕碳化物，kappa-karbide)，通过该相减弱了热成型性和冷成型性。当根据本发明的扁钢产品的c含量高于0.15重量％时，尤其会这样。因此，根据本发明追求尽可能小的c含量。然而，c作为不可避免的杂质进入钢中，由此在实际生产中必须要预计到至少0.005重量％，尤其至少0.01重量％的含量。此外，在实际试验中显示出，最大0.05重量％，尤其最大0.03重量％的c含量仅导致对钢相对较小的损害，也就是说这些损害还可以接受。
通过选择性添加含量最大为1重量％的锰同样可以降低脆性-延展性转化温度。在钢的生产过程中，当添加锰以进行脱氧时，mn作为由生产所限而不可避免的杂质进入钢中。在此，mn有利于提高强度，但是会劣化防腐蚀性。通过将根据本发明的最大mn含量限制在2重量％,尤其最大1重量％或者最大0.3重量％，可以阻止其发生。
硅在钢的生产过程中作为脱氧剂进入根据本发明的扁钢产品的钢中，但也可以以最大5重量％，尤其最大2重量％的含量目的性地添加到钢中，以优化强度和防腐蚀性，其中过高的si含量会导致脆性的材料行为。为此，根据本发明的扁钢产品的si含量通常为至少0.05重量％，尤其至少0.1重量％。
磷和硫属于根据本发明的钢中虽然不希望出现，但是生产所限而不可避免的杂质。因此，应将p和s的含量保持得尽可能低，以避免有害的影响。为此，将p含量限制在最大0.1重量％并且将s含量限制在最大0.03重量％，其中最大0.01重量％的s含量和最大0.05重量％的p含量显示出是特别有利的。
选择性存在的元素铌、钽、钨、锆和钒虽然和根据本发明的钢中的c形成提高强度的碳化物并且有利于耐热性的改善，但是其却在过高的含量下劣化冷成型性和焊接性能。后者的情况尤其适合于nb、ta和w，因此这些元素允许以总和最大0.2重量％，尤其最大至0.1重量％的含量存在于根据本发明的钢中。在根据本发明的钢中，zr含量和v含量限制在最大1重量％，其中最大0.1重量％的zr含量和最大0.5重量％的v含量显示出是特别有利的。当含量过高时，zr会劣化腐蚀行为，而与此相对，过高的v含量则会损害氧化行为。当分别以至少0.02重量％的zr或v存在于钢中时，尤其可以利用zr和v的正面效果。
钼可以选择性添加到根据本发明的扁钢产品的钢中，以改善高温下的抗拉强度以及蠕变抗性和疲劳强度。这里，mo可以额外通过形成精细碳化物和复合碳化物而有利于精细的组织结构。当mo含量至少为0.2重量％时，达到了这些正面效果。然而，过高的mo含量导致热成型性和冷成型性的劣化。因此，将根据本发明的扁钢产品的mo含量限制在最大1重量％，尤其最大0.7重量％。
镍在根据本发明的扁钢产品中可以以最大2重量％的含量选择性存在，以改善其强度和韧性以及其防腐蚀性。当ni含量大于2重量％时，不再出现这种效果的显著提升。当钢中存在至少0.2重量％，尤其至少1重量％的ni时，ni的这些正面效果可尤其加以利用。
铜在根据本发明的钢中同样可以选择性存在，以改善防腐蚀性。为此，可以在钢中添加最大3重量％的cu，尤其最大1重量％的cu。与此相对，当cu的含量更高时，会出现根据本发明的扁钢产品热成型性、可焊接性和可回收性的劣化。当钢中存在至少0.2重量％的cu时，cu的这些正面效果可尤其加以利用。
钙可以在钢的生产过程中添加到钢中，以结合s并且在钢的浇铸过程中避免堵塞现象。当ca含量为最大0.015重量％，尤其最大0.01重量％时，在此在根据本发明的钢组成下达到了最优的效果，其中，当ca以至少0.001重量％的含量存在于钢中时，可运行可靠地利用ca。
稀土元素“sem”可以以最大0.2重量％，尤其最大0.05重量％的含量添加在根据本发明的钢中，以改善抗氧化性。当在钢中存在至少0.001重量％的sem时，尤其达到了这种效果。
氮多数情况下在根据本发明的钢中以不希望出现的、但由于生产所限而不可避免的杂质的形式存在。但为了避免有害影响，应将n含量保持得尽可能小。通过将n含量限制在最大0.1重量％，尤其最大0.03重量％，可以将不利的al氮化物的形成降低至最小化，这些al氮化物会劣化机械特性和冷成型性。
钴可以以最大1重量％的含量选择性存在于根据本发明的钢中，以提高其热成型性。当至少0.2重量％的co存在于钢中时，尤其达到了这种效果。
根据本发明的扁钢产品组织结构中tib2的份额为0.3-5体积％。通过以该量存在的tib2，由于在tib2微粒周围中明显提高的位错密度而产生fe3al基质的延展化并且促进了组织结构的重结晶。同时，通过晶界钉扎阻止了晶粒粗化。为了达到这些效果，需要组织结构中至少0.3体积％的tib2，其中，当根据本发明的钢组织结构中的tib2含量为至少0.5体积％，尤其至少0.8体积％时，这些效果可特别可靠地调整得到。通过将根据本发明的扁钢产品组织结构中的tib2含量限制在最大3体积％，可以可靠地避免过高的ti硼化物含量的有害影响。
通过将组织结构基质的fe3al的晶粒大小限制在最大500μm，尤其最大100μm，在室温下达到了良好的强度和延展性并且在高温下得到了良好的强度。最优情况下，组织结构基质的fe3al的平均晶粒大小为20-100μm，以在室温下保证钢足够的延展性和良好的蠕变抗性，其中在实际生产中，50μm的平均晶粒大小显示为特别有利的。
根据本发明的扁钢产品组织结构基质中tib2析出物的作用可以这样进一步优化，即，使得组织结构基质中至少70％的tib2析出物以0.5-10μm，尤其0.7-3μm的平均颗粒直径存在。
根据本发明的扁钢产品的组织结构基质至少80体积％由金属间相fe3al组成，其中所追求的是该基质尽可能完全地，最优情况下至100体积％地由fe3al组成。在fe3al之外，该组织结构基质也可以含有任选量的混晶体fe(al)或者金属间相feal。fe3al至少80体积％的高含量对于得到高的耐腐蚀性、耐热性、硬度和耐磨性是必需的。
为了生产根据本发明的扁钢产品，在根据本发明的方法的工作步骤a)中将以前述方式根据本发明组成的钢水熔化并且在工作步骤b)中将该钢水浇铸成扁坯、薄扁坯或者浇铸带材形式的预制产品。原则上，通过电炉途径在工业上熔制根据本发明种类的高合金钢由于其可液化高合金量的能力而比通过集成的冶炼厂的经典高炉-转炉途径更加合适。在使用了合适的浇铸粉的前提下，可以在传统的连铸过程中浇铸该钢水。如果这在非常高的al含量的情况下证明是有问题的，那么可以转而采用近终尺寸的浇注方法，例如这样的方法，在这些方法中将钢水制成薄扁坯，将该薄扁坯不中断地在浇铸之后加工为热带材(浇铸辊轧方法)，或者制成浇铸带材，同样地，紧接着对该带材进行热辊轧处理。
为了进行热轧(工作步骤c))，将各相应的预制产品加热至1200-1300℃的预热温度。这可以在单独的加热过程中或者通过保持在来自浇铸热的相应温度中进行。如果进行单独的加热，过程应持续15-1500min，以保证均匀的完全加热。当温度过低或者保持时间过短时，这一点由于钢的低导热性不能够以所需的可靠性达到，由此可能会在热带材中产生裂纹。合适的热轧开始温度尤其在最后的几个道次中保证了热成型性，并由此避免了压辊的高负荷。通过选择处于根据本发明而给定的、1000-1200℃，尤其1100-1170℃的范围内的热轧开始温度，因此也可以预防由于过高的辊轧力导致压辊损伤的危险。然而，过高的热轧开始温度会导致对于热轧来讲过低的材料强度。由此在加工过程中会出现不希望的变形并且出现辊轧物在压辊上的粘附。根据本发明，热轧结束温度必须至少为850℃，以避免过高的辊轧力，并且可以达到高成型度。在更低的热轧结束温度下无法以从运行角度来看所必需的可靠性来保证热带材所必需的平整度。
在热轧之后将热带材在工作步骤d)中在卷起温度下卷起，该卷起温度在室温和750℃之间。这里，水或者水性溶液特别适合作为冷却介质，利用这些冷却介质可以保证在带材横截面上均匀的冷却。
至少400℃，尤其至少450℃的卷起温度尤其在实际应用方面特别有效，其中可以将卷起温度范围的上限限制在最大700℃，尤其最大500℃，以避免在热带材上过量起鳞。
在热轧之后得到的热带材在拉伸试验中具有2-4％的断裂延伸率。为了改善该特性，可以在卷起后选择性地在200-1000℃的退火温度下对热带材进行1-200h的退火。其作用为提高室温下的成型性。这里，对于热带材退火来说适合的是峰值温度大于650℃的罩式退火过程。较低的退火温度或保持时间没有效果，与此相对，较高的退火温度或保持时间通过由于ti硼化物颗粒和fe3al基质的粗化而引起的晶粒粗化会导致延展性损失。
选择性地也可以使根据本发明所得到的热带材再以常见的介质进行酸洗，其中如此选择酸洗时间，使得出现在热带材上的稳定al氧化物也被除去。
在根据本发明所得到的扁钢产品中，在fe3al的金属间基质中，由于制成扁钢产品的钢的高ti含量和b含量，tib2颗粒的更强地聚集。根据本发明进行合金的扁钢产品因此具有高的屈服极限和抗拉强度。同时，其密度相对于同样强度等级的传统的钢强烈降低。根据本发明的钢的典型密度在6.2-6.7g/cm3并且平均通常为6.4g/cm3。这提供了相对于其他耐热材料更高的强度/密度比。
通过根据本发明的对辊轧参数的选择可以将bdtt值(脆性-延展性转化)令人吃惊地降低至75-100℃的低的温度。
在该温度之上，断裂延伸率随着温度的升高而增大并且在650℃时达到极高值。由于随着温度升高而增大的成型性，可以利用经预热的板材生产构件或者进行经典的热成型。
在650℃下，根据本发明的扁钢产品的典型热屈服极限为约130-170mpa，处于传统铁素体cr钢范围内，例如以材料号1.4512(热屈服极限约70mpa)标准化的钢，和具有高的热强度的、以材料号1.4509(热屈服极限约150mpa)标准化的钢。当温度为至少700℃时，根据本发明的扁钢产品的抗拉强度还是通常为至少100mpa。
根据本发明制造并得到的扁钢产品由于其特性组合尤其适用于生产尤其耐热的、用于设备制造(例如厚板)，用于燃气轮机，用于近海设备的组件，并且适用于尤其耐热的、用于车辆制造，这里尤其是废气设备或者涡轮增压机壳体(热带材)的组件。其它优选的应用在低温领域是可行的(例如沼气设备，刹车片，车辆底板)。
具体实施方式
接下来结合实施例进一步说明本发明。
将每60kg在表1中给出的合金a-f在真空感应炉中在氩气中熔化并浇铸至尺寸为250×150×500mm的锭模中。在凝固之后将得到的浇铸块在预热至1200℃之后在双机架往复式轧钢机上辊轧至45mm并分别分割为六个具有40mm高度的预制块。将所得到的预制块分别经180min的预热时间完全加热至1200℃的预热温度。
经过加热的预制块从热轧开始温度wst开始分别以传统方式在热轧结束温度wet下热轧为厚度为3mm的热带材。
所得到的热带材从各个相应的热轧结束温度wet开始分别降温至相应的卷起温度ht并且在该卷起温度下卷起为卷材。
不同试样a1-f3的参数wst、wet和ht在表2中给出。
然后为试样a1-f3确定室温下的机械特性(参见表3)：屈服极限rp0.2、抗拉强度rm和延伸率a50，并为从此中选出的一些试样也确定650℃下的机械特性(参见表4)：屈服极限rp0.2、抗拉强度rm和延伸率a50，以及确定组织结构特性特征：“基质晶粒大小”“基质”和“组织结构中tib2的份额”(参见表5)，并且确定脆性转化温度bdtt(参见表6)。
机械特性在根据dinen10002的拉伸试验中确定，与此相对，脆性-延展性转化温度在四点弯曲试验中获得。四点弯曲试验在3×6×18mm3大小的试样上在室温和500℃之间进行。将这些试样在实验开始之前以1000砂粒的砂纸在纵向上进行湿式打磨。试验以phi＝1×10-4s-1的变形速度在空气中进行。对于金属间相来说，这是确定脆性-延展性转化温度的标准方法(参见d.risanti等人在intermetallics,13(12),(2005)1337-1342中的文章“dependencyofthebrittle-to-ductiletransitiontemperaturebdttonthealcontentofthefe–alalloy”)。基质的晶粒大小在根据dinso643的线切方法中确定。tib2颗粒大小以及体积份额根据astme1245确定。
可以看到，合金a-f在应用了工业条件的情况下在实验室标准中可以没有问题地进行轧制。
由此试验确定了，根据本发明的扁钢产品在室温下通常具有500-700mpa的抗拉强度rm和400-650mpa的屈服极限rp0.2，同时延伸率a50通常为2-5％。当预辊轧和最终辊轧在不同辊轧方向中进行时，抗拉强度尤其可提高。
根据本发明的扁钢产品中，维氏硬度hv5通常在335和370之间变化。
650℃下的热屈服极限σ0.2(根据dinen10002在辊轧方向的横向上测量)通常为120±170mpa。
在4点弯曲试验中显示出，板材不具有明显的75-100℃的脆性-延展性转化温度。其在100℃时就已经完全为延展性的了。这意味着相对于浇铸材料有着至少150℃的改善，并且其原因在于通过辊轧而出现的组织结构细化。通过前述种类的热带材退火可以进一步提高延展性。
表2
表3
表4
表5
表6