用于生产辊轧包层板的方法与流程

本发明涉及辊轧包层板以及用于生产辊轧包层板的方法。
背景技术：
：辊轧包层板例如用在这些
技术领域：
中，在这些
技术领域：
中需要在可能情况下宽广的热力范围内针对有化学腐蚀性的环境介质，例如海水、石油、天然气、酸性或者含氯的环境介质等的高抗性。例如将辊轧包层板用于管线，尤其海岸管线和近海海底管线，或者也用在压力容器建造中。除保持所需要的耐腐蚀性和强度外，对于辊轧包层板的很多应用来说板在低温下的高韧性和良好的焊接性能也具有很大的实际意义。在辊轧包层中将至少一个金属基材层和至少一个金属覆盖材料层组合在一起并且通过在升高的温度下进行的辊轧制造各个层之间的冶金学结合。这里产生了金属复合材料，其被称作辊轧包层板。基材的作用通常为承受静态和动态负载，覆盖材料层保护基材不受腐蚀侵蚀。由wo2011/079341a2中已知，将厚钢板在部分成型和最终成型之间加速冷却至ar3以下的温度然后以感应的方式加热至ac3以上。技术实现要素：在该
技术领域：
中的目的在于，生产具有高韧性的辊轧包层板。尤其应生产具有标准api5l或者类似标准，如dnvos-f101，iso3183等的金属基材的辊轧包层板，其具有在相同温度下更好的韧性或者在相对更低的温度下具有相同的韧性。该目的通过独立权利要求的特征解决。实施形式和扩展方案是从属权利要求的主体。由此，用于生产辊轧包层板的方法包括将金属基材层和金属覆盖材料层组合在一起从而生成层叠；加热该层叠；对加热的层叠进行热机械辊轧，其包括用于预辊轧加热的层叠并形成金属基材层和金属覆盖材料层之间的冶金学结合的第一辊轧阶段，用于最终成型层叠的第二辊轧阶段以及位于第一辊轧阶段和第二辊轧阶段之间的冷却持续时间；其中，覆盖材料为镍基材料，其化学组成以质量％为单位具有50％以上的ni以及nb≤3.1，优选nb≤2.8，尤其nb+ta≤2.8％的份额，以及可能情况下其它的合金元素，并且第二辊轧阶段的辊轧结束温度调整至小于或者等于880℃，尤其850℃的值。通过调整出覆盖材料的低nb含量实现了在第二辊轧阶段的辊轧结束温度小于等于880℃，尤其850℃的热机械辊轧时，(还)没有出现覆盖材料和基材之间冶金学连接的弱化或者损毁。由于低的辊轧温度，辊轧包层板的基材取得了非常良好(这意味着改善)的韧性特性。根据本发明，由此通过一些措施实现了所希望的对辊轧包层板的基材韧性的改善，这些措施不作用在基材本身，而是作用在覆盖材料以及热机械辊轧的方法实施上。虽然覆盖材料的化学组成对辊轧包层板基材的韧性没有直接影响。但是通过调整出覆盖材料的低nb含量实现了覆盖材料的屈服应力相对于具有更高nb含量和其它相应化学组成的覆盖材料的屈服应力的降低。由此使得覆盖材料的屈服应力接近于基材的(更小的)屈服应力。通过两种材料屈服应力更小的差异可以在所述更低的温度下实施层叠的最终辊轧(也就是说在第二辊轧阶段中的最终成型)，而不会损毁材料之间的冶金学结合。因为更低的辊轧结束温度如前所述引起基材韧性特性的改善，通过覆盖材料化学组成的改变“间接地”改善了基材的机械特性(韧性)。可能情况下，第二辊轧阶段的辊轧结束温度可调整至等于或小于830℃。这使得辊轧包层板基材获得进一步改善的韧性特性。辊轧结束温度可比金属基材层的重结晶终止温度低，优选低至少10℃。有利地，覆盖材料的化学组成以质量％为单位可具有nb≤2.5％，或者2.2％或者2.0％的份额，尤其nb+ta≤2.5％或者2.2％或者2.0％的份额。覆盖材料更低的nb含量实现了第二辊轧阶段辊轧结束温度的进一步降低并且由此实现了基材(以及由此实现了辊轧包层板)改善的韧性特性。有利地，覆盖材料可以是镍基合金，也就是说，合金的主要组分为镍。覆盖材料尤其可以是镍-铬-钼-铌合金。常见的镍基合金为合金625，其在en标准中的材料号为2.4856-nicr22mo9nb。相应的镍基合金在iso标准中称作isonc22dnb，在uns标准中称作unsn06625，在afnor标准中称作nc22dnb并且进一步例如在api标准中称作lc2262。覆盖材料尤其可以质量％为单位具有下列化学组成：58％≤ni≤73％，20％≤cr≤25％，0％≤fe≤5％，0％≤c≤0.03％或者0.1％，0％≤mn≤0.5％，0％≤si≤0.5％，0％≤co≤1％，0％≤al≤0.4％，0％≤ti≤0.4％，0％≤p≤0.015％，0％≤s≤0.015％，8％≤mo≤10％，1.5％≤nb+ta≤x，x＝3.1％，2.8％，2.5％或者2.2％，剩余为杂质。该组成对应于uns编号为n06625的合金625的组成，并且基本上对应于en标准中材料编号2.4856-nicr22mo9nb的组成，其中替代其所给出的3.15％≤nb+ta≤4.14，使用了根据本发明所降低的nb含量或(nb+ta含量)。此外，例如在iso6208中为镍添加了下限值以及额外的上限值，然而ni的上限值(在vdm数据页中的合金625中：71％)和/或cr的上限值(在vdm数据页中的合金625中：23％)分别提高了百分之二，因为nb含量或(nb+ta含量)的降低可通过例如ni含量和/或cr含量的提高来替代，而不会影响覆盖材料的腐蚀特性。nb+ta含量优选在1.5％和3.1％之间。需要情况下，nb+ta含量可以如下进行进一步限制(单位为质量％)：1.5％≤nb+ta≤3.1％1.5％≤nb+ta≤2.8％1.5％≤nb+ta≤2.5％1.5％≤nb+ta≤2.2％1.7％≤nb+ta≤2.3％。ni含量优选在58％和73％之间。ni优选可以如下地在合金中进行调整(单位为质量％)：59％≤ni≤69％60％≤ni≤69％。如前所述，cr对于防腐蚀性是重要的。过高的含量促进不希望的相的形成。cr含量优选为21％和25％之间。cr优选可以如下地在合金中进行调整(单位为质量％)：21％≤cr≤23％。c含量优选为0％至0.1％之间。更高的含量通过在晶界上形成铬碳化物而降低防腐蚀性。c优选可以如下地在合金中进行调整(单位为质量％)：0％≤c≤0.03％。mn含量优选在0％和0.5％之间。mn优选可以如下地在合金中进行调整(单位为质量％)：0％≤mn≤0.3％。si含量优选在0％和0.5％之间。过高的含量促进不希望的相的形成。si优选可以如下地在合金中进行调整(单位为质量％)：0％≤si≤0.4％。co含量优选在0％和1％之间。co优选可以如下地在合金中进行调整(单位为质量％)：0％≤co≤0.7％。al含量优选在0％和0.4％之间。al优选可以如下地在合金中进行调整(单位为质量％)：0％≤al≤0.3％。ti含量优选在0％和0.4％之间。ti优选可以如下地在合金中进行调整(单位为质量％)：0％≤ti≤0.3％。此外，合金可含有ta，但其却引起高的金属成本。因此，将合金中的ta含量优选限制在0％≤ta≤1％。ta含量此外可以如下地限制(单位为质量％)：0％≤ta≤0.5％0％≤ta≤0.2％。此外，合金可根据需要含有0％和0.008％之间的硼，以改善较高温度下的可加工性。更高的含量损坏可焊接性。此外，合金中可含有最多0.5％的cu。cu含量此外可以如下地限制(单位为质量％)：cu≤0.3％。此外，合金中可含有最多1％的w。w像mo一样改善防腐蚀性。然而像mo，w也引起高的混晶强化并且由此有悖于覆盖材料降低的屈服应力的目的，因此优选将w的含量限制在最高1％。此外，w含量可以如下地限制(单位为质量％)：w≤0.50％w≤0.20％。此外，合金中可含有最高0.5％的v。此外，合金中可含有最高0.05％的n。n改善了防腐蚀性。然而氮的添加也引起强化，并且由此有悖于覆盖材料降低的屈服应力的目的，因此优选将氮含量限制在最高0.05％。元素mg可以最大0.05％的含量包含在合金中，以改善可加工性。元素ca可以最大0.05％的含量包含在合金中，以改善可加工性。最后，铅、锌和/或锡等元素还以杂质的形式以如下含量存在：pb≤0.002％zn≤0.002％sn≤0.002％。更高的含量损害可加工性。基材优选为碳钢。尤其可以应用相应于标准api5l，尤其api5lgradex65，dnvos-f101，iso3183或者类似标准中的一个或者多个的碳钢，尤其具有0％≤c≤0.3％和0％≤mn≤1.65％的化学组成。基材例如可以为具有下列质量％为单位的化学组成的碳钢(api5lgradex65)：0％≤c≤0.16％，0％≤si≤0.50％，1.10％≤mn≤1.65％，0％≤p≤0.022％，0％≤s≤0.010％，0％≤nb≤0.05％，0％≤ti≤0.06％，0％≤v≤0.10％，其余为铁和杂质。基材例如也可以是根据api5lgradex52，api5lgradex56，api5lgradex60，和api5lgradex70的钢。api5lgradex65钢的另外的组成例如为0％≤c≤0.16％，0％≤si≤0.50％，1.10％≤mn≤1.60％，0％≤p≤0.022％，0％≤s≤0.005％，0％≤cr≤0.50％，0％≤mo≤0.20％，0％≤ni≤0.20％，0.020％≤al≤0.060％，0％≤cu≤0.20％,0％≤n≤0.014％,0％≤nb≤0.05％,0％≤ti≤0.02％,0％≤v≤0.10％,0％≤as≤0.02％,0％≤sb≤0.01％,0％≤sn≤0.015％,0％≤pb≤0.010％,0％≤bi≤0.010％,0％≤ca≤0.005％，0％≤b≤0.0005％，0％≤cr+mo+ni+cu≤0.5％，0％≤nb+v≤0.10％以及0％≤nb+v+ti≤0.15％，其余为铁和杂质，其中另外满足通式cev≤0.43％并且pcm≤0.25％，其中cev＝c+mn/6+(cr+mo+v)/5+(ni+cu)/15并且pcm＝c+si/30+(mn+cu+cr)/20+ni/60+mo/15+v/10+5b。第一辊轧阶段中的辊轧可在1000℃至1200℃的初始辊轧温度下进行。尤其在第一辊轧阶段中将层叠的层在其总体的横截面上均质化并且将其厚度降低。此外得到层间的冶金学结合。这里，还未对辊轧包层板的机械特性进行调整。优选将冷却持续时间至少调整至这样的长度，即，至金属基材层的温度低于该金属基材的重结晶终止温度，对于特殊应用来说，冷却时长也可这样降低，使得第二辊轧阶段在高于重结晶终止温度的温度下开始。根据层的厚度和可能情况下其它影响参数(例如冷却)，冷却时长例如可为3至15分钟之间，其中更大的厚度通常需要更长的冷却时长。冷却过程可借助于连续冷却实施，但也可以进行具有至少一个中间加热阶段的温度变化。第二辊轧阶段例如在比辊轧结束温度高最多50℃，尤其40℃或者30℃的初始辊轧温度下实施。(已经在第一辊轧阶段中降低过的)层叠厚度越大，需要越小的初始辊轧温度。根据几何形状以及可用的辊轧力矩和辊轧力，第二辊轧阶段甚至可以以低于所希望的辊轧结束温度的初始辊轧温度开始。此外，一个实施例涉及这样的辊轧包层板，其具有：金属基材层和金属覆盖材料层，其通过冶金学结合彼此连接，其中覆盖材料为镍基材料，其以质量％为单位的化学组成具有50％以上的ni，nb≤3.1，优选nb≤2.8，尤其nb+ta≤2.8％的份额，并且可以通过具有用于预辊轧的第一辊轧阶段和用于最终成型的第二辊轧阶段和位于第一辊轧阶段和第二辊轧阶段之间的冷却持续时间的热机械辊轧过程获得，其中第二辊轧阶段的辊轧结束温度调整至小于或等于880℃，尤其850℃的值。热机械辊轧方法可由此包括两个或者多于两个的辊轧阶段，其中在各个辊轧阶段之间的时长可用于板的至少一次加速冷却和/或加热。辊轧包层板的金属基材可具有等于或大于25mm，尤其等于或者大于30或者35mm的厚度。因为通过热机械辊轧包层的板的韧性特性随着基材厚度的提高而劣化，目前为止无法生产在(标准或客户)所需最小韧性下具有这种厚度的辊轧包层板。辊轧包层板例如使用碳钢作为金属基材，其对应于api5l，尤其api5lgradex65，dnvos-f101，iso3183或者类似的标准。辊轧包层板例如使用这样的基材层，其韧性对应于-70℃下，尤其在-80℃下至少50j的缺口冲击功或者根据巴特尔落锤撕裂试验-20℃下，尤其-30℃下至少80％的剪切面积分数(mattbruchanteil)。辊轧包层板例如应用厚度大于或等于2.0mm，尤其大于或等于2.5mm金属的覆盖材料层。附图说明接下来借助示意性附图以示例性方式说明本发明的实施例和扩展方案，其中在附图中部分使用不同的细节化程度。图示不代表真实尺寸。相同的附图标记表示相同的或者相似的部件。图1示出了根据本发明用于生产辊轧包层板的方法的一个实施例的不同阶段。图2示出了根据本发明的方法的一个实施例的温度走势。图3示出了用于探测基材层和覆盖材料层的屈服应力的温度走势。图4以示例性方式示出了基材层和两个具有不同nb含量的覆盖材料层的屈服应力相对于温度的变化过程，其中将成型中道次的标号作为参数给出。图5以示例性方式示出了nb含量为3.5％的覆盖材料的屈服应力的变化过程和经相同处理的nb含量为2.0％的覆盖材料的屈服应力的变化过程。图6示出了在其中示有不同覆盖材料相对于质量％为单位的nb含量在streicher测试(streichertest)astmg28a中测得的mm/a为单位的去除率的图示。图7示出了在其中示有不同覆盖材料相对于质量％为单位的nb含量在点状腐蚀测试astmg48c中测得的℃为单位的临界点状腐蚀温度cpt的图示。图8示出了在其中示有不同覆盖材料相对于质量％为单位的nb含量在绿色死亡测试(grünertodtest)中测得的℃为单位的临界点状腐蚀温度cpt的图示。具体实施方式图1示出了根据本发明用于生产辊轧包层板的方法的一个实施例的一系列工艺阶段。在辊轧包层中生产具有在至少两种不同金属材料的至少两个层之间的冶金学结合的复合材料。步骤s1示出了生产工艺的一个阶段，其中将覆盖材料层102覆盖至基材层101上。基材层101和覆盖材料层102都是预制的金属层，其首先在彼此没有金属连接的情况下叠放在一起。两个材料层101,102在此可单独作为板材或者带材在金属制品生产厂中进行生产。基材层101的层厚通常比覆盖材料层102的层厚要大。通常，基材层101的作用为克服静态和动态负载，而覆盖材料层102主要作用为保护基材层101不受腐蚀性环境介质的腐蚀侵蚀。但覆盖材料层102也可部分地或者完全地纳入用于容纳静态和动态负载的制成的辊轧包层板的厚度计算中。基材例如可以为碳钢。覆盖材料例如可为镍基合金，尤其镍-铬-钼-铌-合金。用于生产辊轧包层板的材料以及其物理特性在本领域中是已知的并且进行了标准化。例如需要用于近海海底管线的辊轧包层板的客户可借助于根据标准所规定的特性(材料的化学组成，层厚，针对不同环境介质的耐腐蚀性，韧性，强度和延展性能，点状腐蚀抗性，焊接特性等)可以保证，由其所提出的涉及所述特性的要求得以满足。尤其在将辊轧包层板使用在石油和天然气领域中时，通常使用碳钢作为基材，该碳钢对应于分别有效的标准api5l，尤其api5lgradex65，dnvos-f101，iso3183或者类似标准。作为覆盖材料例如使用镍基合金，例如材料编号为2.4865的合金625，其化学组成在上文中给出。除图1示例性所示的覆盖材料层102在基材层101上的单侧覆盖之外，也可以设置覆盖材料层102对基材层101的双面覆盖，此时基材层101则位于覆盖材料层之间。同样可以设置多个基材层101，在其中间安置有一个或者多个覆盖材料层102。这种多层布置的实例在图1中示出，其中使用了两个基材层101_1,101_2和两个覆盖材料层102_1,102_2，其以101_1,102_1,102_2,101_2的顺序彼此叠置，其中在可能情况下可在覆盖材料层之间引入分隔介质，以避免两个覆盖材料层之间的结合。例如可以将陶瓷材料作为分隔介质。材料层101,102的彼此叠置在图1中以箭头a示出。通过材料层101,102的彼此叠置而产生的层堆以层叠110标出。例如通过层101_1,102_1以及102_2,101_2的彼此叠置产生的层叠110a是可能变体方案中的一种，根据这些变体方案可以在实际中实现层叠110。层叠110在步骤s2中加热。根据图2，层叠110加热至温度t1，其中图2示出了根据本发明的方法的一个实施例的示例性温度变化过程。加热例如可在炉120中实现，参见图1中的步骤s2。例如可使用冲击式炉(stoβofen)作为炉120，在该冲击式炉中借助于推动和排出装置将层叠110推动贯穿炉120并且排出。层叠110可在炉120中经过第一时间段△t1。在时间段△t1内可在材料层101,102的横截面上达到均匀的加热。温度t1例如可在1000℃和1200℃之间。该温度尤其可以等于或者高于或者低于1050℃,1100℃或者1150℃。例如直接在将层叠110从炉120中排出(步骤s2)后将层叠110在第一辊轧阶段wp1中进行辊轧(步骤s3)。第一辊轧阶段wp1中的辊轧可由一个或者多个辊轧步骤(道次)组成。第一辊轧阶段wp1中的辊轧也称作预辊轧。预辊轧通常在一个或者多个辊轧机架130中实施，其中通过往复式辊轧可以相对于辊轧机架的数量(大于或等于1)提高道次的数量。在预辊轧(wp1)时，将材料进行均质化并将层叠110的厚度降低。此外，在基材层101和覆盖材料层102之间制造冶金学结合。随后的辊轧包层板的机械特性在预辊轧时还未进行调整。厚度降低的层叠110在图1中以附图标记110‘标出。然后将层叠110‘在时间段△t2内冷却，参见图1，步骤s4。在冷却时，例如低于重结晶终止温度trs。冷却例如可在空气中进行并且冷却时长△t2例如可为1至3分钟或者也可最大至15分钟。冷却时长△t2通常取决于层叠110‘的厚度以及第一辊轧阶段wp1和在冷却时长△t2之后的第二辊轧阶段wp2之间所希望的温度差。如已经提到的，与图2中仅示例性所示不同，也可以在冷却时长△t2中应用具有一个或者多个中间加热阶段的、不持续下降的温度走势。在这种情况下，当在第二辊轧阶段wp2中(或者在一些情况下也在其开始时)，层叠110‘的温度在重结晶终止温度trs以下时也是有利的，因为否则在此所使用的热机械辊轧方法在对制成的产品(辊轧包层板)的韧性特性所希望的改善方面的效果受到限制。热机械辊轧与传统的热辊轧的区别在于，最终辊轧阶段的最后几个道次在trs以下进行，其中整个辊轧过程大多包括至少两个辊轧阶段wp1和wp2，其包括至少一个位于中间的、目的性的-也就是说在时间上和/或温度上进行控制的冷却阶段和可能的位于其间的加热阶段。热机械辊轧的该(至少)第二或最终辊轧阶段wp2也称作最终辊轧或者完成辊轧。在图1中，第二辊轧阶段wp2在辊轧机架150中进行(参见步骤s5)，该辊轧机架可与辊轧机架130完全相同或者与辊轧机架130不同。如在预辊轧中，完成辊轧(wp2)也可以在一个或者多个辊轧机架中往复地或者非往复地实施。这里，道次的数量也取决于层叠110‘的初始厚度、所希望的厚度降低、所希望的最终成型度、所辊轧的材料的物理特性等。辊轧初始温度twa在辊轧阶段wp2中这样选择，即，辊轧结束温度twe具有所希望的、小于或等于880℃，尤其850℃的期望目标值。辊轧结束温度twe定义为层叠110‘在完成辊轧(辊轧阶段wp2)时紧接在最终道次之前，也就是说紧接在最后一次进入辊轧机架150之前的温度。该温度通常借助于高温计测量并且在这种情况下代表在表面所测得的温度。但也可以以计算机测定的形式利用板厚上的平均温度以确定温度twe(以及其他在此所述的温度)。通过调整得到小于或等于880℃的辊轧结束温度twe实现了，制成的产品(辊轧包层板)具有改善的韧性特性。辊轧结束温度twe越低，利用热机械辊轧包层所能达到的韧性特性就越好。完成辊轧(wp2)之后的层叠以附图标记110“标出。相对于预辊轧的层叠110‘，完成辊轧后的层叠110“的厚度进一步降低。此外，如已经提到的，在完成辊轧(wp2)中调整辊轧包层板的机械特性。在步骤s6(图1)中，完成辊轧的层叠110“可进行与在空气中冷却相比加速了的冷却，参加图2。加速的冷却例如可通过冷却介质，例如对完成辊轧的层叠110“施加水来达到。冷却介质在图1中通过箭头k标出。加速的冷却例如可以实施至完成辊轧的层叠110“的100℃的温度。加速冷却同样对滚压包层板可达到的韧性特性产生有利影响。在加速冷却后，可进行其他的方法步骤，如平整，超声测试，切边(例如通过等离子体切割)，可能情况下裁切为板坯，打磨和最终控制，在此不对其进行详细说明。制成的产品(辊轧包层板)的物理特性基本上以加速冷却的(选择性的)步骤s6进行调整。根据本发明所生产的辊轧包层板韧性的提高或韧性特性的改善主要通过低辊轧结束温度实现。在此所给出值的范围内的低辊轧结束温度目前为止还不可能，因为这些低温不能实现在预成型(也就是说在第一辊轧阶段wp1中的预辊轧)中产生的冶金学结合在完成辊轧(也就是在第二辊轧阶段wp2中)时保持。在传统的工艺中约900℃的辊轧结束温度twe下的完成辊轧才刚刚可能，但是在更低的辊轧结束温度下，已经产生的在基材层101和覆盖材料层102之间的冶金学结合在所需的成型度下会再次撕裂。覆盖材料nb含量的降低实现了，降低辊轧结束温度twe，而不会在完成辊轧(wp2)中损害材料层101,102之间的冶金学结合。不受损的完成辊轧(wp2)根据本发明这样实现，即，由于nb含量的降低，在第二辊轧阶段(wp2)的辊轧温度下，覆盖材料的屈服应力和基材的屈服应力之间相对较大的差异得以缩小。屈服应力越高，材料的成型阻力越高。当屈服应力较高时，则材料承受针对变形的高阻力，并且需要高的辊轧力，以能够合适地变形材料。当屈服应力较小时，相对低的辊轧力就足够实施变形。通过减小覆盖材料和基材的屈服应力(也就是可变形性)之间的差异，在覆盖材料和基材之间的接合平面中机械应力降低。由此避免了由过高的机械应力引起的冶金学结合的撕裂。图3和图4用于示例性说明基材和覆盖材料在覆盖材料的不同化学组成的情况下与温度相关的屈服应力行为。覆盖材料和基材的屈服应力借助于膨胀计测量。为此将所使用材料的试样进行加热并且使其经过模拟辊轧工艺的成型，如图3所示。首先将试样加热至1100℃的温度并将其在该温度上保持600秒的持续时间。加热速度为10℃/秒。然后将试样以10℃/秒的速度降温至变形温度，该温度表示辊轧包层板真正生产过程中的辊轧结束温度twe。在该变形温度twe下，以相应位于中间的10秒等待时间进行四个辊轧道次st1，st2，st3和st4。变形速度相应为dphi/dt＝2.0。然后以20℃/秒的冷却速率加速冷却到100℃。试样的屈服应力借助于膨胀计在第一道次(st1)，第二道次(st2)，第三道次(st3)和第四道次(st4)中探测。试验在不同的变形温度twe下进行。在图4中对于符合标号gw8932的api5lgradex65的基材(gw)，具有nb＝3.5％(aw_nb3.5)的覆盖材料合金625以及经改动的覆盖材料合金625mod，与合金625一致但具有nb＝0.2％以及通过ni或者cr对减小的nb-含量的取代(aw-nb2.0)示出了试验结果。由图4中可以看到，基材(碳钢)以mpa为单位的屈服应力随kf着变形温度t(对应于twe)的变小仅缓慢升高并且对于道次st1，st2，st3和st4来说仅有微小不同。基材gw的变形阻力因此与温度的关联较小并且在道次之间仅相对微小地增大。基材在道次st1，st2，st3和st4中的屈服应力kf的随温度走势以gw-st1，gw-st2，gw-st3或gw-st4表示。具有nb＝3.5％的传统覆盖材料合金625在道次st1，st2，st3，st4中的屈服应力kf的随温度变化过程以aw_nb3.5_st1，aw_nb3.5_st2，aw_nb3.5_st3，aw_nb3.5_st4表示。具有nb＝3.5％的覆盖材料合金625尤其在较高的变形度下(第四道次st4)显示出比基材明显更高的温度依赖性。如由图4可见的，具有nb＝3.5％的覆盖材料合金625的屈服应力kf在低于约900℃时在第四道次st4中强烈升高。这种强烈提高导致在较高的变形度和较低的温度下基材和覆盖材料的屈服应力之间猛烈变大的差异，由此引起了在这些条件下，已经提到的材料间冶金学结合的破坏。具有nb＝2.0％的、经过改性的覆盖材料合金625mod在道次st1，st2，st3，st4中屈服应力kf的随温度变化过程以aw_nb2.0_st1，aw_nb2.0_st2，aw_nb2.0_st3，aw_nb2.0_st4表示。具有nb＝2.0％的、经过改性的覆盖材料合金625mod的屈服应力kf的随温度变化过程相应在具有nb＝3.5％的覆盖材料合金625的随温度变化过程之下延伸。这里也可以看到，屈服应力kf随着变形温度twe的降低和变形度的升高(更多的道次)而提高。然而，基材和改性后的覆盖材料合金625屈服应力之间的差异更小并且随着温度的降低屈服应力变化的显著升高在最大变形度(st4)下主要出现在明显低于800℃的值下。这导致了，在根据本发明的方法中，在使用具有降低的nb含量的覆盖材料时，覆盖材料和基材之间的冶金学结合在低辊轧结束温度twe和所需的变形度下保持连接。屈服应力行为的这种差异在图5中再次示出，在图5中将传统覆盖材料(合金625)和经过改性的覆盖材料(合金625mod)以mpa为单位的最大屈服应力kfmax(即第四道次st4中的kf)进行对比。温度窗口△t实现了更低的辊轧结束温度twe并由此实现了调整得到基材或辊轧包层板的更好的韧性。在辊轧包层板的真正生产时可以将层叠加热至这里所示的温度(约1100℃±50℃或者±100℃)。因为第一辊轧阶段(wp1)对第二辊轧阶段(wp2)中最后的辊轧道次中的屈服应力没有影响，第一辊轧道次(wp1)在图3和图4中所示的试验中无需示出。也就是说，道次st1，st2，st3和st4对应辊轧包层板的实际生产中第二辊轧阶段(wp2)的辊轧道次。然而在辊轧包层板的实际生产中在第二辊轧阶段(wp2)通常应用多个道次(例如10至20个道次)并且在道次之间的时长可选择得与在此处所示的试验不一样。辊轧包层板的韧性既取决于板厚也取决于实际应用中的温度。使用温度越低以及板越厚，则板的韧性越低(并且脆性相应越高)。也就是说这里所提及的改善的韧性特性可以表示在相同的应用温度和/或板厚下具有更高的韧性或者在更低的使用温度和/或更大的板厚下具有相同的韧性。韧性的程度通过标准化的测量方法测得，例如通过测定缺口冲击功和/或通过测定巴特尔落锤撕裂试验(bdwtt)中的剪切面积分数(mattbruchanteil)。通过将覆盖材料的nb含量从3.5％降低至例如2.0％(也就是使用合金625mod而不是合金625)，可以将缺口冲击功从在-60℃的检测温度和25mm的基材厚度下＞50j优化到-80℃的检测温度和40mm的基材厚度下＞50j。巴特尔落锤撕裂试验(bdwtt)中的剪切面积分数(mattbruchanteil)可以从-10℃的检测温度和25mm的基材厚度下至少80％优化到-30℃的检测温度和40mm的基材厚度下至少80％。也就是说可以为更厚的板和/或在更低使用温度下保证客户所要求的韧性值。基材在此对应于前述标准api5lx65或者类似标准。对覆盖材料的改性对于其良好的防腐蚀性没有负面影响。防腐蚀性在该
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中同样通过已知的、标准化的测量方法进行评价。在传统的覆盖材料(材料编号为2.4856的合金625)以及改性后的覆盖材料(对应合金625mod)的厚度均为3mm情况下，在streicher测试(streichertest)astmg28a中分别测得1.2mm/a的最大年度去除率，并且在点状腐蚀测试astmg48a中，在50℃分别没有发现点状腐蚀。材料标号为unsn06625，lc2262等的标准合金625的其它材料也得到相同的结果。为了研究nb含量的降低对腐蚀的影响，熔化10kg实验室配料。表1a和1b示出了在实验室标准下熔化的配料的分析组成和现有技术中用于对比而引用的、大规模技术熔化的配料合金625。根据现有技术的配料以t标出，根据本发明的则以e标出。在实验室标准下熔化的配料以l标出，大规模技术熔化的配料以g标出。大规模技术熔化的配料135869为根据现有技术的合金625。配料250537为合金625，但是作为实验室配料熔化并且作为参考并且用于保证实验室配料和大规模技术配料结果的可比较性。所有配料具有类似的、决定耐点状腐蚀性的50.07至51.28的pren。针对点状腐蚀的抗性通过下列经验式给出：pren＝cr+3.3*(mo+w)+16*n。cr，mo，w，n在此为元素的质量％含量。cr，mo，w和n的高含量引起针对点状腐蚀的高抗性。pren为经验式，此外还可以给出其它影响参数。表1a和1b中在实验室标准下在真空中熔化的合金锭在1100℃和1250℃之间退火0.1至70个小时并且借助于热辊轧和在1100℃和1250℃之间，0.1至10个小时的另外的中间退火热辊轧至12mm的最终厚度。之后将板在950℃和1050℃之间进行重结晶。由该板生产用于测量所需的试样。大规模技术熔化的对比配料在开放条件下熔化，然后在vod设备中进行处理并且以连铸的形式浇铸。将连铸锭在1100℃和1250℃之间，可能情况下在保护气中，例如氩气或者氢气中退火0.1min至70h，然后在空气中，在移动的退火气氛中或者在水浴中冷却，并且借助于热辊轧和1100℃和1250℃之间，0.1至20个小时的另外的中间退火热辊轧至5或16mm的最终厚度。之后将板在950℃和1050℃之间进行重结晶。由该板生产用于测量所需的试样。腐蚀试验所需试样最后磨圆并清洁。根据astmg28a实施腐蚀试验。该测试测量材料对于晶间腐蚀的敏感性。结果在图6以去除率相对于nb含量的图形示出或以数值在表2中示出。首先注意到，对比实验室配料250537(图6中的lbref)具有比大规模技术对比配料135896(图6中的gtref)更高的去除率。这在实验室配料中由于不利的表面-体积比相比于大规模技术配料在某些测试中可以观察到。所有具有低nb含量的实验室配料具有更低的去除率，由此可认为，根据astmg28a的晶间腐蚀并没有随着nb含量降至≤2.8％nb而劣化。此外，根据astmg48c实施腐蚀试验。该测试测量材料对点状腐蚀的敏感性。该测试在此进行了微小修改，因为在实验室配料中仅有有限量的试样材料可用，由此不能为每个温度都采用新的试样。第一个测试在50℃下，或者对于低nb含量来说在40℃实施。然后将试样称重并重新放入新鲜的但温度高5℃的溶液中。重复这一操作，直至出现明显的点状腐蚀，可以看出跃升式提高的质量损失和明显的孔洞形成。这种现象出现时的第一温度为临界点状腐蚀温度(cpt)。该温度越高，材料对点状腐蚀就越敏感(如此修改的测试趋向于具有比在每个温度下都取新的试样的测试更高的cpt)。结果在图7中以℃为单位的临界点状腐蚀温度cpt相对于nb含量的图形示出或以数值在表2中示出。首先注意到，对比实验室配料250537(图7中的lbref)和大规模技术对比配料135896(图7中的gtref)达到了测试的最大温度而没有显示出点状腐蚀。所有具有nb≥0.5％的nb含量的实验室配料都达到了最大温度。仅有不含nb的配料显示出了更低的点状腐蚀温度，这通过重复测试得以确认。因此，nb含量不应降至0，而是优选nb≥0.5％，由此根据astmg48c的点状腐蚀敏感性不会随着nb含量的降低而劣化。如前所述，pren为经验式，除此之外还可以有其他的影响参数。如合金625的材料非常耐腐蚀，其达到了根据astmg48c经修改的测试的极限。因此，使用了该测试更加严格的变体方案，所谓的绿色死亡测试(greendeathtest)。该测试与根据astmg48c经修改的测试同样地实施，只是使用含有11.5％h2so4+1.2％hcl+1％fecl3+1％cucl2的测试溶液来替代含有6％fecl3和1％hcl的测试溶液。结果在图8中以临界点状腐蚀温度cpt相对于nb含量的图形示出或以数值在表2中示出。这里也可注意到，对比实验室配料250537(图8中的lbref)和大规模技术对比配料135896(图8中的gtref)的临界点状腐蚀温度几乎没有不同。nb超过约2％时，所测出的临界点状腐蚀温度统计离散，nb低于1.5％时可以看到其明显的降低。因此nb含量优选为nb≥0.5％，由此在绿色死亡测试中的点状腐蚀敏感性不会显著劣化。可以认为，在此借助于实施例所说明的结果显示了普遍成立的结论，其可转移至所有在该说明书中说明的材料。表1a：大规模生产技术熔化的配料和实验室配料的组成，第1部分。所有浓度以质量％给出(s1栏-t：现有技术中的合金，e：根据本发明的合金，s2栏-l：在实验室标准下熔化，g：大规模技术熔化)。表1b：大规模生产技术熔化的配料和实验室配料的组成，第2部分。所有浓度以质量％给出lbstabcuwvnmgcapbpren2505370.002＜0.01＜0.01＜0.010.0060.012＜0.00150.562505300.002＜0.01＜0.01＜0.010.0060.005＜0.00150.382505320.002＜0.01＜0.01＜0.010.0020.007＜0.00150.442505330.002＜0.01＜0.010.010.0040.007＜0.00151.282505340.002＜0.01＜0.01＜0.010.0060.009＜0.00150.632505350.002＜0.01＜0.010.010.0060.01＜0.00150.582505360.002＜0.01＜0.01＜0.010.0060.008＜0.00150.561358960.0020.010.010.010.010.040.0160.0160.001＜0.00150.07表2：根据astmg28a的腐蚀测试，根据astmg48c的修改后的测试以及绿色死亡测试的结果。当前第1页12