EP3019292B1 - Verfahren zur erzeugung eines flachproduktes aus einer eisenbasierten formgedächtnislegierung - Google Patents

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EP3019292B1
EP3019292B1 EP13741744.0A EP13741744A EP3019292B1 EP 3019292 B1 EP3019292 B1 EP 3019292B1 EP 13741744 A EP13741744 A EP 13741744A EP 3019292 B1 EP3019292 B1 EP 3019292B1
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EP
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casting
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weight
strip
gew
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Rainer FECHTE-HEINEN
Christian Höckling
Lothar Patberg
Jens-Ulrik Becker
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Original Assignee
ThyssenKrupp Steel Europe AG
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Definitions

  • the invention relates to a method for producing a flat product from an iron-based shape memory alloy, in which a melt containing at least as a main component iron, alloying elements and unavoidable impurities, cast in a casting device to a cast strip and thereby cooled.
  • films or wires can be produced by strip casting.
  • strip casting the melt is cast in a casting device in which the casting region or the congestion region in which the cast strip is formed is delimited on at least one longitudinal side by a wall that is continuously moved and cooled during the casting process.
  • twin-roll caster two casting rolls or casting rolls oriented axially parallel to one another rotate in opposite directions and limit a casting gap defining the casting region in the region of their closest spacing.
  • the casting rolls are strongly cooled, so that the melt meeting them solidifies to a shell.
  • the direction of rotation of the casting rolls is chosen so that the melt and with it the shells formed from it on the casting rolls are transported into the casting gap.
  • the trays entering the casting nip are compressed into the cast strip under the effect of sufficient banding force, resulting in at least approximately solidification.
  • Another principle is the so-called "belt caster".
  • liquid steel is poured via a feed system onto a revolving casting belt, whereupon the steel solidifies.
  • the running direction of the belt is chosen so that the melt is conveyed away from the supply system.
  • a further casting belt can be arranged, which rotates in opposite directions to the first casting belt.
  • at least one casting belt also limits the region in which the cast strip is formed, even in the above-mentioned methods.
  • the respective casting belt is cooled intensively, so that the melt coming into contact with the casting belt in question solidifies thereon to form a belt which can be removed from the casting belt.
  • the cast strip emerging from the respective casting device is drawn off, cooled and can be sent for further processing.
  • This further processing may include a heat treatment and / or a hot rolling.
  • JP 62 112 751 A is an iron-based Shape memory alloy, which in addition to iron in particular elements from the group "Mn, Si” and in addition to these elements additional contents of Cr, Ni, Co, Mo, C, Al, Ca and rare earths may be present.
  • Made of alloys of this kind should be produced by tape cast films that are temperature and corrosion resistant.
  • the present invention has the object to provide cost-effective method for the production of flat products of an iron-based shape memory alloy, which are resistant to bending stress and pressure and torsion.
  • a flat product is to be produced, which can be produced inexpensively in a practical way.
  • a flat product is understood to be a cast and / or rolled strip or sheet, as well as blanks, blanks or the like obtained therefrom.
  • the melt is poured into a casting into a belt and cooled, so that a continuous casting operation can be ensured, the thickness of the tape is greater than 1 mm and less than 30 mm, the casting region at least on one of its longitudinal sides is limited by a moving during the casting in the casting and cooled wall.
  • the melt is cooled in contact with the moving wall or casting belt at a cooling rate of in particular at least 20 K / s, preferably 50 K / s, more preferably at least 100 K / s. Due to the high solidification rate, segregation processes, which adversely affect the material properties can be reduced.
  • the cooling rate is chosen so that at the end of the casting process, a solidified, flat product is produced, for example an iron-based strip made of a shape memory alloy.
  • Group 1 + Group 2 contains the melt next to iron and manufacturing impurities manganese with 12 wt .-% to 45 wt .-% and silicon with 1 wt .-% to 12 wt .-% and at least a further element of a group 1, wherein the group 1 comprises the elements N, B, C and applies to the alloy constituents of the group 1 in wt .-%: ⁇ N .
  • the group 2 comprises the elements Ti, Nb, W, V, Zr and applies to the alloy constituents of the group 2 in wt .-%: ⁇ Ti . Nb . W . V . Zr ⁇ 0.01 ⁇ % . prefers ⁇ Ti . Nb . W . V . Zr ⁇ 0.1 ⁇ %
  • the strip emerging from the casting gap of the casting device or solidified on the casting strip and optionally additionally hot-rolled subsequently optionally cold-rolled strip is finally heated to at least the martensite finish (M F ) temperature of the respective alloy.
  • M F martensite finish
  • the flat product thus produced allows the impressing of a component shape by applying a load to the flat product, during which the temperature is increased to at least austenite finish temperature (A F ) and at least 20 seconds the load and the temperature> A F on the Flat product acts.
  • the shape memory effect is thus set in the flat product according to the invention to the desired component shape.
  • the strip thicknesses with which the cast and cooled strip according to the invention leaves the casting gap or onto the casting strip is poured and solidified, amount to between more than 1 mm and 30 mm, in particular between 1.5 mm and 20 mm, more preferably between 2 mm and 10 mm.
  • iron-based shape memory alloys based on Fe-Mn-Si (-Cr (-Ni)) systems can be cast as a flat product by means of a strip casting device. Because of their use preferably for switching purposes, in particular in high-temperature regions, it is necessary to use a material for To provide that meets the respective requirements. Depending on the application, a material is used which has a minimum thickness of> 1 mm in order to achieve the required later component properties, e.g. To ensure resistance to buckling and / or effectiveness in bending stress.
  • a twin-roll caster or a belt caster is used as casting device. It has been found that the melt according to the invention can preferably be produced via the strip casting devices mentioned.
  • the tape casting is ideal for iron-based shape memory alloys, since compared to conventional casting, in particular continuous casting no casting powder must be used, so that can be prevented, in particular when highly reactive alloying components, such as Mn, Si, Cr and / or Al in high If they are present, casting problems will occur.
  • strip casting is advantageous, especially if, for example, high alloy contents are present on strongly segregating elements, such as Mn, Si, Cr and / or Ni. A segregation can essentially be due to a rapid solidification be suppressed.
  • iron-based shape memory alloys have a low high-temperature ductility, so that bending during casting is possible only for small thicknesses or is not absolutely necessary depending on the casting device. It is also characteristic that iron-based shape memory alloys have a high hot forming resistance and are nevertheless essentially thinly molded close to the final dimensions.
  • the devices can be used for energy efficient production of the flat product with shape memory properties.
  • the rollers disposed parallel to the axis each form a cooled boundary of the casting area continuously moving in the casting direction in the casting direction, with which at least two longitudinal sides of the strip are formed.
  • this function takes over a horizontally moving casting belt onto which the melt is poured to make the strip.
  • the advantage of using this strip casting is that other process steps, such as hot rolling, can connect directly and in particular the rolling effort is low because of the low casting thicknesses and due to the compact nature of the corresponding casting a process control with the material side required parameters, especially with respect to the temperature, is particularly advantageous. Since the melt is poured in the Belt-Caster in the horizontal and cooled, the solidified band experiences no deflection and the result In the band itself only low voltages are present, so that in particular the risk of cracking in the high temperature region of the flat product produced is minimized.
  • an alloy-dependent roll pressure expressed by the so-called RSF (roll separating force) or band forming force (BFK)
  • RSF roll separating force
  • BFK band forming force
  • any heat loss which may occur when the strip exits the casting device can be compensated for again and the specific hot rolling temperature can be reliably achieved.
  • the belt speeds with which the cast strip emerges from the casting gap are typically in the range of 0.06 to 3.0 m / s in practice.
  • a particularly effective and economical production method can be provided by continuously feeding the cast strip emerging from the casting area to at least one rolling stand.
  • the casting device can thus directly supply at least one roll stand with a cast strip for rolling, so that no handling of the cast strip between casting and rolling must take place.
  • the cast strip can be cooled accordingly and at a later time if necessary, reheated and rolled.
  • the hot strip is optionally cold rolled, wherein the cold rolling takes place in at least one rolling pass.
  • an annealing treatment in the hot and / or cold rolled state can be carried out at a temperature above the switching temperature for a period of 20 seconds to 48 hours.
  • the cast strip may be subjected to hot rolling in which the hot rolling start temperature should be between -50 ° C and T solidus .
  • the hot rolling steps following the casting and cooling process in-line can, on the one hand, set the desired final thickness of the strip and, on the other hand, improve the surface finish and optimize the microstructure by, for example, closing still existing cavities in the cast state.
  • the hot strip can also be subjected to cold rolling and thus further reduced in thickness.
  • the strip casting method used produces a strip which, for example, owing to the contents of the alloy constituents according to group 1 N, C, B in combination with the elements of group 2 Ti, Nb, W, V, Zr precipitation pairs in the form of carbides, nitrides, Contains borides or their mixed form, which in conjunction with the iron, manganese and silicon content of the alloy provides the desired texture combination to achieve a shape memory effect.
  • the alloy contains at least one of boron, nitrogen and / or carbon and at least one of titanium, niobium, tungsten, vanadium or zirconium, with the remainder iron, manganese, silicon and unavoidable impurities.
  • the elements of group 1 and 2 prove to be particularly advantageous because they lead to the desired precipitations, which serve as germ cells for the desired phase transformation in the appropriate places.
  • the manufacturing method according to the invention enables a reliable production of a flat product with shape memory effect.
  • Manganese in contents of 12% by weight to 45% by weight promotes stabilization of the austenite of the material in the steel flat product produced according to the invention.
  • the Mn content may be between 20% by weight and in particular 35% by weight.
  • Si contents of 1% by weight up to 12% by weight serve to ensure the reversibility of the transformation of martensite into austenite in the flat products according to the invention.
  • Preferred Si contents are from 3% by weight to 10% by weight.
  • the B content is expediently set to max. 0.5 wt .-%, in particular to max. 0.05 wt .-% limited.
  • the N content is expediently reduced to 0.5% by weight, in particular to max. 0.2 wt .-% limited.
  • the content of elements of group 2 (Ti, Nb, W, V, Zr) is preferably increased to max. 2.0 wt .-%, in particular to max. 1.5 wt .-% individually limited.
  • the shape memory effect can be improved, whereas the effect of Cr, Al and Mg alone or in combination is mainly to improve the corrosion resistance.
  • the individually mentioned elements can be added up to 20% by weight, preferably up to 10% by weight. To avoid negative influences of S, P and O, these are limited to max. 0.5% by weight, preferably max. 0.2 wt .-%, more preferably to max. 0.1 wt .-% limited.
  • Ni supports the stabilization of austenite in the structure and improves the formability of the material.
  • Ca can be added in the presence of S with a maximum of 0.5% by weight in order to suppress undesired binding of Mn in the form of MnS. The content is reduced to max. 0.5% by weight, preferably max. 0.2 wt .-%, more preferably to max. 0.1 wt .-% limited.
  • the melt can in each case optionally contain at least 0.1% by weight of Ni and at least 0.2% by weight of Cr.
  • the shape memory alloy may optionally optionally contain the elements P, S, Mo, Cu, Al, Mg, O, Ca, or Co, which may exhibit advantageous effects up to the given values.
  • the ratio given is less than 0.5, the precipitating elements in the form of N, C and / or B can not be set and the shape memory effect is reduced since the group 1 elements are present in dissolved form in the microstructure. As a result, a negative effect on the reversibility of the phase transformation, that is the back transformation of martensite into austenite, is observed. If the ratio of the sums of the alloying components formed in this way is greater than 2, unwanted solidifications due to the elements of group 2 appear, which become lodged as free atoms in the microstructure and thus hinder the shape memory effect.
  • the manganese content of 25 wt .-% to 32 wt .-% serves to stabilize the austenite in the structure and has particular influence on the switching temperature of the shape memory material. Below an Mn content of 25.0 wt .-% ferrite is increasingly formed, which adversely affects the shape memory effect. Increasing the Mn content above 32 wt .-%, the desired decreases Switching temperature too much, so that the switching temperature and the possible operating temperatures of a corresponding component too close.
  • Silicon serves to ensure the reversibility of the phase transformation of martensite into austenite. Contents below 3.0% by weight of Si lead to a reduction of the shape memory effect. Above 10% by weight, embrittlement of the material can be observed. In addition, with Si contents above 10% by weight, the increased formation of the unfavorable ferritic microstructure takes place.
  • the shape memory alloy contains at least 3.0 wt% Cr.
  • Ni serves to stabilize the austenitic structure and also improves the formability of the material.
  • a Ni content below 0.1% by weight has no significant influence on the properties of the material.
  • Ni contents of more than 6.0% by weight lead to slight improvements in the abovementioned properties only in conjunction with an increased Cr content, so that the Ni content is reduced to a maximum of 6.0% by weight, preferably up to cost savings is limited to a maximum of 4.0 wt .-%.
  • each individual element of group 2 does not exceed the maximum content of 1.5% by weight, more preferably the maximum content of each individual element is 1.2% by weight or at most 1.0% by weight, to counteract unwanted solidification.
  • the Cr content in weight percentage is 3.0% by weight ⁇ Cr ⁇ 10.0% by weight, so that a good compromise between ferrite formation and corrosion resistance of the shape memory alloy is achieved.
  • the ferrite formation counteracts the shape memory effect, since ferrite does not undergo phase transformation and prone to premature plastic deformation.
  • the difference between the Cr content and the Ni content is: 0% by weight ⁇ Cr-Ni ⁇ 6.0% by weight.
  • the maximum difference in the contents of Cr and Ni is insofar limited to 6 wt .-%. It has been found that an increase in the difference of the chromium and nickel content to more than 6 wt .-% leads to no appreciable improvements in the mechanical properties, but rather to the embrittlement of the material. A decrease in the difference to below 0 wt .-%, ie that the nickel content is greater than the chromium content On the other hand, it can have a negative effect on the switching temperature, in which it is lowered and approaches the operating temperature of the material.
  • the ratio in atomic% of the sum of the alloy constituents of group 1 and group 2 applies: 0.5 ⁇ ⁇ group 2 ⁇ group 1 ⁇ 1.5 . so that on the one hand the shape memory effect can be completely ensured by sufficient formation of precipitates and on the other hand solidifications due to free atoms of group 2 in the microstructure can be significantly reduced.
  • the content of N and C is limited to a maximum of 0.1 wt .-%, preferably a maximum of 0.07 wt .-%, so that the precipitates are not too large and these can have a negative effect on mechanical properties of the alloy.
  • the alloy contents of the alloying elements of the group 2 elements are limited.
  • the alloying constituents of the elements of group 2 Ti ⁇ 1.2 wt.%, Nb ⁇ 1.2 wt%, W ⁇ 1.2% by weight, V ⁇ 1.2% by weight, Zr ⁇ 1.2 wt.%, preferably, the upper limit is lowered to 1.0% by weight for each individual Group 2 element. The formation of solidifications is thereby further reduced, so that the shape memory alloy has a good forming behavior.
  • sulfur, phosphorus and oxygen should be limited to contents of not more than 0.1% by weight, preferably not more than 0.05% by weight and more preferably not more than 0.03% by weight. to reduce their negative impact, for example on corrosion resistance.
  • Molybdenum, copper and cobalt may be alloyed singly or in combination to improve the shape memory effect. A corresponding influence is in each case on contents of maximally 0.5 Gew. -% limited.
  • Aluminum and magnesium can contribute individually or in combination to improve the corrosion resistance and at the same time also bring about a reduction in the density of the alloy. Their content is limited to a maximum of 5 wt .-%, preferably to a maximum of 2.0 wt .-%, more preferably to a maximum of 1.0 wt .-%.
  • calcium may be added to cure existing sulfur to avoid undesirable sulfur-manganese MnS bonding.
  • the content of Ca is limited to a maximum of 0.015 wt .-%, preferably to a maximum of 0.01 wt .-%.
  • the above-described object is also achieved by a flat product with a shape memory effect consisting of an alloy which, in addition to iron and production-related impurities, contains manganese at 12% by weight to 24% by weight, silicon at 1% by weight. to 12 wt .-%, wherein at least one further element of a group 1 is contained, wherein the group 1 comprises the elements (N, B, C) and applies to the alloy constituents of the group 1 in wt .-%: ⁇ N . C . 10 ⁇ B ⁇ 0.005 ⁇ % .
  • group 2 comprises the elements (Ti, Nb, W, V, Zr) and applies to the alloy components of the group 2 in percent by weight: ⁇ Ti . Nb . W . V . Zr ⁇ 0.01 ⁇ % .
  • FIGS. 1 and 2 each show schematically a device for producing a flat product by strip casting in a schematic sectional view.
  • the exemplary embodiments listed in Table 1 were determined using the in Fig. 1 poured casting device (twin roll caster) poured and checked their shape memory effect. It was found that the embodiments compared to the prior art showed a lower tendency to undesirable solidifications and at the same time a good shape memory effect at sufficiently high switching temperature. In simulation experiments with identical melts, it was found that the embodiments can also be produced by tape casting in a belt caster, as in Fig. 2 shown.
  • the plant 1 for producing a cast strip B comprises a casting device 2, which is constructed as a conventional twin-roll caster and accordingly two mutually aligned around axis-parallel to each other and at the same height axes X1, X2 comprises rotating rollers 3,4.
  • the rollers 3, 4 are arranged with a thickness defining the thickness D of the cast strip B to be produced, and thus define at their longitudinal sides a casting area 5 in the form of a casting gap, in which the cast strip B is formed. On its narrow sides, the casting area 5 is sealed in a likewise known manner by side plates (not visible here), which are pressed against the end faces of the rollers 3, 4.
  • intensively cooled rollers 3, 4 rotate and thus form a boundary of the longitudinal sides of a casting mold formed by the rollers 3, 4 and the side plates, which continuously move in the casting operation.
  • the direction of rotation of the rollers 3,4 is directed in the direction of gravity R in the casting area 5 in, so that as a result of the rotation melt S. is conveyed from one in the space above the casting area 5 between the rollers 3,4 pending melt pool in the casting area 5.
  • the melt S solidifies when it touches the peripheral surface of the rollers 3,4, due to the there taking place intense heat dissipation to one shell.
  • the shells adhering to the rollers 3, 4 are conveyed into the casting region 5 by the rotation of the rollers 3, 4, where they are pressed together under the action of a band-forming force BFK into the cast strip B.
  • the effective cooling in the casting area 5 and the band forming force BFK are coordinated so that the continuously emerging from the casting area 5 cast strip B is largely completely solidified.
  • the emerging from the casting area 5 Band B is initially conveyed vertically in the direction of gravity and then deflected in a known manner in a continuously curved arc in a horizontally oriented conveyor section 6.
  • the cast strip B can then pass through a heating device 8, in which the strip B is heated to at least hot rolling start temperature.
  • the correspondingly heated cast strip B is then rolled in at least one hot rolling stand 9 to hot strip WB.
  • targeted cooling 7 after the hot rolling stand can be influenced on the formation of the structure.
  • By cooling the strip to about 400 ° C, a coarsening of the precipitates can be suppressed.
  • the hot strip WB can be reeled and otherwise prepared for removal.
  • the described heat treatment by means of the heating device 8 as well as the hot rolling with the hot rolling mill 9 or the cooling step using the cooling device 7 are only optional process steps.
  • the in Fig. 2 shown belt Caster 1 uses a casting belt 10, on which the molten steel 11 is poured with the composition of the invention. This takes place in the region of the first deflection roller 10a of the casting belt. About the second guide roller 10b, the highly cooled casting belt is returned. Covering means 12 make it possible for the further transport of the cast strip 13 to take place as far as possible without heat loss and optionally under a protective gas atmosphere for hot rolling 9. Instead of the covering means 12, alternatively, a second casting belt (not shown here) opposite the first casting belt 10 may be provided. Immediately before the hot rolling mill 9 and heating means 8 may be provided which heat the cast strip 13 to at least hot rolling start temperature.
  • a desired microstructure in the band can be adjusted, so that a flat product of a shape memory alloy is formed, which can be coiled or otherwise prepared for removal in the Anschuss.
  • a hot rolling machine as in the Fig. 1 and 2 exemplified, not mandatory.
  • the cast strip emerging from the casting area can be cooled directly without rolling.

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Description

  • Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Erzeugung eines Flachprodukts aus einer eisenbasierten Formgedächtnislegierung, bei welchem eine Schmelze, die zumindest als Hauptbestandteil Eisen, Legierungselemente und unvermeidbare Verunreinigungen enthält, in einer Gießeinrichtung zu einem gegossenen Band vergossen und dabei abgekühlt wird.
  • Aus dem Stand der Technik, beispielsweise aus der JP 62 112 751 A ist es bekannt, dass sich Folien oder Drähte durch Bandgussverfahren erzeugen lassen. Beim Bandgießen wird die Schmelze in einer Gießeinrichtung vergossen, bei der der Gießbereich bzw. der Stauungsbereich, in dem das gegossene Band geformt wird, an mindestens einer Längsseite durch eine während des Gießvorgangs kontinuierlich fortbewegte und gekühlte Wand begrenzt ist.
  • Ein Beispiel für ein solches endabmessungsnahes kontinuierliches Gießverfahren bzw. eine Gießeinrichtung zur Erzeugung beispielsweise eines Stahlflachprodukts ist die sog. "Zwei-Rollen-Gießeinrichtung" oder auch "Twin-Roll-Caster". Bei einem Twin-Roll-Caster rotieren im Gießbetrieb zwei achsparallel zueinander ausgerichtete Gießwalzen bzw. Gießrollen gegenläufig und begrenzen im Bereich ihres engsten Abstands einen den Gießbereich definierenden Gießspalt. Die Gießrollen sind dabei stark gekühlt, so dass die auf sie treffende Schmelze zu jeweils einer Schale erstarrt. Die Drehrichtung der Gießrollen ist so gewählt, dass die Schmelze und mit ihr die aus ihr auf den Gießrollen gebildeten Schalen in den Gießspalt transportiert werden. Die in den Gießspalt gelangenden Schalen werden unter Wirkung einer ausreichenden Bandformungskraft zu dem gegossenen Band zusammengedrückt, wodurch eine zumindest annähernde Durcherstarrung erfolgt.
  • Ein anderes Prinzip verwenden die sogenannten "Belt-Caster". Bei einer entsprechenden Gießeinrichtung wird flüssiger Stahl über ein Zuführsystem auf ein umlaufendes Gießband gegossen, worauf der Stahl erstarrt. Die Laufrichtung des Bandes ist dabei so gewählt, dass die Schmelze vom Zuführungssystem weg befördert wird. Oberhalb des unteren Gießbands kann ein weiteres Gießband angeordnet sein, das gegenläufig zum ersten Gießband umläuft. Unabhängig davon, ob ein oder zwei Gießbänder vorgesehen sind, begrenzt auch bei den voranstehend genannten Verfahren mindestens ein Gießband den Bereich, in dem das gegossene Band gebildet wird. Das jeweilige Gießband wird intensiv gekühlt, so dass die mit dem betreffenden Gießband in Kontakt kommende Schmelze darauf zu einem Band erstarrt, das von dem Gießband abgenommen werden kann.
  • Das aus der jeweiligen Gießeinrichtung austretende gegossene Band wird abgezogen, gekühlt und kann einer Weiterverarbeitung zugeleitet werden. Diese Weiterverarbeitung kann eine Wärmebehandlung und/oder ein Warmwalzen umfassen. Ein Vorteil des Bandgießens liegt darin, dass die auf das Bandgießen folgenden Arbeitsschritte in einer kontinuierlichen, unterbrechnungsfreien Abfolge absolviert werden können.
  • In der bereits erwähnten japanischen Offenlegungsschrift JP 62 112 751 A ist eine eisenbasierte Formgedächtnislegierung bekannt, welche neben Eisen insbesondere Elemente aus der Gruppe "Mn, Si" aufweist und in der neben diesen Elementen zusätzliche Gehalte an Cr, Ni, Co, Mo, C, Al, Ca und seltene Erden vorhanden sein können. Aus derart zusammengesetzten Legierungen sollen sich durch Bandgießen gegossene Folien erzeugen lassen, die temperatur- und auch korrosionsbeständig sind.
  • Vor diesem Hintergrund liegt der vorliegenden Erfindung die Aufgabe zugrunde, kostengünstige Verfahren zur Herstellung von Flachprodukten aus einer eisenbasierten Formgedächtnislegierung vorzuschlagen, die biegesteif und auf Druck und Torsion belastbar sind. Darüber hinaus soll ein Flachprodukt erzeugt werden, welches sich auf praxisgerechte Weise kostengünstig herstellen lässt. Als Flachprodukt wird ein gegossenes und/oder gewalztes Band oder Blech sowie daraus gewonnene Platinen, Zuschnitte oder dergleichen verstanden.
  • Gemäß einer ersten Lehre des erfindungsgemäßen Verfahrens wird die Schmelze in einer Gießeinrichtung zu einem Band gegossen und gekühlt, so dass ein kontinuierlicher Gießbetrieb gewährleistet werden kann, wobei die Dicke des Bandes größer 1 mm und kleiner 30 mm beträgt, deren Gießbereich mindestens an einer seiner Längsseiten durch eine sich während des Gießbetriebes in Gießrichtung bewegende und gekühlte Wand begrenzt wird.
  • Erfindungsgemäß wird die Schmelze in Kontakt mit der sich bewegenden Wand oder Gießband mit einer Abkühlrate von insbesondere mindestens 20 K/s, vorzugsweise 50 K/s, besonders bevorzugt mindestens 100 K/s gekühlt. Durch die hohe Erstarrungsgeschwindigkeit können Seigerungsvorgänge, die sich nachteilig auf die Werkstoffeigenschaften auswirken, verringert werden. Die Abkühlrate ist so gewählt, dass am Ende des Gießprozesses ein erstarrtes Flachprodukt erzeugt wird, beispielsweise ein eisenbasiertes Band aus einer Formgedächtnislegierung.
  • Um ein Flachprodukt aus einer eisenbasierten Formgedächtnislegierung mit Verfestigungen durch interkristalline Atome (Gruppe 1) der durch Misch-Kristallverfestigung (Gruppe 2) oder mit einem Gefüge aus Austenit, ε-Martensit und feinen Ausscheidungen in Form von Karbiden, Boriden, Nitriden und/oder deren Mischform bereit zu stellen (Gruppe 1 + Gruppe 2), enthält erfindungsgemäß die Schmelze neben Eisen und herstellungsbedingten Verunreinigungen Mangan mit 12 Gew.-% bis 45 Gew.-% und Silizium mit 1 Gew.-% bis 12 Gew.-% und mindestens ein weiteres Element einer Gruppe 1, wobei die Gruppe 1 die Elemente N, B, C umfasst und für die Legierungsanteile der Gruppe 1 in Gew.-% gilt: ∑ N , C ,10 ⋅ B ≥ 0,005 ⁢ % ,
    Figure imgb0001
     und/oder mindestens ein weiteres Element einer Gruppe 2 enthält, wobei die Gruppe 2 die Elemente Ti, Nb, W, V, Zr umfasst und für die Legierungsanteile der Gruppe 2 in Gew.-% gilt: ∑ Ti , Nb , W , V , Zr ≥ 0,01 ⁢ % ,
    Figure imgb0002
     bevorzugt ∑ Ti , Nb , W , V , Zr ≥ 0,1 ⁢ %
    Figure imgb0003
  • und optional mindestens eine oder mehrere der folgenden Anteile an Legierungsbestandteilen vorhanden sein können:
    • Cu ≤ 20 Gew.-%,
    • Cr ≤ 20 Gew.-%,
    • Al ≤ 20 Gew.-%,
    • Mg ≤ 20 Gew.-%,
    • Ni ≤ 20 Gew.-%,
    • O ≤ 0,5 Gew.-%,
    • Co ≤ 20 Gew.-%,
    • Mo ≤ 20 Gew.-%,
    • Ca ≤ 0,5 Gew.-%,
    • P ≤ 0,5 Gew.-%, und/oder
    • S ≤ 0,5 Gew.-%.
  • Erfindungsgemäß ist vorgesehen, dass das aus dem Gießspalt der Gießeinrichtung austretende oder das auf dem Gießband erstarrte und optional im Anschluss daran zusätzlich warmgewalzte, optional kaltgewalzte Band abschließend mindestens auf die Martensit-Finish (MF)-Temperatur der jeweiligen Legierung erwärmt wird. Das so erzeugte Flachprodukt ermöglicht das Einprägen einer Bauteilgestalt durch entsprechende Beaufschlagung des Flachproduktes mit einer Last, wobei während des Lastbeaufschlagens die Temperatur auf mindestens Austenit-Finishtemperatur (AF) erhöht wird und für mindestens 20 Sekunden die Last und die Temperatur > AF auf das Flachprodukt einwirkt. Der Formgedächtniseffekt ist somit in dem erfindungsgemäßen Flachprodukt auf die gewünschte Bauteilgestalt eingestellt.
  • Die Banddicken, mit denen das erfindungsgemäße gegossene und abgekühlte Band den Gießspalt verlässt oder auf das Gießband gegossen wird und erstarrt, betragen zwischen mehr als 1 mm und 30 mm, insbesondere zwischen 1,5 mm und 20 mm, weiter bevorzugt zwischen 2 mm und 10 mm.
  • Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren lassen sich eisenbasierte Formgedächtnislegierungen auf Basis von Fe-Mn-Si(-Cr(-Ni))-Systemen mittels einer Bandgießrichtung als Flachprodukt gießen.. Aufgrund ihrer Verwendung vorzugsweise für Schaltzwecke insbesondere in Hochtemperaturbereichen ist es erforderlich, ein Material zur Verfügung zu stellen, das den jeweiligen Anforderungen gerecht wird. Abhängig von dem Einsatz wird ein Material verwendet, das eine Mindestdicke von >1 mm aufweist, um die erforderlichen späteren Bauteileigenschaften, wie z.B. Widerstandsfähigkeit gegen Knicken und/oder Wirksamkeit bei Biegebeanspruchung gewährleisten zu können.
  • Gemäß einer weiteren Ausgestaltung des Verfahrens wird als Gießeinrichtung ein Twin-Roll-Caster oder ein Belt-Caster verwendet. Es hat sich herausgestellt, dass die erfindungsgemäße Schmelze sich bevorzugt über die genannten Bandgießeinrichtungen herstellen lässt. Das Bandgießen eignet sich hervorragend für eisenbasierte Formgedächtnislegierungen, da gegenüber dem konventionellen Gießen, insbesondere Stranggießen kein Gießpulver verwendet werden muss, so dass verhindert werden kann, dass, wenn insbesondere hoch reaktive Legierungsbestandteile, wie beispielsweise Mn, Si, Cr und/oder Al in hohen Gehalten vorhanden sind, Probleme beim Gießen auftreten. Ferner ist das Bandgießen von Vorteil, insbesondere wenn beispielsweise hohe Legierungsgehalte an stark seigernden Elementen, wie z.B. Mn, Si, Cr und/oder Ni vorhanden sind. Eine Seigerung kann durch eine schnelle Erstarrung im Wesentlichen unterdrückt werden. Ferner weisen eisenbasierte Formgedächtnislegierungen eine niedrige Hochtemperaturduktilität auf, so dass die Biegung beim Gießen nur für geringen Dicken möglich ist bzw. abhängig von der Gießeinrichtung nicht unbedingt erforderlich ist. Charakteristisch ist ferner, dass eisenbasierte Formgedächtnislegierungen einen hohen Warmumformwiderstand haben und dennoch im Wesentlichen endabmessungsnah dünngegossen werden. Die Einrichtungen können zur energieeffizienten Herstellung des Flachproduktes mit Formgedächtniseigenschaften eingesetzt werden. Wie schon ausgeführt, bilden bei einem Twin-Roll-Caster die achsparallel angeordneten Rollen jeweils eine sich im Gießbetrieb in Gießrichtung kontinuierlich fortbewegende, gekühlte Begrenzung des Gießbereichs, mit welchen zumindest zwei Längsseiten des Bandes geformt werden. Damit kann eine ausreichend hohe Kapazität mit einer einzigen Gießeinrichtung bereit gestellt werden, da die Austrittsgeschwindigkeiten des gegossenen Bandes relativ hoch sind.
  • Bei dem Belt-Caster übernimmt diese Funktion ein horizontal bewegtes Gießband, auf welches die Schmelze zur Herstellung des Bandes gegossen wird. Der Vorteil der Verwendung dieser Bandgießeinrichtungen liegt darin, dass andere Verfahrensschritte, wie beispielsweise ein Warmwalzen, sich unmittelbar anschließen können und insbesondere der Walzaufwand wegen der geringen Gießdicken niedrig ist und aufgrund des kompakten Charakters der entsprechenden Gießeinrichtungen eine Prozessführung mit dem werkstoffseitig geforderten Parametern, vor allem bezüglich der Temperatur, besonders vorteilhaft möglich ist. Da die Schmelze im Belt-Caster in der Horizontalen gegossen und abgekühlt wird, erfährt das erstarrte Band keine Umlenkung und im Ergebnis sind im Band selbst nur geringe Spannungen vorhanden, so dass insbesondere die Rissentstehungsgefahr im Hochtemperaturbereich des erzeugten Flachprodukts minimiert wird.
  • Wird während des Gießens beim Twin-Roll-Caster ein legierungsabhängiger Rollendruck, ausgedrückt durch die sog. RSF (Roll separating force) oder Bandformungskraft (BFK)eingestellt, kann gewährleistet werden, dass mit hoher Prozesssicherheit das Band nach dem Austritt aus dem Gießbereich im Wesentlichen völlig durcherstarrt ist. Der spezifische Rollendruck kann empirisch ermittelt werden und gewährleistet einen sicheren Bandgießprozess.
  • Durchläuft das Band vor dem Warmwalzen eine Aufwärmvorrichtung, kann ein evtl. beim Austritt des Bandes aus der Gießeinrichtung auftretender Wärmeverlust wieder ausgeglichen werden und die spezifische Warmwalztemperatur prozesssicher erreicht werden.
  • Die Bandgeschwindigkeiten, mit denen das gegossene Band aus dem Gießspalt austritt liegen in der Praxis typischerweise im Bereich von 0,06 bis 3,0 m/s.
  • Ein besonders effektives und wirtschaftliches Herstellverfahren kann dadurch bereitgestellt werden, dass das aus dem Gießbereich austretende, gegossene Band mindestens einem Walzgerüst kontinuierlich zugeführt wird. Die Gießeinrichtung kann somit unmittelbar mindestens ein Walzgerüst mit einem gegossenen Band zum Auswalzen versorgen, so dass kein Handling der gegossenen Bänder zwischen Gießen und Walzen erfolgen muss. Alternativ kann das gegossene Band entsprechend auch abgekühlt und zu einem späteren Zeitpunkt ggf. wieder erwärmt und gewalzt werden. Schließlich wird das Warmband optional kaltgewalzt, wobei das Kaltwalzen in mindestens einem Walzstich erfolgt.
  • Um einer Versprödung während der folgenden Fertigungs- und Verarbeitungsschritte entgegenzuwirken, kann erfindungsgemäß eine Glühbehandlung in warm- und/oder kaltgewalztem Zustand bei einer Temperatur oberhalb der Schalttemperatur für einen Zeitraum von 20 Sekunden bis 48 Stunden durchgeführt werden.
  • Nach dem Gießen des Bandes kann das gegossene Band einem Warmwalzen unterzogen werden, bei dem die Warmwalzanfangstemperatur zwischen 500°C und TSolidus-50°C betragen sollte. Durch die inline auf den Gieß- und Abkühlvorgang folgenden Warmwalzschritte kann einerseits die gewünschte Enddicke des Bandes und andererseits die Oberflächenbeschaffenheit eingestellt sowie die Mikrostruktur optimiert werden, indem beispielsweise in gegossenem Zustand noch vorhandene Kavitäten geschlossen werden. Das Warmband kann auch einem Kaltwalzen unterzogen werden und somit in seiner Dicke weiter reduziert werden.
  • Es hat sich herausgestellt, dass durch endabmessungsnahe Gießverfahren Flachprodukte aus einer eisenbasierten Formgedächtnislegierung erzeugt werden können, die je nach Legierungsbestandteile Verfestigungen durch interkristalline Atome (Gruppe 1) oder durch Misch-Kristallverfestigung (Gruppe 2) oder ein Gefüge aus Austenit, ε-Martensit und optional feinen Ausscheidungen (Gruppe 1 + Gruppe 2) besitzen. Dabei sind die erfindungsgemäß jeweils verarbeiteten Legierungen so zusammengesetzt, dass sich der gewünschte Gefügezustand sicher einstellt. Es hat sich herausgestellt, dass Flachprodukte aus eisenbasierten Formgedächtnislegierungen auch über eine Gießeinrichtung zu einem gegossenen Band vergossen werden können, so dass ein endabmessungsnahes Stahlflachprodukt hergestellt werden kann. Bei dem angewandten Bandgussverfahren wird ein Band erzeugt, welches beispielsweise aufgrund der Gehalte der Legierungsbestandteile gemäß der Gruppe 1 N, C, B in Verbindung mit den Elementen der Gruppe 2 Ti, Nb, W, V, Zr Ausscheidungspaare in Form von Karbiden, Nitriden, Boriden oder deren Mischform enthält, welche in Verbindung mit dem Eisen-, Mangan- und Siliziumgehalt der Legierung die gewünschte Gefügekombination zur Erzielung eines Formgedächtniseffektes bereitstellt. Als möglicher Bestandteil enthält die Legierung wenigstens eines der Elemente Bor, Stickstoff und/oder Kohlenstoff und wenigstens eines der Elemente Titan, Niob, Wolfram, Vanadium oder Zirkonium sowie als Rest Eisen, Mangan, Silizium und unvermeidliche Verunreinigungen. Die Elemente der Gruppe 1 und 2 erweisen sich als besonders vorteilhaft, weil sie zu den gewünschten Ausscheidungen führen, die an den entsprechenden Stellen als Keimzellen für die erwünschte Phasentransformation dienen. Mit den in den Ansprüchen genannten Gehalten an diesen Elementen ermöglicht das erfindungsgemäße Herstellungsverfahren eine betriebssichere Herstellung eines Flachproduktes mit Formgedächtniseffekt. Mangan in Gehalten von 12 Gew.-% bis 45 Gew.-% fördert in dem erfindungsgemäß erzeugten Stahlflachprodukt eine Stabilisierung des Austenits des Werkstoffs. Um diesen Effekt sicher zu erreichen, kann der Mn-Gehalt zwischen 20 Gew.-% und insbesondere 35 Gew.-% liegen. Si-Gehalte von 1 Gew.-% bis zu 12 Gew.-% dienen der Sicherstellung der Reversibilität der Umwandlung von Martensit in Austenit in den erfindungsgemäßen Flachprodukten. Bevorzugte Si-Gehalte betragen 3 Gew.-% bis 10 Gew.-%. Für die Praxis zweckmäßige Einstellungen der Gehalte an N, B, C bzw. Ti, Nb, W, Zr ergeben sich dann, wenn der C-Gehalt auf max. 0,5 Gew.-%, insbesondere auf max. 0,2 Gew.-% beschränkt wird. Der B-Gehalt wird zweckmäßigerweise auf max. 0,5 Gew.-%, insbesondere auf max. 0,05 Gew.-% beschränkt. Der N-Gehalt wird zweckmäßigerweise auf 0,5 Gew.-%, insbesondere auf max. 0,2 Gew.-% beschränkt. Bevorzugt wird darüber hinaus der Gehalt an Elementen der Gruppe 2 (Ti, Nb, W, V, Zr) auf max. 2,0 Gew.-%, insbesondere auf max. 1,5 Gew.-% einzeln beschränkt. Dabei kann es günstig sein, jeweils eines oder mehrere der Elemente der Gruppe 1 (N, B, C) in Verbindung mit einem oder mehreren der Elemente der Gruppe 2 (Ti, Nb, W, V, Zr) in den angegebenen enger eingegrenzten Gehalten zuzugeben, während die anderen Elemente der Gruppe 1 (N, B, C) innerhalb der erlaubten maximalen Vorgaben zugegeben werden. Gleiches kann bezüglich der beiden Gruppen auch umgekehrt gelten.
  • Auch wenn es als möglich angesehen wird, die Gruppe der Legierungselemente einer eisenbasierten Formgedächtnislegierung neben Fe, Mn, Si und unvermeidbaren Verunreinigungen auf mindestens ein Element der Gruppe 1 und mindestens ein weiteres Element der Gruppe 2 zu beschränken, kann es unter bestimmten Umständen für die Einstellung bestimmter Eigenschaften der erhaltenen Stahlflachprodukte zweckmäßig sein, der Formgedächtnislegierung optional eines oder mehrere der Elemente aus der Gruppe Cu, Cr, Al, Mg, Mo, Co, Ni, O, P, S, Ca zuzugeben. Die hierzu jeweils in Frage kommenden Gehaltsbereiche lauten:
    • Cu: ≤ 20 Gew.-%, vorzugsweise ≤ 10 Gew.-%,
    • Cr: ≤ 20 Gew.-%, vorzugsweise ≤ 10 Gew.-%,
    • Al: ≤ 20 Gew.-%, vorzugsweise ≤ 10 Gew.-%,
    • Mg: ≤ 20 Gew.-%, vorzugsweise ≤ 10 Gew.-%,
    • Mo: ≤ 20 Gew.-%, vorzugsweise ≤ 10 Gew.-%,
    • Co: ≤ 20 Gew.-%, vorzugsweise ≤ 10 Gew.-%,
    • Ni: ≤ 20 Gew.-%, vorzugsweise ≤ 10 Gew.-%,
    • O: ≤ 0,5 Gew.-%,
    • P: ≤ 0,5 Gew.-%,
    • S: ≤ 0,5 Gew.-%,
    • Ca: ≤ 0,5 Gew.-%.
  • Durch die Zugabe von Cu, Mo und Co kann einzeln oder in Kombination der Formgedächtniseffekt verbessert werden, wohingegen die Wirkung von Cr, Al und Mg einzeln oder in Kombination hauptsächlich in einer Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit liegt. Die einzeln genannten Elemente können bis zu 20 Gew.-%, vorzugsweise bis zu 10 Gew.-% zulegiert werden. Um negative Einflüsse von S, P und O zu vermeiden, sind diese auf max. 0,5 Gew.-%, bevorzugt max. 0,2 Gew.-%, besonders bevorzugt auf max. 0,1 Gew.-% beschränkt. Ni unterstützt die Stabilisierung des Austenits im Gefüge und verbessert die Umformbarkeit des Materials. Ca kann bei Vorhandensein von S mit maximal 0,5 Gew.-% zulegiert werden, um eine unerwünschte Bindung von Mn in Form von MnS zu unterdrücken. Der Gehalt wird auf max. 0,5 Gew.-%, bevorzugt max. 0,2 Gew.-%, besonders bevorzugt auf max. 0,1 Gew.-% beschränkt.
  • Um die positiven Einflüsse der optional zugegebenen Legierungselemente Cr und Ni nutzen zu können, kann die Schmelze jeweils optional mindestens 0,1 Gew.-% Ni und mindestens 0,2 Gew.-% Cr enthalten.
  • Gemäß einer weiteren Ausgestaltung weist die Formgedächtnislegierung folgende Legierungsbestandteile in Gewichtsprozent auf:
    • 25,0 Gew.-% ≤ Mn ≤ 32,0 Gew.-%,
    • 3,0 Gew.-% ≤ Si ≤ 10,0 Gew.-%,
    • 3,0 Gew.-% ≤ Cr ≤ 10,0 Gew.-%,
    • 0,1 Gew.-% ≤ Ni ≤ 6,0 Gew.-%, vorzugsweise 4,0 Gew.-%,
    • P ≤ 0,1 Gew.-%,
    • S 0,1 Gew.-%,
    • Mo ≤ 0,5 Gew.-%,
    • Cu ≤ 0,5 Gew.-%,
    • Al ≤ 5,0 Gew.-%,
    • Mg ≤ 5,0 Gew.-%,
    • O 0,1 Gew.-%,
    • Ca ≤ 0,1 Gew.-%,
    • Co ≤ 0,5 Gew.-%,
    wobei mindestens ein Element einer Gruppe 1 von Elementen vorhanden ist, die Gruppe 1 aus den Elementen N, C, B mit folgenden Gehalten
    N ≤ 0,1 Gew.-%,
    C ≤ 0,1 Gew.-%,
    B ≤ 0,1 Gew.-%
    besteht und für die Summe der Gehalte der Legierungsbestandteile der Gruppe 1 gilt: ∑ N , C ,10 ⋅ B ≥ 0,005 ⁢ % ,
    Figure imgb0004
     und/oder wobei mindestens ein Element einer Gruppe 2 von Elementen vorhanden ist, die Gruppe 2 aus den Elementen Ti, Nb, W, V, Zr mit folgenden Gehalten
    Ti ≤ 1,5 Gew.-%,
    Nb ≤ 1,5 Gew.-%,
    W ≤ 1,5 Gew.-%,
    V ≤ 1,5 Gew.-%,
    Zr ≤ 1,5 Gew.-% besteht und für die Summe der Gehalte der Legierungsbestandteile der Gruppe 2 gilt: ∑ Ti , Nb , W , V , Zr ≥ 0,01 ⁢ % ,
    Figure imgb0005
     bevorzugt ∑ Ti , Nb , W , V , Zr ≥ 0,1 ⁢ %
    Figure imgb0006
     und darauf aufbauend gemäß einer weiteren erfindungsgemäßen Ausgestaltung für das Verhältnis der Summe der Legierungsbestandteile der Gruppe 1 und der Gruppe 2 in Atom-% gilt: 0,5 ≤ ∑ Gruppe 2 ∑ Gruppe 1 ≤ 2,0 ,
    Figure imgb0007
     mit Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen.
  • Neben den genannten möglichen Bestandteilen der Formgedächtnislegierung, der Legierungsbestandteile Mn, Si, Cr, Ni sowie eines der Elemente der Gruppe 1 (N, C, B) und/oder eines der Elemente der Gruppe 2 (Ti, Nb, W, V, Zr) kann die Formgedächtnislegierung zusätzlich die Elemente P, S, Mo, Cu, Al, Mg, O, Ca oder Co optional enthalten, welche bis zu den angegebenen Werten vorteilhafte Wirkungen entfalten können. Die den Formgedächtniseffekt beeinflussenden Ausscheidungen, deren Bildung durch das Verhältnis der beiden Elementgruppen, Gruppe 1 und Gruppe 2 zueinander beeinflusst wird, zeigen einen deutlichen, positiven Einfluss auf den Formgedächtniseffekt, sofern die Summe der Bestandteile der Elemente der Gruppe 2 in Atom-% der Legierung im Verhältnis zu der Summe der Legierungsbestandteile der Gruppe 1 in Atom-%, im Bereich von 0,5 bis 2,0 liegt. Hierdurch wird ein gezieltes stöchiometrisches Verhältnis der Legierungselemente der Gruppe 1 und Gruppe 2 eingestellt. Es wurde festgestellt, dass gerade bei diesem Verhältnis der Legierungsbestandteile in Atom-% der Gruppe 2 zu der Gruppe 1 die Ausscheidungsbildung besonders günstig ist und den Formgedächtniseffekt unterstützt. Ist das angegebene Verhältnis beispielsweise kleiner als 0,5, können die Ausscheidungselemente in Form von N, C und/oder B nicht abgebunden werden und der Formgedächtniseffekt wird reduziert, da die Elemente der Gruppe 1 in gelöster Form im Gefüge vorliegen. Im Ergebnis wird zudem ein negativer Effekt auf die Reversibilität der Phasentransformation, d.h. der Rückumwandlung von Martensit in Austenit, beobachtet. Wird das so gebildete Verhältnis der Summen der Legierungsbestandteile größer als 2, stellen sich unerwünschte Verfestigungen aufgrund der Elemente der Gruppe 2 ein, die sich als freie Atome im Gefüge einlagern und damit wiederum den Formgedächtniseffekt behindern.
  • Der Mangangehalt von 25 Gew.-% bis 32 Gew.-% dient zur Stabilisierung des Austenits im Gefüge und hat insbesondere Einfluss auf die Schalttemperatur des Formgedächtnismaterials. Unterhalb eines Mn-Gehalts von 25,0 Gew.-% wird vermehrt Ferrit gebildet, der sich nachteilig auf den Formgedächtniseffekt auswirkt. Erhöht man den Mn-Gehalt oberhalb von 32 Gew.-%, verringert sich die gewünschte Schalttemperatur zu sehr, so dass sich die Schalttemperatur und die möglichen Einsatztemperaturen eines entsprechenden Bauteils zu stark annähern.
  • Silizium dient der Sicherstellung der Reversibilität der Phasenumwandlung von Martensit in Austenit. Gehalte unterhalb von 3,0 Gew.-% Si führen zu einer Reduzierung des Formgedächtniseffekts. Oberhalb von 10 Gew.-% kann eine Versprödung des Materials beobachtet werden. Zudem findet bei Si-Gehalten oberhalb von 10 Gew.-% die vermehrte Ausbildung des ungünstigen ferritischen Gefüges statt.
  • Um eine ausreichende Korrosionsbeständigkeit sicherzustellen, enthält die Formgedächtnislegierung mindestens 3,0 Gew.-% Cr. Eine Steigerung des Cr-Gehaltes auf oberhalb von 10 Gew.-% begünstigt wiederum die Ferritbildung, welche sich, wie bereits ausgeführt, negativ auf den Formgedächtniseffekt auswirkt.
  • Nickel dient nun schließlich zur Stabilisierung des austenitischen Gefüges und verbessert zudem die Umformbarkeit des Materials. Ein Ni-Gehalt von unterhalb von 0,1 Gew.-% hat allerdings keinen signifikanten Einfluss auf die Eigenschaften des Materials. Ni-Gehalte von mehr als 6,0 Gew.-% führen jedoch lediglich in Zusammenhang mit einem erhöhten Cr-Anteil zu geringfügigen Verbesserungen der vorgenannten Eigenschaften, so dass zur Kosteneinsparung der Ni-Gehalt auf maximal6,0 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 4,0 Gew.-% beschränkt wird.
  • Um zu gewährleisten, dass die gewünschten Ausscheidungen erfolgen, ohne sich negativ auf weitere Eigenschaften der Formgedächtnislegierung auszuwirken, ist als Obergrenze für alle Elemente der Gruppe 1, also N, C und B maximal 0,1 Gew.-% vorgesehen. Die Elemente der Gruppe 2 (Ti, Nb, W, V, Zr) können mit einem Mindestgehalt von 0,01 Gew.-% vorhanden sein, wobei dies mindestens für ein Element dieser Gruppe gilt. Mit einem Gewichtsanteil von mindestens 0,01 Gew.-%, vorzugsweise mindestens 0,1 Gew.-% für Ti, Nb, W, V und/oder Zr wird der Formgedächtniseffekt positiv beeinflusst. Insbesondere die Reversibilität der Phasentransformation kann durch einen entsprechenden Gehalt eines der Gruppe 2 Elemente sichergestellt werden. Bevorzugt überschreitet jedes einzelne Element der Gruppe 2 den maximalen Gehalt von 1,5 Gew.-% nicht, besonders bevorzugt liegt der maximale Gehalt jedes einzelnen Elementes bei 1,2 Gew.-% bzw. bei maximal 1,0 Gew.-%, um unerwünschte Verfestigungen entgegen zu wirken.
  • Gemäß einer Ausgestaltung der Formgedächtnislegierung beträgt der Cr-Gehalt in Gewichtsprozent 3,0 Gew.-% ≤ Cr ≤ 10,0 Gew.-%, so dass ein guter Kompromiss zwischen Ferritbildung und Korrosionsbeständigkeit der Formgedächtnislegierung erreicht wird. Die Ferritbildung wirkt gegen den Formgedächtniseffekt, da Ferrit keine Phasentransformation eingeht und zur vorzeitigen plastischen Verformung neigt.
  • Gemäß einer weiteren Ausgestaltung der Formgedächtnislegierung gilt für die Differenz des Cr-Gehalts und des Ni-Gehalts: 0 Gew.-% ≤ Cr-Ni ≤ 6,0 Gew.-%. Die maximale Differenz der Gehalte von Cr und Ni ist insofern auf 6 Gew.-% beschränkt. Es hat sich gezeigt, dass ein Ansteigen der Differenz des Chrom- und Nickelgehaltes auf über 6 Gew.-% zu keinen nennenswerten Verbesserungen der mechanischen Eigenschaften, sondern vielmehr zur Versprödung des Materials führt. Ein Absinken der Differenz auf unterhalb von 0 Gew.-%, d.h. dass der Nickel-Gehalt größer ist als der Chrom-Gehalt kann sich dagegen negativ auf die Schalttemperatur auswirken, in dem diese abgesenkt wird und sich der Einsatztemperatur des Werkstoffes annähert.
  • Gemäß einer weiteren Ausgestaltung der Formgedächtnislegierung gilt für das Verhältnis in Atom-% der Summe der Legierungsbestandteile der Gruppe 1 und Gruppe 2: 0,5 ≤ ∑ Gruppe 2 ∑ Gruppe 1 ≤ 1,5 ,
    Figure imgb0008
     so dass einerseits der Formgedächtniseffekt durch ausreichende Bildung von Ausscheidungen vollständig gewährleistet werden kann und andererseits Verfestigungen aufgrund von freien Atomen der Gruppe 2 im Gefüge deutlich reduziert werden können.
  • Eine weitere Ausgestaltung der Formgedächtnislegierung weist N, C und/oder B in folgender Menge in Gewichtsprozent:
    • 0,005 Gew.-% ≤ N ≤ 0,1 Gew.-%,
    • 0,005 Gew.-% ≤ C ≤ 0,1 Gew.-% und/oder
    • 0,0005 Gew.-% ≤ B ≤ 0,1 Gew.-%
    auf. Enthält die Formgedächtnislegierung die Elemente N und/oder C in Gehalten von mindestens 0,005 Gew.-% und/oder B in einem Gehalt von mindestens 0,0005 Gew.-%, kann durch die Mindestgehalte die Bildung der Ausscheidungen verbessert werden. Durch die Obergrenze von 0,1 Gew.-%, vorzugsweise von 0,05 Gew.-%, besonders bevorzugt 0,01 Gew.-% von B, wird gewährleistet, dass die Oxidationsbeständigkeit der Formgedächtnislegierung nicht zu stark herabsinkt.
  • Gleichzeitig wird der Gehalt von N und C jeweils auf maximal 0,1 Gew.-%, vorzugsweise maximal 0,07 Gew.-% beschränkt, so dass die Ausscheidungen nicht zu groß werden und diese sich negativ auf mechanischen Eigenschaften der Legierung auswirken können.
  • Bei einer weiteren Ausgestaltung der Legierung werden die Legierungsgehalte der Legierungsbestandteile der Elemente der Gruppe 2 beschränkt. Gemäß dieser Ausführungsform betragen die Legierungsbestandteile der Elemente der Gruppe 2
    Ti ≤ 1,2 Gew.-%,
    Nb ≤ 1,2 Gew.-%,
    W ≤ 1,2 Gew.-%,
    V ≤ 1,2 Gew.-%,
    Zr ≤ 1,2 Gew.-%,
    wobei bevorzugt die Obergrenze auf 1,0 Gew.-% für jedes einzelne Element der Gruppe 2 herabgesenkt wird. Die Entstehung von Verfestigungen wird hierdurch weiter verringert, so dass die Formgedächtnislegierung ein gutes Umformverhalten aufweist.
  • Schließlich sollten gemäß einer weiteren Ausführungsform der Formgedächtnislegierung Schwefel, Phosphor und Sauerstoff auf Gehalte von maximal 0,1 Gew.-%, bevorzugt auf maximal 0,05 Gew.-% und besonders bevorzugt auf maximal 0,03 Gew.-% beschränkt werden, um deren negative Einflüsse, beispielsweise auf die Korrosionsbeständigkeit, zu verringern. Molybdän, Kupfer und Kobalt können einzeln oder in unterschiedlicher Kombination zur Verbesserung des Formgedächtniseffekts zulegiert werden. Ein entsprechender Einfluss ist jeweils auf Gehalte von maximal 0,5 Gew.-% beschränkt. Aluminium und Magnesium können einzeln oder in Kombination zur Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit beitragen und bewirken zugleich auch eine Dichtereduzierung der Legierung. Ihr Gehalt ist auf maximal 5 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 2,0 Gew.-%, besonders bevorzugt auf maximal 1,0 Gew.-% beschränkt.
  • Gemäß einer weiteren Ausgestaltung kann Kalzium zur Abbindung von vorhandenem Schwefel zulegiert werden, um eine unerwünschte Bindung von Schwefel mit Mangan in Form von MnS zu vermeiden. Um die Korrosionsbeständigkeit nicht zu vermindern und zu große Verunreinigungen durch Ca zu vermeiden, wird der Gehalt von Ca auf maximal 0,015 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,01 Gew.-% beschränkt.
  • Gemäß einer zweiten Lehre der vorliegenden Erfindung wird die oben aufgezeigte Aufgabe auch durch ein Flachprodukt mit Formgedächtniseffekt bestehend aus einer Legierung, welche neben Eisen und herstellungsbedingten Verunreinigungen Mangan mit 12 Gew.-% bis 24 Gew.-%, Silizium mit einem Gew.-% bis 12 Gew.-% aufweist, gelöst, wobei mindestens ein weiteres Element einer Gruppe 1 enthalten ist, wobei die Gruppe 1 die Elemente (N, B, C) umfasst und für die Legierungsanteile der Gruppe 1 in Gew.-% gilt: ∑ N , C , 10 ⋅ B ≥ 0,005 ⁢ % ,
    Figure imgb0009
     und/oder mindestens ein weiteres Element einer Gruppe 2 enthalten ist, wobei die Gruppe 2 die Elemente (Ti, Nb, W, V, Zr) umfasst und für die Legierungsanteile der Gruppe 2 in Gewichtsprozent gilt: ∑ Ti , Nb , W , V , Zr ≥ 0,01 ⁢ % ,
    Figure imgb0010
  • und die folgenden Anteile an Legierungsbestandteilen vorhanden sein können:
    • Cu ≤ 20 Gew.-%,
    • Cr ≤ 20 Gew.-%,
    • Al ≤ 20 Gew.-%,
    • Mg ≤ 20 Gew.-%,
    • Ni ≤ 20 Gew.-%,
    • O ≤ 0,5 Gew.-%,
    • Co ≤ 20 Gew.-%,
    • Mo ≤ 20 Gew.-%,
    • Ca ≤ 0,5 Gew.-%,
    • P ≤ 0,5 Gew.-%,
    • S ≤ 0,5 Gew.-%
    und das Flachprodukt bandgegossen ist.
  • Weitere Ausgestaltungen, insbesondere der Legierungszusammensetzung des Flachproduktes und Fertigungsparameter zur Erzeugung ergeben sich aus der oben genannten Beschreibung des Herstellverfahrens.
  • Im Weiteren soll die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen in Verbindung mit der Zeichnung näher erläutert werden. Die Figuren 1 und 2 zeigen schematisch jeweils eine Vorrichtung zur Erzeugung eines Flachproduktes durch Bandgießen in einer schematischen Schnittansicht.
  • Die in Tabelle 1 aufgelisteten Ausführungsbeispiele wurden unter Verwendung der in Fig. 1 dargestellten Gießeinrichtung (Twin-Roll-Caster) gegossen und deren Formgedächtniseffekt überprüft. Es zeigte sich, dass die Ausführungsbeispiele im Vergleich zum Stand der Technik eine geringere Neigung zu unerwünschten Verfestigungen zeigten und gleichzeitig einen guten Formgedächtniseffekt bei ausreichend hoher Schalttemperatur. Bei Simulationsversuchen mit identischen Schmelzen zeigte sich, dass die Ausführungsbeispiele auch durch Bandgießen in einem Belt-Caster hergestellt werden können, wie in Fig. 2 dargestellt.
  • Die Anlage 1 zum Erzeugen eines gegossenen Bands B umfasst eine Gießeinrichtung 2, die als konventioneller Twin-Roll-Caster aufgebaut ist und dementsprechend zwei gegeneinander um achsparallel zueinander und auf gleicher Höhe ausgerichtete Achsen X1, X2 rotierende Rollen 3,4 umfasst. Die Rollen 3,4 sind mit einem die Dicke D des zu produzierenden gegossenen Bands B festlegenden Abstands angeordnet und begrenzen so an dessen Längsseiten einen als Gießspalt ausgebildeten Gießbereich 5, in dem das gegossene Band B geformt wird. An seinen Schmalseiten ist der Gießbereich 5 in ebenso bekannter Weise durch hier nicht sichtbare Seitenplatten abgedichtet, die gegen die Stirnseiten der Rollen 3,4 gedrückt werden.
  • Während des Gießbetriebs rotieren die beispielsweise intensiv gekühlten Rollen 3,4 und bilden auf diese Weise eine Begrenzung der Längsseiten einer durch die Rollen 3,4 und die Seitenplatten gebildeten Gießkokille, die sich im Gießbetrieb kontinuierlich fortbewegen. Die Drehrichtung der Rollen 3,4 ist dabei in Schwerkraftrichtung R in den Gießbereich 5 hinein gerichtet, so dass in Folge der Rotation Schmelze S aus einem im Raum oberhalb des Gießbereichs 5 zwischen den Rollen 3,4 anstehenden Schmelzenpool in den Gießbereich 5 gefördert wird. Dabei erstarrt die Schmelze S, wenn sie die Umfangsfläche der Rollen 3,4 berührt, aufgrund der dort stattfindenden intensiven Wärmeabfuhr zu jeweils einer Schale. Die auf den Rollen 3,4 haftenden Schalen werden durch die Rotation der Rollen 3,4 in den Gießbereich 5 gefördert und dort unter Wirkung einer Bandformungskraft BFK zu dem gegossenen Band B zusammengepresst. Die im Gießbereich 5 wirksame Kühlleistung und die Bandformungskraft BFK sind dabei so aufeinander abgestimmt, dass das kontinuierlich aus dem Gießbereich 5 austretende gegossene Band B weitestgehend vollständig erstarrt ist.
  • Das aus dem Gießbereich 5 austretende Band B wird zunächst in Schwerkraftrichtung vertikal abgefördert und anschließend in bekannter Weise in einem kontinuierlich gekrümmten Bogen in eine horizontal ausgerichtete Förderstrecke 6 umgelenkt. Auf der Förderstrecke 6 kann das gegossene Band B anschließend eine Erwärmungseinrichtung 8 durchlaufen, in der das Band B auf mindestens Warmwalzanfangstemperatur erwärmt wird. Das entsprechend aufgewärmte gegossene Band B wird anschließend in mindestens einem Warmwalzgerüst 9 zu Warmband WB gewalzt. Durch eine gezielte Abkühlung 7 nach dem Warmwalzgerüst kann Einfluss auf die Ausbildung des Gefüges genommen werden. Durch Kühlung des Bandes auf ca. 400°C kann eine Vergröberung der Ausscheidungen unterdrückt werden. Im Anschluss kann das Warmband WB gehaspelt und anderweitig zum Abtransport vorbereitet werden.
  • Aus den drei in Tabelle 1 angegebenen Stahlschmelzen Z1, Z2 und Z3 wurde jeweils ein Band B mit der in Fig. 1 dargestellten Gießeinrichtung gegossen. Es zeigte sich, dass das gegossene Band B hinter der Kühlbehandlung ein Gefüge aus Austenit, ε-Martensit und fein verteilten Ausscheidungen in Form NbC, NbN, VC, VN, TiN, TiC und/oder deren Mischformen aufwies, so dass ein gute Formgedächtniseigenschaften ermittelt werden konnten.
  • Die beschriebene Wärmebehandlung mittels der Erwärmungseinrichtung 8 sowie das Warmwalzen mit dem Warmwalzgerüst 9 bzw. der Kühlschritt unter Verwendung der Kühleinrichtung 7 sind nur optionale Verfahrensschritte.
  • Der in Fig. 2 dargestellte Belt-Caster 1' verwendet ein Gießband 10, auf welches die Stahlschmelze 11 mit der erfindungsgemäßen Zusammensetzung gegossen wird. Dies erfolgt im Bereich der ersten Umlenkrolle 10a des Gießbandes. Über die zweite Umlenkrolle 10b wird das stark gekühlte Gießband wieder zurückgeführt. Über Abdeckmittel 12 wird ermöglicht, dass der weitere Transport des gegossenen Bandes 13 möglichst ohne Wärmeverlust und optional unter Schutzgasatmosphäre zum Warmwalzen 9 erfolgt. Anstelle des Abdeckmittels 12 kann alternativ ein zweites dem ersten Gießband 10 gegenläufiges Gießband (hier nicht dargestellt) vorgesehen sein. Unmittelbar vor dem Warmwalzgerüst 9 können auch Erwärmungsmittel 8 vorgesehen sein, welche das gegossene Band 13 auf mindestens Warmwalzanfangstemperatur erwärmen.
  • Über die Abschreckung 7 nach dem Warmwalzen kann ein gewünschtes Gefüge im Band eingestellt werden, so dass ein Flachprodukt aus einer Formgedächtnislegierung entsteht, welches im Anschuss gehaspelt oder anderweitig zum Abtransport vorbereitet werden kann.
  • Selbstverständlich ist ein Warmwalzgerät, wie in den Fig. 1 und 2 beispielhaft dargestellt, nicht zwingend erforderlich. Um das gemischte Gefüge einzustellen, kann das aus dem Gießbereich austretende, gegossene Band direkt ohne Walzung gekühlt werden.
    Figure imgb0011

Claims (6)

  1. Verfahren zur Erzeugung eines Flachprodukts aus einer eisenbasierten Formgedächtnislegierung, bei welchem eine Schmelze, die zumindest als Hauptbestandteil Eisen, Legierungselemente und unvermeidbare Verunreinigungen enthält, in einer Gießeinrichtung zu einem gegossenen Band vergossen und dabei abgekühlt wird,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    die Schmelze in einer Gießeinrichtung zu einem Band gegossen und abgekühlt wird, wobei die Dicke des Bandes größer 1 mm und kleiner 30 mm beträgt, deren Gießbereich mindestens an einer seiner Längsseiten durch ein sich während des Gießbetriebes in Gießrichtung bewegende und gekühlte Wand begrenzt wird, die Schmelze in Kontakt mit der sich bewegenden Wand oder Gießband mit einer Abkühlrate von mindestens 20 K/s gekühlt wird, die Schmelze neben Eisen und herstellungsbedingten Verunreinigungen Mangan mit 12 Gew.-% bis 45 Gew.-% und Silizium mit 1 Gew.-% bis 12 Gew.-% enthält, mindestens ein weiteres Element einer Gruppe 1 enthält, wobei die Gruppe 1 die Elemente N, B, C umfasst und für die Legierungsanteile der Gruppe 1 in Gewichtsprozent gilt: ∑ N , C ,10 ⋅ B ≥ 0,005 ⁢ % ,
    Figure imgb0012
     und/oder mindestens ein weiteres Element einer Gruppe 2 enthalten ist, wobei die Gruppe 2 die Elemente Ti, Nb, W, V, Zr umfasst und für die Legierungsanteile der Gruppe 2 in Gewichtsprozent gilt: ∑ Ti , Nb , W , V , Zr ≥ 0,01 ⁢ %
    Figure imgb0013
     und
    optional mindestens eine oder mehrere der folgenden Anteile an Legierungsbestandteilen vorhanden sein können:
    Cu ≤ 20 Gew.-%,
    Cr ≤ 20 Gew.-%,
    Al ≤ 20 Gew.-%,
    Mg ≤ 20 Gew.-%,
    Ni ≤ 20 Gew.-%,
    O ≤ 0,5 Gew.-%,
    Co ≤ 20 Gew.-%,
    Mo ≤ 20 Gew.-%,
    Ca ≤ 0,5 Gew.-%,
    P ≤ 0,5 Gew.-% und/oder
    S ≤ 0,5 Gew.-%,
    das aus dem Gießspalt der Gießeinrichtung austretende oder das auf dem Gießband erstarrte und im Anschluss daran zusätzlich warmgewalzte, optional kaltgewalzte Band abschließend mindestens auf die Martensit-Finish (MF) - Temperatur der jeweiligen Legierung erwärmt wird.
  2. Verfahren nach Anspruch 1,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    als Gießeinrichtung ein Twin-Roll-Caster oder ein Belt-Caster verwendet wird.
  3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    das Band vor dem Warmwalzen eine Aufwärmvorrichtung durchläuft.
  4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3,
    dadurch gekenn zeichnet, dass
    das Band nach dem Austritt aus dem Gießbereich im Wesentlichen vollständig erstarrt ist.
  5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    das aus dem Gießbereich austretende, gegossene Band mindestens einem Walzgerüst kontinuierlich zugeführt wird.
  6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5,
    dadurch gekennzeichnet, dass
    das aus dem Gießbereich austretende, gegossene Band direkt gekühlt wird.
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