WO2020064126A1 - Formgedächtnislegierung, daraus hergestelltes stahlflachprodukt mit pseudoelastischen eigenschaften und verfahren zur herstellung eines solchen stahlflachprodukts - Google Patents

Formgedächtnislegierung, daraus hergestelltes stahlflachprodukt mit pseudoelastischen eigenschaften und verfahren zur herstellung eines solchen stahlflachprodukts Download PDF

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shape memory
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Jonas Karl Moritz SCHWABE
Cássia CASTRO MÜLLER
Sabine Will
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Thyssenkrupp Steel Europe Ag
Thyssenkrupp Ag
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Definitions

  • Shape memory alloy flat steel product made from it with pseudo-elastic properties and method for producing such a flat steel product
  • the invention relates to a flat steel product with pseudoelastic
  • a flat steel product or a “sheet metal product” When a flat steel product or a “sheet metal product” is referred to below, it means rolled products, such as steel strips or sheets, from which blanks or blanks are divided for the production of, for example, body parts.
  • Sheet metal parts or “sheet metal parts” of the type according to the invention are produced from such flat steel or sheet metal products, the terms “sheet metal part” and “sheet metal part” being used synonymously here.
  • Salary range for which only an upper limit is specified can also include "0".
  • a shape memory alloy is known from EP 2 489 753 A1, which contains 25-42 atomic% Mn, 12-18 atomic% Al and 5-12 atomic% Ni, and optionally contents of 0.1-5 atomic% each. Si, Ti, V, Cr, Co, Cu, Mo, W, and also optionally contains contents of 0.001 - 1 atomic% B, C, rest Fe and unavoidable impurities.
  • This shape memory alloy is formed into wire, which is subjected to solution annealing at 1100 - 1300 ° C with a subsequent aging treatment at 100 - 350 ° C.
  • This shape memory alloy consists of 25 - 42 atom% Mn, 9 - 13 atom% AI, 5 - 12 atom% Ni, 5.1 - 15 atom% Cr, as well as optionally 0.1 - 5 atom% Si , Ti, V, Co, Cu, Mo orW and also optional each 0.001 - 1 atomic% B and C, balance iron and unavoidable
  • Alloying elements can be up to 15 atomic%.
  • the steel is cast at 1500 - 1600 ° C and then thermoformed at a temperature of about 1200 ° C, the rate of deformation being 87% or more.
  • the steel can then undergo cold forming, in which it is cold worked at a rate of at least 30%.
  • the steel can then undergo cold forming, in which it is cold worked at a rate of at least 30%.
  • the steel undergoes a solution heat treatment, in which it is kept at 1100-1300 ° C, in particular 1200-1250 ° C, for a period of 1-60 minutes. Quenching is then carried out at at least 200 K / s, in particular 500 K / s or more. The steel is then subjected to an aging treatment at 100-350 ° C., in particular 150-250 ° C., for at least 5 minutes to 24 hours
  • the task has been to specify a shape memory alloy which allows a flat steel product to be produced with less effort compared to the prior art, which has a high reshaping capacity and at the same time with less than the prior art Effort can be produced.
  • a steel product which achieves the above object according to the invention consists of an inventive product
  • Shape memory alloy and has at least the features specified in claim 7.
  • the invention has achieved the above-mentioned object in that at least those specified in claim 12 are used in the manufacture of a flat steel product according to the invention
  • a shape memory alloy according to the invention therefore consists of (in% by weight)
  • N ⁇ 0.1% Remainder iron and unavoidable impurities, whereby contents of Si, Cr, Cu, Mo, Nb, Ti and V are to be added to the impurities with the proviso that the sum of the contents
  • Area% consists of ferrite and up to 5 area% of martensite and the rest consists of precipitates and other structural components
  • a flat steel product according to the invention is thus produced from a shape memory alloy composed according to the invention and has pseudoelastic properties which are characterized by a total recovery capacity GR of at least 40%.
  • the total recovery capacity is calculated according to the formula
  • GR (Smax £ r) / 8 m ax X 100% determined in with s max is the maximum pre-stretching and r remaining after a maximum strain in the steel flat product residual strain are designated. 8 max and e G are determined according to DIN EN ISO 6892-1: 2017 A224.
  • the structure of the steel flat product according to the invention contains at least 25 area% ferrite after the thermal treatment.
  • the invention is based on the knowledge that the alloying of cobalt creates a multi-phase structure, which already consists of ferrite, austenite and martensite after hot rolling.
  • the homogeneity of the structure of a flat steel product according to the invention can be increased by heat treatment at relatively low temperatures. At the same time, the final
  • Annealing treatment (work steps i), j) of the method according to the invention) the proportion of ferrite in the structure of the steel flat product according to the invention can be increased to at least 40 area%.
  • Excitation for example a deformation, favors the expression of a face-centered cubic phase in the structure, which under
  • Shape memory alloy produced steel flat product has a high resilience, ie optimized pseudo-elastic Properties, compared to the prior art significantly reduced manufacturing effort, which is due in particular to the lower annealing temperatures compared to the prior art.
  • the components of the shape memory alloy that make up a flat steel product according to the invention and their contents have been selected as follows:
  • Manganese (Mn) is present in the shape memory alloy according to the invention in contents of 30-40% by weight in order to stabilize the face-centered cubic phase. This effect occurs particularly reliably with Mn contents of at least 33% by weight. At levels below
  • Aluminum (AI) is present in the shape memory alloy according to the invention in a content of 6-10% in order to change the phase back from ferrite to austenite and thus to express the desired pseudo-elasticity during the process to set this property
  • a high Al content leads to a reduction in the density and thus the weight of the shape memory alloy according to the invention and a flat steel product according to the invention produced therefrom.
  • a high Al content also helps to improve corrosion resistance, especially in high-temperature applications.
  • the advantageous effects of the presence of Al can be used particularly safely if the Al content is at least 7% by weight. Levels above 10 wt% would reduce the stability of the cubic Reduce the body-centered phase so that no phase transformation between austenite and ferrite is possible.
  • the increasing Al content also increases the likelihood that the alloy will become too brittle, which would impair the processability and functionality of the material. This negative influence can be avoided with particular certainty by restricting the Al content to a maximum of 9% by weight.
  • Cobalt (Co) is in the shape memory alloy according to the invention in the shape memory alloy according to the invention in
  • Steps i), j) of the method according to the invention is held.
  • the presence of Se thus makes a decisive contribution to the formation of a structure, which forms the basis for an optimized pseudoelasticity of the
  • the P content of a flat steel product according to the invention is therefore not more than 0.1% by weight, in particular not more than 0.05% by weight, and the S content is not more than 0.3% by weight, in particular not more than 0.08% by weight. -%, and the N content is limited to a maximum of 0.1% by weight, in particular a maximum of 0.04% by weight.
  • the content of carbon (C) is in the invention.
  • Shape memory alloy limited to at most 1% by weight, with low C contents preferred to avoid the formation of kappa carbides which would help increase the brittleness of the alloy. Therefore, C contents of at most 0.5% by weight, in particular at most 0.1% by weight, are particularly preferred, the negative influences of C being avoided particularly reliably at C contents of at most 0.06% by weight can.
  • the contaminants can contain technically ineffective contents of silicon (Si), chromium (Cr), copper (Cu), molybdenum (Mo), niobium (Nb), titanium (Ti) and vanadium (V) count, the sum of the contents of the
  • Impurities should not exceed 3% by weight.
  • a flat steel product according to the invention is characterized by a high elongation at break A50 in the rolling direction of at least 8% immediately after hot rolling and at least 20% after thermal treatment carried out according to the invention (work steps i), j) of
  • a flat steel product according to the invention has hot or cold rolled and thermally treated (work steps i), j) des
  • EBSD electron backscatter diffraction
  • Precipitates which are formed in the manner explained above from the alloy elements forming the respective precipitates, and unavoidable other structural components.
  • the face-centered cubic part of the structure shows itself as a needle-like structure. Due to the multi-phase composition of its structure indicates
  • a method according to the invention for producing a flat steel product according to the invention comprises at least the following steps: a) melting a composition composed according to the invention
  • Shape memory alloy melt b) pouring the shape memory alloy melt into a slab, a thin slab or a block, the casting temperature being 1400 - 1500 ° C: c) heating the slab, the thin slab or the block to a preheating temperature of 1000 - 1300 ° C: d) hot rolling the slab, the thin slab or the block into a hot-rolled steel flat product, the hot-rolling end temperature being 850-1050 ° C .; e) cooling the hot-rolled flat steel product with a
  • the method according to the invention for producing a flat steel product with pseudo-elastic properties is therefore based on one of the
  • Thin slabs or blocks (step b)) is cast.
  • the slabs, thin slabs or blocks are then each heated to a preheating temperature of 1000-1300 ° C. in order to achieve the Homogenize slabs before hot rolling and lower rolling resistance.
  • the pre-heated slabs, thin slabs or blocks are conventionally turned into a hot-rolled flat steel product
  • the final hot rolling temperature being 850 - 1050 ° C to minimize rolling resistance.
  • Flat steel products are typically 2.0 - 5.0 mm.
  • the hot-rolled flat steel product is cooled with air or water at a cooling rate of no higher than 1000 ° C / s, with practical cooling speeds, which are achieved, for example, with water cooling, at up to 200 ° C / s, in particular up to 100 ° C / s or up to 50 ° C / s.
  • the target temperature of the cooling ranges from room temperature to 800 ° C.
  • the hot strip obtained can be wound into a coil after reaching the target temperature before it is sent for further processing.
  • the target temperature is preferably 400-800 ° C. If, on the other hand, no coiling is carried out, as is the case, for example, with the particularly practical process variant in which the hot strip is processed as heavy plate, the
  • the target temperature of the cooling can also be the room temperature.
  • the hot-rolled flat steel product can also optionally be in
  • the annealing temperature can be at least 200 ° C. lower than the temperature usually chosen in the prior art. So you can already at
  • annealing temperatures in work step i) of the process according to the invention which are at 800-900 ° C. are particularly preferred.
  • Shape memory alloy and a steel flat product according to the invention produced therefrom Selenium forms 2 - 5 pm large precipitates with manganese (MnSe), which the movement of dislocations in the structure of the
  • Undergoes tempering treatment in which it is held at a tempering temperature of 200-300 ° C for a tempering period of 60-240 min. Tempering treatments at 200-250 ° C over a period of 60 minutes to 120 minutes, in particular at 200-225 ° C over 100-120 minutes, have proven to be particularly suitable.
  • the product After the tempering treatment, the product is cooled to room temperature.
  • the tempering treatment creates coherent excretions, for example CoAI excretions, in the structure that
  • step i) can take place under an inert or
  • melts A, B and VA were melted, the full analysis of which is given in Table 1.
  • the melts A, B are composed according to the invention, whereas the melt VA not according to the invention has been used for comparison.
  • the melts A, B and VA were cast into blocks at a casting temperature AT, which were then heated to a preheating temperature VT over a preheating period Vt.
  • composite material VA identified.
  • the blocks consisting of the steels A and B alloyed according to the invention could be processed without problems into hot-rolled steel strips.
  • the hot-rolled steel strips obtained in each case and emerging from the hot rolling mill are brought to a target temperature with a cooling medium AM cooled, which was equal to the room temperature (20 ° C) in the tests.
  • the hot-rolled steel strips were subjected to an annealing process at an annealing temperature GT 1 over an annealing period Gt1 and then cooled in air to room temperature.
  • annealing was carried out under an inert gas atmosphere consisting of argon.
  • the respectively set annealing temperatures GT2 and annealing times GT2 are also shown in Table 2.
  • the annealing was dispensed with.
  • each of the samples underwent annealing (tests 2, 4-6) or after the rolling production without annealing corresponding to step i) of the process according to the invention (test 3), in which they were each subjected to a tempering period of 120 minutes at a temperature of 200 ° C.
  • the total reshaping capacity GR was determined on the samples in the manner already mentioned above. It was shown that the test carried out in the manner according to the invention resulted in 2 steel sheet samples which had a pseudoelastic behavior which is characterized by an average total recovery GR of 44.5%.
  • test carried out in the manner according to the invention has 4 steel sheet samples which had a pseudoelastic behavior characterized by an average total recovery GR of 49%.
  • Test 5 which was also carried out in the manner according to the invention, also gave steel sheet samples which were determined by an average
  • tests 2a, 3, 3a which were not carried out in the manner according to the invention, in particular due to the lack of a final heat treatment (work steps i), j) of the method according to the invention, did not yield any samples with pseudo-elastic behavior.
  • Electron backscatter diffraction with a measuring field of 800 miti 2 and a step size of 0.9 miti of the sample obtained in experiment 4 after the thermal treatment.
  • Electron backscatter diffraction with a measuring field of 800 miti 2 and a step size of 0.9 miti of the sample obtained in experiment 5 after the thermal treatment.
  • FIGS. 1 and 2 The cubic face-centered components of the structure can be clearly seen in FIGS. 1 and 2 on the basis of their needle-like structure.
  • FIG. 3 shows an example of a stress-strain diagram by means of which the pseudo-elastic resilience can be traced when the load is released.

Abstract

Die Erfindung betrifft eine Formgedächtnislegierung, die es erlaubt, mit gegenüber dem Stand der Technik vermindertem Aufwand ein Stahlflachprodukt zu erzeugen, das ein hohes Rückformvermögen besitzt. Hierzu besteht eine erfindungsgemäße Formgedächtnislegierung aus (in Gew.-%) C: ≤ 1 %, Mn: 30 - 40 %, AI: 6 - 10 %, Co: 5 - 10 %, Se: 0,001 - 0,1 %, P: ≤ 0,1 %, S: ≤ 0,3 %, N: ≤ 0,1 %, Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen, wobei Gehalte an Si, Cr, Cu, Mo, Nb, Ti und V den Verunreinigungen zuzurechnen sind mit der Maßgabe, dass die Summe der Gehalte an Verunreinigungen ≤ 3 % ist. Ein aus einer solchen Legierung erzeugtes Stahifiachproaukt hat pseudoelastische Eigenschaften, besitzt ein Gefüge, welches zu 50 - 70 Flächen-% aus Austenit, zu 25 - 45 Flächen-% aus Ferrit und bis zu 5 Flächen-% aus Martensit und als Rest aus Ausscheidungen und sonstigen Gefügebestandteilen besteht und dabei Gesamtrückformvermogen (GR) von mindestens 40 % aufweist. Ebenso stellt die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines derartigen Stahlflachprodukts zur Verfügung.

Description

Formgedächtnislegierung, daraus hergesteiltes Stahlflachprodukt mit pseudoelastischen Eigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts
Die Erfindung betrifft ein Stahlflachprodukt mit pseudoelastischen
Eigenschaften und ein Verfahren zu seiner Herstellung.
Wenn nachfolgend von einem Stahlflachprodukt oder auch von einem „Blechprodukt“ die Rede ist, so sind damit Walzprodukte, wie Stahlbänder oder -bleche, gemeint, aus denen für die Herstellung von beispielsweise Karosseriebauteilen Zuschnitte oder Platinen abgeteilt werden.
"Blechformteile" oder "Blechbauteile" der erfindungsgemäßen Art sind aus derartigen Stahlflach- oder Blechprodukten hergestellt, wobei hier die Begriffe "Blechformteil" und "Blechbauteil" synonym verwendet werden.
Im vorliegenden Text sind, soweit nicht explizit etwas anderes angegeben ist, Angaben zu Legierungsbestandteilen stets in Gew.-% gemacht. Dabei sind Elemente, zu deren Gehalten jeweils nur eine Obergrenze angegeben ist, jeweils allenfalls optional vorhanden. Diese Elemente können auch in technisch unwirksamen Gehalten als unvermeidbare Verunreinigungen im erfindungsgemäßen Werkstoff vorhanden sein, so dass der jeweilige
Gehaltsbereich, zu dem nur eine Obergrenze angegeben ist, auch„0“ umfassen kann. Die Anteile von bestimmten Gefügebestandteilen am Gefüge eines
Stahlflachprodukts sind dagegen in Flächen-% angegeben, soweit nichts anderes angegeben ist.
Mechanische Eigenschaften, wie Zugfestigkeit, Streckgrenze, Dehnung, die hier berichtet werden, sind im Zugversuch gemäß DIN EN ISO 6892 - 1 :2009 ermittelt worden, soweit nicht ausdrücklich anders angegeben.
Stahllegierungen, aus denen derartige Stahlflachprodukte bestehen, werden auch als„Formgedächtnislegierungen“ bezeichnet. Die aus ihnen gefertigten Stahlflachprodukte zeichnen sich dadurch aus, dass sie sich in großem
Umfang nach einer Verformung wieder in ihren ursprünglichen Zustand zurückverformen können.
Die Besonderheit von Stählen mit pseudoelastischen Eigenschaften besteht dabei darin, dass im Zugversuch ihre Verformung nach Entlastung von der Versuchskraft nicht linear abläuft, wie dies bei konventionellen Stählen bei einer Verformung im elastischen Bereich der Fall ist, sondern dass sie sich nach einer Entlastung nicht-linear rückverformen.
Aus der EP 2 489 753 A1 ist eine Formgedächtnislegierung bekannt, die 25 - 42 Atom-% Mn, 12 - 18 Atom-% AI und 5 - 12 Atom-% Ni, sowie optional Gehalte von jeweils 0,1 - 5 Atom-% an Si, Ti, V, Cr, Co, Cu, Mo, W, und ebenso optional Gehalte von jeweils 0,001 - 1 Atom-% B, C, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen enthält. Diese Formgedächtnislegierung wird zu Draht geformt, der einem Lösungsglühen bei 1100 - 1300 °C mit einer anschließenden Alterungsbehandlung bei 100 - 350 °C unterzogen wird.
Eine weitere Formgedächtnislegierung ist in der WO 2018/0477487 A1 beschrieben. Diese Formgedächtnislegierung besteht aus 25 - 42 Atom-% Mn, 9 - 13 Atom-% AI, 5 - 12 Atom-% Ni, 5,1 - 15 Atom-% Cr, sowie optional jeweils 0,1 - 5 Atom-% Si, Ti, V, Co, Cu, Mo oderW und ebenso optional jeweils 0.001 - 1 Atom-% B und C, Rest Eisen und unvermeidbaren
Verunreinigungen, wobei der Gesamtgehalt der optional anwesenden
Legierungselemente bis zu 15 Atom-% betragen kann. Der Stahl wird bei 1500 - 1600 °C vergossen und anschließend bei einer Temperatur von etwa 1200 °C heißverformt, wobei die Verformungsrate 87 % oder mehr beträgt. Anschließend kann der Stahl eine Kaltverformung durchlaufen, bei der er mit einer Umformrate von mindestens 30 % kaltverformt wird. Als typische
Produkte sind auch hier Draht und dünne Folien genannt, die durch
Kaltverformung erhalten werden können. Andere Verarbeitungsmöglichkeiten sind die Erzeugung von Bauteilen durch Sintern von aus der bekannten Legierung erzeugtem Legierungspulver oder die Erzeugung von dünnen Beschichtungen, die durch geeignete Bedampfungsverfahren auf eine
Oberfläche aufgebracht werden. Dabei durchläuft auch hier der Stahl eine Lösungsglühbehandlung, bei der er auf 1100 - 1300 °C, insbesondere 1200 - 1250 °C, über eine Dauer von 1 - 60 min gehalten wird. Anschließend erfolgt eine Abschreckung bei mindestens 200 K/s, insbesondere 500 K/s oder mehr. Anschließend wird der Stahl einer Alterungsbehandlung bei 100 - 350 °C, insbesondere 150 - 250 °C, über mindestens 5 min bis 24 Stunden
unterzogen, um den Formgedächtniseffekt zu verstärken.
Vor dem Hintergrund des voranstehend erläuterten Standes der Technik hat sich die Aufgabe gestellt, eine Formgedächtnislegierung anzugeben, die es erlaubt, mit gegenüber dem Stand der Technik vermindertem Aufwand ein Stahlflachprodukt zu erzeugen, das ein hohes Rückformvermögen besitzt und dabei mit gegenüber dem Stand der Technik vermindertem Aufwand herstellbar ist.
Darüber hinaus sollten ein Stahlflachprodukt mit pseudoelastischen
Eigenschaften und ein Verfahren zur Herstellung eines solchen
Stahlflachprodukts angegeben werden. Die Erfindung hat diese Aufgabe in Bezug auf die Formgedächtnislegierung durch die in Anspruch 1 angegebene Legierungsvorschrift gelöst.
Ein die voranstehend genannte Aufgabe erfindungsgemäß lösendes Stahlfiachprodukt besteht aus einer erfindungsgemäßen
Formgedächtnislegierung und weist mindestens die in Anspruch 7 angegebenen Merkmale auf.
In Bezug auf das Verfahren hat die Erfindung die voranstehend genannte Aufgabe dadurch gelöst, dass bei der Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts mindestens die in Anspruch 12 angegebenen
Verfahrensschritte durchlaufen werden. Dabei versteht es sich von selbst, dass die hier nicht erwähnten, für den Fachmann bei der Erzeugung von Stahlflachprodukten der hier in Rede stehenden Art absolvierten
Verfahrensschritte auch beim erfindungsgemäßen Verfahren zusätzlich durchgeführt werden, wenn hierzu der Bedarf besteht.
Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen
Ansprüchen angegeben und werden wie der allgemeine Erfindungsgedanke nachfolgend im Einzelnen erläutert.
Eine erfindungsgemäße Formgedächtnislegierung besteht demnach aus (in Gew.-%)
C: < 1 %
Mn: 30 40 %
AI: 6 - 10 %
Co: 5 - 10 %
Se: 0,001 - 0,1 %
P: < 0,1 %
S: < 0,3 %
N: < 0,1 % Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen, wobei Gehalte an Si, Cr, Cu, Mo, Nb, Ti und V den Verunreinigungen zuzurechnen sind mit der Maßgabe, dass die Summe der Gehalte an
Verunreinigungen < 3 % ist.
Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt mit pseudoelastischen
Eigenschaften ist demgemäß
- aus einer erfindungsgemäß legierten Formgedächtnislegierung hergestellt, und weist
- ein Gefüge, welches zu 50 - 70 Flächen-% aus Austenit, zu 25 - 45
Flächen-% aus Ferrit und bis zu 5 Flächen-% aus Martensit und als Rest aus Ausscheidungen und sonstigen Gefügebestandteilen besteht, sowie
- ein Gesamtrückformvermögen GR von mindestens 40 % auf.
Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt ist somit aus einer erfindungsgemäß zusammengesetzten Formgedächtnislegierung hergestellt und besitzt pseudoelastische Eigenschaften, die durch ein Gesamtrückformvermögen GR von mindestens 40 % gekennzeichnet sind. Das Gesamtrückformvermögen wird dabei gemäß der Formel
GR— (Smax £r)/8max X 100 % bestimmt, in der mit smax die maximale Vordehnung und mit r die nach einer maximalen Dehnung im Stahlflachprodukt verbleibende Restdehnung bezeichnet sind. 8max und eG werden gemäß DIN EN ISO 6892-1 :2017 A224 ermittelt.
Diese Eigenschaftskombination wird insbesondere dadurch erreicht, dass im Gefüge des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts nach der thermischen Behandlung mindestens 25 Flächen-% Ferrit enthalten sind.
Die Erfindung geht dabei von der Erkenntnis aus, dass durch die Zulegierung von Kobalt ein mehrphasiges Gefüge erzeugt wird, welches bereits nach dem Warmwalzen aus Ferrit, Austenit und Martensit besteht.
Die Homogenität des Gefüges eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts kann durch eine Wärmebehandlung bei relativ niedrigen Temperaturen gesteigert werden. Gleichzeitig kann durch die abschließende
Glühbehandlung (Arbeitsschritte i), j) des erfindungsgemäßen Verfahrens) der Anteil des Ferrits am Gefüge des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf mindestens 40-Flächen-% gesteigert werden.
Die Ausprägung des pseudoelastischen Verhaltens wird dabei dadurch unterstützt, dass sich aus dem Kobalt und dem in der erfindungsgemäßen Legierung ebenfalls vorgesehenen Aluminium kohärente B2-Phasen- Auscheidungen, beispielsweise CoAl, bilden. Bei einer mechanischen
Anregung, beispielsweise eine Verformung, wird die Ausprägung einer kubisch flächenzentrierten Phase im Gefüge begünstigt, welche unter
Spannung sehr stabil ist. Aufgrund der kohärenten Ausscheidungen wird diese Phase jedoch durch nach der Entlastung im Werkstoff entstehende innere Spannungen erneut instabil, so dass der Werkstoff in seine ursprüngliche Form zurückkehrt und sich rückverformt.
Ein aus einer erfindungsgemäß zusammengesetzten
Formgedächtnislegierung erzeugtes Stahlflachprodukt weist auf diese Weise ein hohes Rückstellvermögen, d.h. optimierte pseudoelastische Eigenschaften, bei gegenüber dem Stand der Technik deutlich vermindertem Herstellaufwand auf, der insbesondere durch die gegenüber dem Stand der Technik herabgesetzten Glühtemperaturen bedingt ist.
Zu diesem Zweck sind die Bestandteile der Formgedächtnislegierung, aus dem ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt besteht, und ihre Gehalte wie folgt gewählt worden:
Mangan (Mn) ist in der erfindungsgemäßen Formgedächtnislegierung in Gehalten von 30 - 40 Gew.-% vorhanden, um die kubisch flächenzentrierte Phase zu stabilisieren. Dabei tritt dieser Effekt besonders sicher bei Mn- Gehalten von mindestens 33 Gew.-% ein. Bei Gehalten unterhalb von
30 Gew.-% würde die Sprödigkeit der Legierung bereits beim Warmwalzen die Prozessierbarkeit des Werkstoffes erschweren. Bei zu hohen Mn-Gehalten würde die kubisch flächenzentrierte Phase zu sehr stabilisiert und der pseudoelastische Effekt würde nicht auftreten. Dieser negative Einfluss kann dadurch besonders sicher vermieden werden, dass der Mn-Gehalt auf höchstens 37 Gew.-% beschränkt wird.
Aluminium (AI) ist in der erfindungsgemäßen Formgedächtnislegierung in Gehalten von 6 - 10 % vorhanden, um die Phasenrückwandlung vom Ferrit in den Austenit und damit die Ausprägung der angestrebten Pseudoelastizität während der zur Einstellung dieser Eigenschaft durchlaufenen
Wärmebehandlung (Arbeitsschritte i), j) des erfindungsgemäßen Verfahrens) zu unterstützen. Gleichzeitig führt ein hoher Al-Gehalt zu einer Reduzierung der Dichte und damit einhergehend des Gewichts der erfindungsgemäßen Formgedächtnislegierung und eines daraus erzeugten erfindungsgemäßen Stahlflach Produkts. Auch trägt ein hoher Al-Gehalt zur Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit insbesondere bei Hochtemperatureinsätzen bei. Die vorteilhaften Wirkungen der Anwesenheit von AI kann dabei dann besonders sicher genutzt werden, wenn der Al-Gehalt mindestens 7 Gew.-% beträgt. Gehalte oberhalb von 10 Gew.-% würden die Stabilität von der kubisch raumzentrierten Phase stark reduzieren, so dass keine Phasenumwandlung zwischen Austenit und Ferrit möglich ist. Darüber hinaus steigt mit dem zunehmenden Al-Gehalt ebenfalls die Wahrscheinlichkeit, dass die Legierung zu spröde wird, was die Prozessierbarkeit und Funktionalität des Werkstoffes beinträchtigen würde. Dieser negative Einfluss kann dadurch besonders sicher vermieden werden, dass der Al-Gehalt auf höchstens 9 Gew.-% beschränkt wird.
Kobalt (Co) ist in der erfindungsgemäßen Formgedächtnislegierung in
Gehalten von 5 - 10 Gew.-% vorhanden, um den oben bereits erwähnten Beitrag zur Erzielung optimierter pseudoelastischer Eigenschaften zu leisten. Dabei tritt dieser Effekt besonders sicher bei Co-Gehalten von mindestens 7 Gew.-% ein. Gehalte oberhalb von 10 Gew.-% würden die Bildung einer kubisch flächenzentrierten Phase unterstützen, so dass der Anteil an kubisch raumzentrierten Phasen reduziert würde. Dieser negative Einfluss kann dadurch besonders sicher vermieden werden, dass der Co-Gehalt auf höchstens 9 Gew.-% beschränkt wird.
Eine besondere Bedeutung für die pseudoelastischen Eigenschaften der erfindungsgemäßen Formgedächtnislegierung und eines daraus erzeugten erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts hat auch die erfindungsgemäß gezielt vorgenommene Zugabe von Selen (Se) in Gehalten von 0,001 - 0,1 Gew.-%. Selen bildet Ausscheidungen mit Mangan (MnSe), die die Bewegung von Versetzungen im Gefüge des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts behindern. Dadurch wird die Reversibilität der Umwandlung vom Austenit in den Ferrit begünstigt, zu der es im Zuge der bei seiner Erzeugung
durchlaufenen Abkühlung des Stahlflachprodukts von der Glühtemperatur kommt, auf der es während der abschließenden Wärmebehandlung
(Arbeitsschritte i), j) des erfindungsgemäßen Verfahrens) gehalten wird. Die Anwesenheit von Se trägt damit entscheidend zur Ausprägung eines Gefüges bei, welches die Basis für eine optimierte Pseudoelastizität des
erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts bildet. Phosphor (P), Schwefel (S) und Stickstoff (N) sind unerwünschte
Begleitelemente, die bei höheren Gehalten die Eigenschaften der
erfindungsgemäßen Formgedächtnislegierung und eines daraus erzeugten erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts verschlechtern würden. Daher ist der P-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf höchstens 0,1 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,05 Gew.-%, der Gehalt an S auf höchstens 0,3 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,08 Gew.-%, und der Gehalt an N auf höchstens 0,1 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,04 Gew.-%, beschränkt.
Der Gehalt an Kohlenstoff (C) ist in der erfindungsgemäßen
Formgedächtnislegierung auf höchstens 1 Gew.-% beschränkt, wobei niedrige C-Gehalte bevorzugt sind, um die Bildung von Kappa-Karbiden zu vermeiden, welche dazu beitragen würden, die Sprödigkeit der Legierung zu erhöhen. Besonders bevorzugt sind deshalb C-Gehalte von höchstens 0,5 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,1 Gew.-%, wobei bei C-Gehalten von höchstens 0,06 Gew.-% die negativen Einflüsse von C besonders sicher vermieden werden können.
Eisen und die herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen füllen den jeweiligen Rest der erfindungsgemäßen Formgedächtnislegierung auf. Zu den Verunreinigungen können in Bezug auf die Eigenschaften eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts technisch unwirksame Gehalte an Silizium (Si), Chrom (Cr), Kupfer (Cu), Molybdän (Mo), Niob (Nb), Titan (Ti) und Vanadium (V) zählen, wobei die Summe der Gehalte an den
Verunreinigungen nicht mehr als 3 Gew.-% betragen soll.
Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt zeichnet sich durch eine hohe Bruchdehnung A50 in Walzrichtung von mindestens 8 % unmittelbar nach dem Warmwalzen und von mindestens 20 % nach einer erfindungsgemäß durchgeführten thermischen Behandlung (Arbeitsschritte i), j) des
erfindungsgemäßen Verfahrens) aus. Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt besitzt dabei im warm- oder kaltgewalzten und thermisch behandelten (Arbeitsschritte i), j) des
erfindungsgemäßen Verfahrens) Zustand in einer EBSD-Prüfung (EBSD = Elektronenrückstreubeugung) mit einem Messfeld von 800 pm2 und einer Schrittweite von 0,9 pm als besonders hervorzuhebende Eigenschaft ein Gefüge, das 50 - 70 Flächen-% Austenit, 25 - 45 Flächen-% Ferrit und bis zu 5 Flächen-% Martensit beinhaltet. Der Rest des Gefüges besteht aus
Ausscheidungen, die in der voranstehend erläuterten Weise aus den jeweils Ausscheidungen bildenden Legierungselementen gebildet werden, und unvermeidbaren sonstigen Gefügebestandteilen. Der kubisch flächenzentrierte Bestandteil des Gefüges zeigt sich als eine nadlige Struktur. Bedingt durch die mehrphasige Zusammensetzung seines Gefüges weist ein
erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt nicht nur eine gegenüber
Stahlflachprodukten mit einphasigem Gefüge höhere Bruchdehnung auf, sondern auch eine Zugfestigkeit Rm, die typischerweise nicht kleiner als 650 MPa ist und zwar sowohl im nicht thermisch behandelten, warm- oder kaltgewalzten Zustand, als auch nach einer erfindungsgemäß durchgeführten thermischen Behandlung (Arbeitsschritte i), j) des erfindungsgemäßen
Verfahrens).
Ein erfindungsgemäßes Verfahren zur Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts umfasst mindestens folgende Arbeitsschritte: a) Erschmelzen einer erfindungsgemäß zusammengesetzten
Formgedächtnislegierungsschmelze: b) Vergießen der Formgedächtnislegierungsschmelze zu einer Bramme, zu einer Dünnbramme oder zu einem Block, wobei die Abgusstemperatur 1400 - 1500 °C beträgt: c) Durcherwärmen der Bramme, der Dünnbramme oder des Blockes auf eine 1000 - 1300 °C betragende Vorerwärmungstemperatur: d) Warmwalzen der Bramme, der Dünnbramme oder des Blockes zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt, wobei die Warmwalzendtemperatur 850 - 1050 °C beträgt; e) Abkühlen des warmgewalzten Stahlflachprodukts mit einer
Abkühlungsgeschwindigkeit nicht höher als 1000 K/s auf eine
Zieltemperatur von höchstens 800 °C; f) optional: Haspeln des auf die Zieltemperatur abgekühlten warmgewalzten Stahlflachprodukts; g) optional: Zwischenglühen des warmgewalzten Stahlflachprodukts bei einer 800 - 900 °C betragenden Glühtemperatur über mindestens 50 Minuten; h) optional: Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlflachprodukts zu einem
kaltgewalzten Stahlflachprodukt; i) Wärmebehandeln des warm- oder kaltgewalzten Stahlflachprodukts bei einer Glühtemperatur von 750 - 1200 °C über eine Glühdauer von 5 - 240 min mit anschließender Abkühlung auf Raumtemperatur; j) Anlassen des warm- oder kaltgewalzten Stahlflachprodukts nach der
Wärmebehandlung bei einer Anlasstemperatur von 200 - 300 °C über eine Anlassdauer von 60 - 240 Min.
Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts mit pseudoelastischen Eigenschaften geht somit von einer in der
voranstehend erläuterten Weise zusammengesetzten Stahlschmelze
(Arbeitsschritt a)) aus, die bei einer Abgusstemperatur von 1400 - 1500 °C, insbesondere 1410 - 1470 °C, in konventioneller Weise zu Brammen,
Dünnbrammen oder Blöcken (Arbeitsschritt b)) vergossen wird.
Die Brammen, Dünnbrammen oder Blöcke werden dann jeweils auf eine 1000 - 1300 °C betragende Vorerwärmungstemperatur durcherwärmt, um die Brammen vor dem Warmwalzen zu homogenisieren und den Walzwiderstand zu senken.
Die derart vorerwärmten Brammen, Dünnbrammen oder Blöcke werden in konventioneller Weise zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt
warmgewalzt, wobei die Warmwalzendtemperatur 850 - 1050 °C beträgt, um den Walzwiderstand zu minimieren. Die Dicke des warmgewalzten
Stahlflachprodukts liegt typischerweise bei 2,0 - 5,0 mm.
Nach dem Ende des Warmwalzens wird das warmgewalzte Stahlflachprodukt mit einer Abkühlgeschwindigkeit nicht höher als 1000 °C/s mit Luft oder Wasser abgekühlt, wobei praxisgerechte Abkühlgeschwindigkeiten, die beispielsweise bei einer Wasserkühlung erreicht werden, bei bis zu 200 °C/s, insbesondere bis zu 100 °C/s oder bis zu 50 °C/s, betragen. Abhängig von der Art und Weise der Weiterverarbeitung reicht die Zieltemperatur der Abkühlung von der Raumtemperatur bis 800 °C.
Optional kann das erhaltene Warmband nach Erreichen der Zieltemperatur zu einem Coil gewickelt werden, bevor es der Weiterverarbeitung zugeführt wird. Die Zieltemperatur beträgt im Fall, dass ein Wickeln zum Coil durchgeführt wird, bevorzugt 400 - 800 °C. Wird dagegen kein Haspeln durchgeführt, wie es beispielsweise bei der besonders praxisgerechten Verfahrensvariante der Fall ist, bei der das Warmband als Grobblech verarbeitet wird, kann die
Zieltemperatur der Abkühlung auch die Raumtemperatur sein.
Ebenso optional kann das warmgewalzte Stahlflachprodukt nach dem
Abkühlen bei einer 800 - 900 °C betragenden Glühtemperatur
zwischengeglüht werden. Dies dient der Erhöhung der Verformbarkeit des warmgewalzten Stahlflachprodukts bei Raumtemperatur. Die Glühdauer, über die das Stahlflachprodukt bei der genannten Glühtemperatur gehalten wird, beträgt mindestens 50 min, wobei in der Praxis Glühdauern von höchstens 130 min, insbesondere höchstens 120 min, zur Anwendung kommen.. Gleichfalls optional kann das warmgewalzte Stahlflachprodukt in
konventioneller Weise zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt kaltgewalzt werden. Typische Dicken des dabei erhaltenen kaltgewalzten
Stahlflachprodukts liegen bei 0,5 - 2,5 mm.
Entscheidend für die pseudoelastischen Eigenschaften des
erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist die abschließende
Wärmebehandlung, bei der das jeweils warm- oder kaltgewalzte
Stahlflachprodukt bei einer Glühtemperatur von 750 - 1200 °C, insbesondere bei einer Glühtemperatur, die mindestens 750 °C, jedoch weniger als 1200 °C beträgt, über eine Glühdauer von 5 - 240 min mit anschließender Abkühlung auf Raumtemperatur geglüht wird. Durch das Glühen rekristallisiert das Material und das Gefüge wird homogener, so dass die Eigenschaften sich besser einstellen lassen. Überraschend hat sich hier gezeigt, dass aufgrund der erfindungsgemäß ausgewählten Zusammensetzung des Stahls, aus dem ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt besteht, die Glühtemperatur um mindestens 200 °C geringer sein kann als die im Stand der Technik üblicherweise gewählte Temperatur. So lassen sich schon bei
Glühtemperaturen von 750 - 900 °C die erfindungsgemäß angestrebten Eigenschaften eines aus einer erfindungsgemäß legierten
Formgedächtnislegierung erzeugten Stahlflachprodukts betriebssicher erzielen. In dieser Hinsicht besonders bevorzugt sind Glühtemperaturen im Arbeitsschritt i) des erfindungsgemäßen Verfahrens, die bei 800 - 900 °C liegen.
Wie schon erwähnt, hat die erfindungsgemäße Zugabe von Selen (Se) in Gehalten von 0,001 - 0,1 Gew.-% eine besondere Bedeutung für die pseudoelastischen Eigenschaften einer erfindungsgemäßen
Formgedächtnislegierung und eines daraus erzeugten erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts. Selen bildet 2 - 5 pm große Ausscheidungen mit Mangan (MnSe), die die Bewegung von Versetzungen im Gefüge des
erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts behindern und die Rückverformung dadurch unterstützen. Als besonders geeignet haben sich Ausscheidungen mit einer Größe von 2,5 - 3,5 miti herausgestellt.
Die erfindungsgemäß ermöglichten niedrigen Glühtemperaturen bewirken nicht nur eine erhebliche Einsparung, sondern eröffnen auch eine größere
Variabilität bei der Wahl der jeweiligen Fertigungsverfahren. Gleichzeitig tragen niedrigere Glühtemperaturen ebenfalls zu einer Erhöhung der
Bruchdehnung bei, wodurch die Verarbeitbarkeit eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts gesteigert wird.
Die Wirkung der abschließenden Wärmebehandlung (Arbeitsschritte i), j) des erfindungsgemäßen Verfahrens) wird dadurch gesteigert, dass das warm- oder kaltgewalzte Stahlflachprodukt nach der im Arbeitsschritt i) als
Wärmebehandlung durchgeführten Glühung im Arbeitsschritt j) eine
Anlassbehandlung durchläuft, bei der es über eine Anlassdauer von 60 - 240 min bei einer Anlasstemperatur von 200 - 300 °C gehalten wird. Als besonders geeignet haben sich Anlassbehandlungen bei 200 - 250 °C über eine Dauer von 60 min bis 120 min, insbesondere bei 200 - 225 °C über 100 - 120 min, gezeigt.
Im Anschluss an die Anlassbehandlung wird das Produkt auf Raumtemperatur abgekühlt. Durch die Anlassbehandlung werden kohärente Ausscheidungen, beispielsweise CoAI-Ausscheidungen, im Gefüge gebildet, die den
pseudoelastischen Effekt unterstützen.
Die Glühung im Arbeitsschritt i) kann dabei unter einer inerten oder
Schutzgasatmosphäre durchgeführt werden, um eine übermäßige
Zunderbildung an den Oberflächen des jeweiligen Stahlflachprodukts zu vermeiden. Darüber hinaus dient eine solche Atmosphäre der Vermeidung von unerwünschten Aluminiumoxiden (AIOx), welche die Legierung verspröden würden. Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen erläutert.
Zum Nachweis der Wirkung der Erfindung sind drei Stahlschmelzen A, B und VA erschmolzen worden, deren Vollanalyse in Tabelle 1 angegeben ist. Die Schmelzen A,B sind dabei erfindungsgemäß zusammengesetzt, wogegen die nicht erfindungsgemäße Schmelze VA zum Vergleich eingesetzt worden ist.
Die Schmelzen A, B und VA sind bei einer Abgusstemperatur AT zu Blöcken vergossen worden, die anschließend über eine Vorwärmdauer Vt auf eine Vorwärmtemperatur VT durcherwärmt worden sind.
Anschließend wurde in acht Versuchen 1 , 2, 2a, 3, 3a, 4, 5 und 6 versucht, aus diesen Blöcken ein warmgewalztes Stahlband zu erzeugen, wobei bei den Versuchen 2 und 4 - 6 Proben der dabei erhaltenen warmgewalzten
Stahlbänder einer abschließenden Wärmebehandlung, die eine Glühung und eine Anlassbehandlung umfasste, unter unterschiedlichen, nachfolgend erläuterten Bedingungen unterzogen worden sind, wogegen bei den
Versuchen 2a, 3 und 3a eine solche Wärmebehandlung unterblieb.
Beim Versuch, die in der voranstehend angegebenen Weise vorgewärmten Blöcke jeweils in konventioneller Weise mit einer Warmwalzendtemperatur WET zu warmgewalztem Stahlband mit einer Dicke DW von 1 ,7 - 2,2 mm warmzuwalzen, zeigte sich, dass sich die aus der nicht erfindungsgemäßen Beispielslegierung VA bestehenden Blöcke nicht verarbeiten ließen. Als Grund für ihr Versagen beim Warmwalzen wurden der zu geringe Mn-Gehalt und die daraus resultierende Sprödigkeit des nicht erfindungsgemäß
zusammengesetzten Werkstoffs VA identifiziert. Dagegen ließen sich die aus den erfindungsgemäß legierten Stählen A und B bestehenden Blöcke problemlos zu warmgewalzten Stahlbändern verarbeiten.
Die jeweils erhaltenen, aus der Warmwalzstraße austretenden warmgewalzten Stahlbänder sind mit einem Abkühlmedium AM auf eine Zieltemperatur abgekühlt worden, die bei den Versuchen gleich der Raumtemperatur (20 °C) war.
Nach der Abkühlung auf die Zieltemperatur sind bei den Versuchen 2, 3 und 4 - 6 die warmgewalzten Stahlbänder über eine Glühdauer Gt1 einer Glühung bei einer Glühtemperatur GT 1 unterzogen und anschließend an Luft auf Raumtemperatur abgekühlt worden.
Die bei der Erzeugung der Stahlbänder jeweils eingestellten Parameter „Abgusstemperatur AT“,„Vorwärmdauer Vt“,„Vorwärmtemperatur VT“,„Dicke DW“,„Warmwalzendtemperatur WET“,„Abkühlmedium AM“, „Glühdauer Gt1“, „Glühtemperatur GT1“ sind in Tabelle 3 angegeben.
Die aus den warmgewalzten, erfindungsgemäß zusammengesetzten
Stahlbändern abgeteilten Proben haben in den Versuchen 2 und 4 - 6 abschließend eine Wärmebehandlung durchlaufen. Dabei haben sie zunächst eine Glühung (Arbeitsschritt i) des erfindungsgemäßen Verfahrens) absolviert, bei der sie über eine Glühdauer Gt2 bei einer Glühtemperatur GT2 gehalten worden sind. Die Glühung erfolgte bei den Versuchen 2 und 4 - 6 jeweils unter einer aus Argon bestehenden Schutzgasatmosphäre. Die jeweils eingestellten Glühtemperaturen GT2 und Glühdauern Gt2 sind ebenfalls in Tabelle 2 angegeben. Im Versuch 3 ist auf die Glühung verzichtet worden.
Jede der Proben hat bei den Versuchen 2 - 6 nach dem Glühen (Versuche 2, 4 - 6) oder nach der walztechnischen Erzeugung ohne ein dem Arbeitsschritt i) des erfindungsgemäßen Verfahrens entsprechendes Glühen (Versuch 3) eine Anlassbehandlung durchlaufen, bei der sie jeweils über eine Anlassdauer von 120 min bei einer Temperatur von 200 °C gehalten worden sind.
Nach der Anlassbehandlung ist an den Proben in der oben bereits erwähnten Weise jeweils das Gesamtrückformvermögen GR ermittelt worden. Es zeigte sich, dass der in erfindungsgemäßer Weise durchgeführte Versuch 2 Stahlblechproben ergeben hat, die ein pseudoelastisches Verhalten aufwiesen, das durch eine durchschnittliche Gesamtrückformung GR von 44,5 % gekennzeichnet ist.
Ebenso haben der in erfindungsgemäßer Weise durchgeführte Versuch 4 Stahlblechproben, die ein durch eine durchschnittliche Gesamtrückformung GR von 49 % gekennzeichnetes pseudoelastisches Verhalten aufwiesen.
Auch der ebenfalls in erfindungsgemäßer Weise durchgeführte Versuch 5 hat Stahlblechproben ergeben, die ein durch eine durchschnittliche
Gesamtrückformung GR von 51 % gekennzeichnetes pseudoelastisches Verhalten aufwiesen.
Der Versuch 6 hat dagegen Proben ergeben, die kein pseudoelastisches Verhalten aufwiesen. Der Grund hierfür dürfte die hohe, an der Obergrenze des erfindungsgemäß vorgegebenen Temperaturbereichs liegende
Glühtemperatur GT 1 sein.
Ebenso haben die insbesondere aufgrund des Fehlens einer abschließenden Wärmebehandlung (Arbeitsschritte i), j) des erfindungsgemäßen Verfahrens) nicht in erfindungsgemäßer Weise durchgeführten Versuche 2a, 3, 3a keine Proben mit pseudoelastischem Verhalten ergeben.
Die an den in den Versuchen erhaltenen Proben soweit möglich ermittelte Bruchdehnung A5Ö und Zugfestigkeit Rm sowie die entsprechend DIN EN ISO 6507:2006-03 vor der Wärmebehandlung gemessene Härte Hv sind in Tabelle 2 ebenfalls genannt.
Der Vergleich der Bruchdehnung A50 der beim erfindungsgemäßen Versuch 2 erhaltenen Proben mit den beim nicht erfindungsgemäßen Versuch 2a erhaltenen Proben belegt die deutlich verbesserte Bruchdehnung A50 nach der in erfindungsgemäßer Weise durchgeführten Wärmebehandlung.
Fig. 1 zeigt das Ergebnis der EBSD-Prüfung (EBSD =
Eiektronenrückstreubeugung) mit einem Messfeld von 800 miti2 und einer Schrittweite von 0,9 miti der beim Versuch 4 erhaltenen Probe nach der thermischen Behandlung.
Fig. 2 zeigt das Ergebnis der EBSD-Prüfung (EBSD =
Eiektronenrückstreubeugung) mit einem Messfeld von 800 miti2 und einer Schrittweite von 0,9 miti der beim Versuch 5 erhaltenen Probe nach der thermischen Behandlung.
Anhand ihrer nadeligen Struktur deutlich zu erkennen sind in den Figuren 1 und 2 die kubisch flächenzentrierten Bestandteile des Gefüges.
In Fig. 3 ist beispielhaft ein Spannungs-Dehnungs-Diagramm wiedergegeben, anhand dessen das pseudoelastische Rückstellvermögen bei der Entlastung nachvollziehbar ist.
Figure imgf000020_0001
Angaben in Gew.-%, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen Tabelle 1
Figure imgf000020_0002
nicht gemessen oder nicht bestimmbar
** ermittelt gemäß DIN EN ISO 6507:2006-03 vor der Wärmebehandlung Mechanische Eigenschaften in Walzrichtung ermittelt
Tabelle 2

Claims

PATENTANSPRÜCHE
1. Formgedächtnislegierung bestehend aus (in Gew.-%)
C: < 1 %
Mn: 30 - 40%
AI: 6 - 10%
Co: 5 - 10%
Se: 0,001 - 0,1 %
P: < 0,1 %
S: < 0,3 %
N: < 0,1 %
Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen, wobei Gehalte an Si, Cr, Cu, Mo, Nb, Ti und V den Verunreinigungen zuzurechnen sind mit der Maßgabe, dass die Summe der Gehalte an Verunreinigungen < 3 % ist.
2. Formgedächtnislegierung nach Anspruch 1, dadurch
gekennzeichnet, dass ihr Co-Gehalt 7,0 - 9,5 Gew.-% beträgt.
3. Formgedächtnislegierung nach Anspruch 2, dadurch
gekennzeichnet, dass ihr Co-Gehalt 7,5 - 9,5 Gew.-% beträgt.
4. Formgedächtnislegierung nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass ihr Mn-Gehalt 30 - 37 Gew.-% beträgt.
5. Formgedächtnislegierung nach Anspruch 4, d a d u r c h
gekennzeichnet, dass ihr Mn-Gehalt mindestens 33 Gew.-% beträgt
6. Formgedächtnislegierung nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass ihr Al-Gehalt 7-9 Gew.- % beträgt.
7. Stahlflach produkt mit pseudoelastischen Eigenschaften
- hergestellt aus einer gemäß einem der voranstehenden Ansprüche legierten Formgedächtnislegierung,
- mit einem Gefüge, weiches zu 50 - 70 Fiächen-% aus Austenit, zu 25 - 45 Flächen-% aus Ferrit und bis zu 5 Flächen-% aus Martensit und als Rest aus Ausscheidungen und sonstigen Gefügebestandteilen besteht,
- und mit einem Gesamtrückformvermögen GR von mindestens 40 %.
8. Stahlflachprodukt nach Anspruch 7, dadurch
gekennzeichnet, dass es ein warmgewalztes Stahlband oder -blech ist und seine Bruchdehnung A50 im ausschließlich warmgewalzten Zustand mindestens 8,0 % beträgt.
9. Stahlflachprodukt nach Anspruch 8, dadurch
gekennzeichnet, dass seine Bruchdehnung A50 im wärmebehandelten Zustand mindestens 20,0 % beträgt.
10. Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 7-9, dadurch
gekennzeichnet, dass im Längsschliff eine durchschnittliche Vickers-Härte (HV05) von 280 - 310 aufweist.
11. Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 7-10, dadurch gekennzeichnet, dass seine Zugfestigkeit (Rm) mindestens 650 MPa beträgt.
12. Verfahren zur Herstellung eines gemäß einem der Ansprüche 7-10 beschaffenen Stahlflachprodukts, umfassend folgende Arbeitsschritte: a) Erschmelzen einer gemäß einem der Ansprüche 1-6
zusammengesetzten Formgedächtnislegierungsschmelze; b) Vergießen der Formgedächtnislegierungsschmelze zu einer
Bramme, zu einer Dünnbramme oder zu einem Block, wobei die Abgusstemperatur 1400 - 1500 °C beträgt; c) Durcherwärmen der Bramme, der Dünnbramme oder des Blockes auf eine 1000 - 1300 °C betragende Vorerwärmungstemperatur; d) Warmwalzen der Bramme, der Dünnbramme oder des Blockes zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt, wobei die
Warmwalzendtemperatur 850 - 1050 °C beträgt; e) Abkühlen des warmgewalzten Stahlflach Produkts mit einer
Abkühlungsgeschwindigkeit nicht höher als 1000 K/s auf eine Zieltemperatur von höchstens 800 °C; f) optional: Haspeln des auf die Zieltemperatur abgekühlten
warmgewalzten Stahlflachprodukts; g) optional: Zwischenglühen des warmgewalzten Stahlflachprodukts bei einer 800 - 900 °C betragenden Glühtemperatur über mindestens 50 Minuten; h) optional: Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlflachprodukts zu
einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt; i) Wärmebehandeln des warm- oder kaltgewalzten Stahlflachprodukts bei einer Glühtemperatur von 750 - 1200 °C über eine Glühdauer von 5 - 240 min mit anschließender Abkühlung auf Raumtemperatur; j) Anlassen des warm- oder kaltgewalzten Stahlflachprodukts nach der Wärmebehandlung bei einer Anlasstemperatur von 200 - 300 °C über eine Anlassdauer von 60 bis 240 Min.
13. Verfahren nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, dass die Glühtemperatur bei der Wärmebehandlung des warm- oder kaltgewalzten Stahlflachprodukts (Arbeitsschritt i)) 800 - 900 °C beträgt.
14. Verfahren nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, dass die Glühtemperatur bei der Wärmebehandlung des warm- oder kaltgewalzten Stahlflach produkts (Arbeitsschritt i)) 800 - 850 °C beträgt.
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Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO1997003215A1 (en) * 1995-07-11 1997-01-30 Kari Martti Ullakko Iron-based shape memory and vibration damping alloys containing nitrogen
EP2489753A1 (de) 2002-12-05 2012-08-22 JFE Steel Corporation Nichtausgerichtetes magnetisches Stahlblech und Herstellungsverfahren dafür
DE102013102353A1 (de) * 2013-03-08 2014-09-11 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Temperaturgesteuertes Umlenkmittel
WO2018047487A1 (ja) 2016-09-09 2018-03-15 株式会社アドヴィックス 車両用制動装置

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO1997003215A1 (en) * 1995-07-11 1997-01-30 Kari Martti Ullakko Iron-based shape memory and vibration damping alloys containing nitrogen
EP2489753A1 (de) 2002-12-05 2012-08-22 JFE Steel Corporation Nichtausgerichtetes magnetisches Stahlblech und Herstellungsverfahren dafür
DE102013102353A1 (de) * 2013-03-08 2014-09-11 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Temperaturgesteuertes Umlenkmittel
WO2018047487A1 (ja) 2016-09-09 2018-03-15 株式会社アドヴィックス 車両用制動装置

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
CHEN C S ET AL: "Effects of cobalt content on the microstructures of Fe9Al30Mn1CxCo alloys", JOURNAL OF ALLOYS AND COMPOUNDS, ELSEVIER SEQUOIA, LAUSANNE, CH, vol. 493, no. 1-2, 18 March 2010 (2010-03-18), pages 346 - 351, XP026928364, ISSN: 0925-8388, [retrieved on 20100226], DOI: 10.1016/J.JALLCOM.2009.12.100 *

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