(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
鉄系形状記憶合金から平板製品を製造する方法において、少なくとも主成分の鉄と、合金元素と、不可避の不純物とを含む溶融物を、ツインロールまたは鋳造ベルトを有する鋳造手段で鋳造して鋳造ストリップを形成するとともに、この工程で冷却し、
前記溶融物を鋳造手段内でストリップに鋳造して冷却し、前記ストリップの厚さは１ｍｍより大きく３０ｍｍより小さく、ストリップを形成する前記鋳造手段の鋳造領域は、鋳造作業時に鋳造方向に移動して冷却されるツインロールまたは鋳造ベルトにより、少なくとも１の長手方向の側面を区切られており、前記移動するツインロールまたは鋳造ベルトと接する前記溶融物を、少なくとも５０Ｋ／ｓの冷却速度で冷却し、前記溶融物が、鉄および製造に関連する不純物とともに、１２重量％から４５重量％のマンガンと、１重量％から１２重量％のシリコンとを含み、さらに元素Ｎ、Ｂ、およびＣを包含するグループ１のうちの少なくとも１の元素を以下の量で含み、
Ｎ≦０．１重量％、
Ｃ≦０．１重量％、
Ｂ≦０．１重量％、
前記グループ１の合金成分は、重量％で次の式が有効であり：
0006434969.tif 000013
および、元素Ｔｉ、Ｎｂ、Ｗ、ＶおよびＺｒを包含するグループ２のうちの少なくとも１の元素を以下の量でさらに含み、
Ｔｉ≦１．５重量％、
Ｎｂ≦１．５重量％、
Ｗ≦１．５重量％、
Ｖ≦１．５重量％、
Ｚｒ≦１．５重量％、
前記グループ２の合金成分は、重量％で次の式が有効であり：
0006434969.tif 000014
前記グループ１とグループ２の合金成分の合計比は、原子％で以下の式が有効であり：
0006434969.tif 000015
および、ＣｒとＮｉとの合金成分を以下の範囲で含み、
３．０重量％≦Ｃｒ≦１０．０重量％、
０．１重量％≦Ｎｉ≦６．０重量％、
０重量％≦Ｃｒ−Ｎｉ≦６．０重量％、
残部の鉄と不可避の不純物とを含み、
前記ツインロールの鋳造ギャップから出てきたストリップ、または前記鋳造ベルト上で固化したストリップを、次いで熱間圧延または冷間圧延することを特徴とする方法。
【請求項２】
請求項１に記載の方法において、
以下の合金成分：
Ｃｕ≦２０重量％、
Ａｌ≦２０重量％、
Ｍｇ≦２０重量％、
Ｏ≦０．５重量％、
Ｃｏ≦２０重量％、
Ｍｏ≦２０重量％、
Ｃａ≦０．５重量％、
Ｐ≦０．５重量％および、
Ｓ≦０．５重量％、
のうちの少なくとも１つまたは２以上を含むことを特徴とする方法。
【請求項３】
請求項１または２に記載の方法において、
前記ストリップが、熱間圧延の前に加熱装置を通過することを特徴とする方法。
【請求項４】
請求項１乃至３のいずれか１項に記載の方法において、
前記ストリップが、前記鋳造領域から出た後に固化することを特徴とする方法。
【請求項５】
請求項１乃至４のいずれか１項に記載の方法において、
前記鋳造領域から出た鋳造ストリップを、少なくとも１の熱間圧延スタンドに連続して供給することを特徴とする方法。
【請求項６】
請求項１乃至５のいずれか１項に記載の方法において、
前記鋳造領域から出た鋳造ストリップを、直接冷却することを特徴とする方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鉄系形状記憶合金から平板製品を製造する方法に関しており、ここで少なくとも主成分としての鉄と、合金元素と、不可避の不純物とを含む溶融物を鋳造手段で鋳造して鋳造ストリップを形成し、この工程においてこれを冷却する。
【背景技術】
【０００２】
例えばＪＰ６２１１２７５１Ａの先行技術は、ストリップ鋳造手段によりホイルまたはワイヤを製造する可能性を開示している。ストリップ鋳造では、溶融物を鋳造手段内で鋳造し、ここで鋳造ストリップを形成する鋳造領域または滞留領域が、少なくとも１の長手側面を壁に区切られており、この壁は鋳造工程中に連続的に前に進められて冷却される。
【０００３】
この種のニアネットシェイプ連続鋳造手段と、例えば平鋼製品を製造する鋳造手段との一例は、２つのロール鋳造手段または「ツインロールキャスター」である。鋳造工程時においてツインロールキャスターでは、軸方向に互いに平行な２つの鋳造ロールまたはローラが、反対方向に回転し、これらの間隔がもっとも狭い領域において、鋳造領域を画定する鋳造ギャップを区切っている。これらの鋳造ロールは工程において大幅に冷却され、溶融物はこれらに突き当たって固化し、各ケースにおいてシェルを形成する。鋳造ロールの回転方向は、溶融物と、これから鋳造ロール上で形成されるシェルとが、ともに鋳造ギャップ内に搬送されるように選択されている。鋳造ギャップに進入するシェルは、鋳造ストリップを形成するのに十分なストリップ形成力の作用下で圧縮されて、この結果少なくともほぼ完全に固まる。
【０００４】
いわゆるベルト鋳造機が用いる原理は異なる。この種の鋳造手段では、溶鋼を、循環する鋳造ベルト上の供給システムで鋳造して、鋳造ベルト上で鋼が固まる。ベルトの走行方向は、溶融物が供給システムから離れていくように選択されている。下部の鋳造ベルトの上部には、この第１の鋳造ベルトと反対方向に回転する鋳造ベルトをさらに配置してもよい。設置する鋳造ベルトが１つか２つかに関わらず、上記に特定した方法の場合、少なくとも１の鋳造ベルトが鋳造ストリップを形成する領域に面している。各鋳造ベルトは集中的に冷却され、関連する鋳造ベルトと接する溶融物がこの上で固まってストリップを形成し、これを鋳造ベルトで移送することができる。
【０００５】
各鋳造手段から出てくる鋳造ストリップを移送して冷却し、さらなる処理にかけることができる。このさらなる処理には、加熱処理および／または熱間圧延を含めることができる。ストリップ鋳造の利点は、ストリップ鋳造に続く作業工程を連続して途切れないように実行できる点である。
【０００６】
上述の日本公開公報ＪＰ６２１１２７５１Ａの明細書からわかるように、鉄系形状記憶合金は、鉄の他にとくに「Ｍｎ、Ｓｉ」のグループの元素を含み、この元素に加えて、追加のＣｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｃ、Ａｌ、Ｃａ、および希土類を含む。この種の組成を含む合金から、ストリップ鋳造によって、温度安定性と耐腐食性とをともに有する鋳造ホイルを形成することが可能である。
【０００７】
これらの背景技術に対して、本願発明の目的は、鉄系形状記憶合金から圧力とねじり力に対して曲げ耐性があり頑強である平板製品を製造する費用効果に優れた方法を提案することである。さらなる目的は、安価で実用的に製造可能な平板製品を製造することである。平板製品には、鋳造物および／または圧延ストリップ、またはシートやプレート、生地板（ｂｌａｎｋ）、またはこのようなストリップまたはシートから得られるものなどが含まれると解される。
【発明の概要】
【０００８】
本発明の方法の第１の教示によると、溶融物を鋳造手段内でストリップに鋳造して冷却し、ストリップの厚みが１ｍｍより大きく３０ｍｍより小さい連続的な鋳造作業を確実に可能にする。鋳造手段の鋳造領域は、少なくとも１の長手方向の側面が壁により区切られており、その壁は鋳造作業時に鋳造方向に移動して冷却される。
【０００９】
本発明の鋳造ギャップで鋳造して冷却したストリップ、または鋳造ベルト上で鋳造して固まるストリップの厚みは、１ｍｍから３０ｍｍの間で、より具体的には１．５ｍｍから２０ｍｍの間であり、さらに２ｍｍから１０ｍｍの間であることが好ましい。
【００１０】
本発明の方法では、ストリップ鋳造方向によって平板製品として鉄系形状記憶合金を鋳造することが可能となる。採用するのが好ましいＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ（−Ｃｒ（−Ｎｉ））系に加えて、例えば、Ｆｅ−Ｎｉ、Ｆｅ−Ｎｉ−Ａｌ、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｔｉ、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃ、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｎｂ、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｃｒ、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｎｉ、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｎｉ−Ａｌ、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｃ、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｎ、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｇａ、Ｆｅ−Ｐｄ、Ｆｅ−Ｐｔ、Ｆｅ−Ｐｄ−Ｐｔに基づく系なども検討することができる。特に高温の範囲において、スイッチングに好ましく使用するには、特定の要件を満たす材料を提供することが必要である。用役に応じて、例えば折れ耐性、および／または曲げ耐性下での活性などの必要な部品特性を確保するためには、最小の厚みが１ｍｍより大きい材料が使用される。
【００１１】
本方法のさらなる改良例によると、使用する鋳造手段は、ツインロール鋳造機またはベルト鋳造機である。本発明の溶融物を、上述の鋳造手段により好ましく製造できることが明らかとなっている。ストリップ鋳造は、従来の鋳造、特に連続鋳造と比べて、鋳造パウダーを使用する必要がないため、鉄系形状記憶合金に非常に適しており、例えばＭｎ、Ｓｉ、Ｃｒおよび／またはＡｌなどの特に高レベルの高反応性合金成分に発生する問題を防止することが可能となる。ストリップ鋳造は特に、例えばＭｎ、Ｓｉ、Ｃｒおよび／またはＮｉのような高偏析元素の高い合金レベルが存在する場合にさらに有利である。偏析は、急速凝固でほぼ抑制することができる。さらに、鉄系形状記憶合金は高温延性が低いため、鋳造時の曲げは、厚みが小さい場合にのみ鋳造手段によっては可能であり、および／または、絶対に必要というわけではない。さらなる特性として、鉄系形状記憶合金は、熱間成形耐性が高いにも関わらずほぼニアネットシェイプで薄く鋳造される。この手法を使用して、形状記憶特性を有する平板製品をエネルギー効率よく製造することができる。既に述べたように、ツインロール鋳造機の場合には、軸方向に平行なロールの各々が鋳造領域の冷却境界を形成しており、この境界は鋳造作業時に鋳造方向に連続的に進み、この鋳造領域は少なくともストリップの２つの長手側面を形成するのに用いられる。したがって、鋳造ストリップが出て行く速度が比較的早いため、単一の鋳造手段で十分に大容量を提供することができる。
【００１２】
ベルト鋳造機の場合、この機能は水平に動く鋳造ベルトによって行われ、この上で溶融物を鋳造してストリップを製造する。このベルト鋳造手段を使用することの利点は、例えば熱間圧延などの他の製法ステップを直後に続けられることであり、鋳造の厚みが薄いため特にローリング労力が小さく、この鋳造手段のコンパクトな性質のため、材料に関して必要とされるパラメータ、特に温度に関するパラメータを有する動作方式が特に有利な方法で可能となる。ベルト鋳造機では溶融物が水平に鋳造されて冷却されるため、固化したストリップを曲げずにすみ、その結果、ストリップ自身に存在する応力が小さく、これにより特に平板製品を製造する高温領域でクラックが現れるリスクを最小限に抑えている。
【００１３】
さらに、本発明の方法の他の改良例によると、溶融物を可動壁または鋳造ベルトに接触させて、少なくとも２０Ｋ／ｓ、好ましくは５０Ｋ／ｓ、より好ましくは少なくとも１００Ｋ／ｓの冷却速度で冷却することが特に有利である。高速の固化により、材料特性に不利な影響をもたらす偏析プロセスを削減することができる。冷却速度は、鋳造作業の終了時に、例えば形状記憶合金からなる鉄系ストリップなどの固化した平板製品が製造されるように選択される。
【００１４】
ＲＳＦ（ロール偏析力）またはストリップ形成力（ＳＦＦ）と呼ばれる合金依存のローラ圧力を、ツインロール鋳造機での鋳造時に設定する場合、高い作業信頼性で、鋳造領域から出た後のストリップを通してほぼ完全に確実に固化することができる。特定のローラ圧力は経験的に決定することができ、信頼性の高い鋳造作業を確保することができる。  
【００１５】
熱間圧延の前にストリップを加熱装置に通す場合、鋳造手段から出たストリップに起こる熱損失を再び補うことができ、特定の熱間圧延温度を作業信頼性の高い方法で達成することができる。
【００１６】
鋳造ストリップが鋳造ギャップから出てくるストリップの速度は、実際のところ通常、０．０６から３．０ｍ／ｓの範囲である。
【００１７】
鋳造領域から少なくとも１の圧延機スタンドに出てくる鋳造ストリップを連続して供給することにより、特に効率的で経済的な製造方法を提供することができる。したがって、鋳造手段が、少なくとも１の圧延機スタンドに直接的に圧延用の鋳造ストリップを供給して、鋳造と圧延の間で鋳造ストリップを処理する必要性を取り除いてもよい。代替的に、鋳造ストリップを適切に冷却して再度加熱して、必要があれば後で圧延することもできる。最後に、圧延ストリップは、少なくとも１の圧延パスにおいて選択的に冷間圧延してもよい。
【００１８】
その後の製造と処理工程時における脆化に対処するため、本発明によれば、熱間圧延および／または冷間圧延状態でのアニール処理を、スイッチング温度を超える温度で２０秒から４８時間の期間行うことが可能である。
【００１９】
形状記憶効果を有する鉄系平板製品を作業信頼性を高く生成する可能性は、鋳造手段の鋳造ギャップから出てくるストリップ、または選択的に鋳造ベルト上で固化したものを冷間圧延し、その後で選択的に、追加的に熱間圧延して最後に少なくとも各合金のマルテンサイトフィニッシュ温度（ＭＦ温度）まで加熱するストリップを提供する。この手法で製造する平板製品は、平板製品の荷重に対応して凹部の部品設計が可能となり、この場合、荷重をかける間に温度は少なくともオーステナイトフィニッシュ温度（ＡＦ）まで上げられ、少なくとも２０秒間荷重とＡＦを超える温度が平板製品に作用する。したがって、本発明の平板製品は、形状記憶効果が所望の部品設計に設定される。
【００２０】
ストリップの鋳造後に、鋳造ストリップを熱間圧延にかけることができ、この場合、最初の熱間圧延温度を５００℃からＴＳｏｌｉｄｕｓ−５０℃の間にすべきである。インラインでの鋳造と冷却の工程に続く熱間圧延のステップの結果、一方ではストリップの所望の最終的な厚みを設定することができ、他方では表面の硬さを設定し、例えば鋳造状態ではまだ存在している空洞を閉じることにより微細構造を最適化することもできる。ホットストリップを冷間圧延にかけて、これによりその厚みをさらに減らすこともできる。
【００２１】
さらなる教示によれば、結晶間原子（グループ１）に補強体を有する、または混晶凝固（グループ２）による、またはオーステナイトと、ε−マルテンサイトと、炭化物、ホウ化物、窒化物および／またはこれらの混成体の形態の微細析出物とからなる微細構造（グループ１＋グループ２）を有する鉄系形状記憶合金からなる平板製品を提供するために、溶融物は、１０から４５重量％のマンガンと、最大１２重量％までのシリコンと、さらにＮ、Ｂ、およびＣの元素を包含するグループ１のうちの少なくとも１の元素とを含み、次の式は重量％で、グループ１の合金比率において有効である。
0006434969.tif 000002
および／または元素Ｔｉ、Ｎｂ、Ｗ、ＶおよびＺｒを包含するグループ２のうちの少なくとも１の元素をさらに含み、次の式は重量％で、グループ２の合金成分において有効である。
0006434969.tif 000003
好ましくは、
0006434969.tif 000004
選択的に、少なくとも１つまたは２以上の以下の合金成分の比率を含むことができる：
Ｃｕ≦２０重量％、
Ｃｒ≦２０重量％、
Ａｌ≦２０重量％、
Ｍｇ≦２０重量％、
Ｎｉ≦２０重量％、
Ｏ≦０．５重量％、
Ｃｏ≦２０重量％、
Ｍｏ≦２０重量％、
Ｃａ≦０．５重量％、
Ｐ≦０．５重量％、および／または
Ｓ≦０．５重量％。
【００２２】
ニアネットシェイプ鋳造法により、合金成分に応じて、鉄系形状記憶合金から平板製品を、結晶間原子（グループ１）による補強体、または混晶凝固（グループ２）により、またはオーステナイトと、ε−マルテンサイトと、選択的な微細析出物との微細構造（グループ１＋グループ２）により製造可能であることが明らかとなった。この場合、本発明により各ケースで処理される合金は、所望の微細構造状態が確実に製造されるような組成を有する。鉄系形状記憶合金からなる平板製品を、鋳造手段により鋳造して鋳造ストリップにすることも可能であり、これによりニアネットシェイプの平鋼製品を製造することができる。適用するストリップ鋳造法においては、炭化物、窒化物、ホウ化物またはこれらの混成体の形態の析出対（ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ  ｐａｉｒｓ）を含むストリップを、例えば、グループ１のＮ、Ｃ、Ｂとグループ２のＴｉ、Ｎｂ、Ｗ、Ｖ、Ｚｒとを組み合わせた合金成分量に基づいて製造する。このストリップは、鉄とマンガンとシリコンとの合金成分と組み合わせて形状記憶効果を実現する所望の微細構造を提供する。可能な成分として、本発明の合金は、ホウ素、窒素、および／または炭素のうちの少なくとも１つの元素と、チタン、ニオブ、タングステン、バナジウム、またはジルコニウムのうちの少なくとも１つの元素と、残部として鉄、マンガン、シリコンと、不可避の不純物とを含む。グループ１と２の元素は、所望の析出をもたらし、これが対応する部位で所望の相変態を行う核組織として機能するため、特に有利であることが証明されている。特許請求の範囲に示すこれらの元素量を有することで、本発明の製造方法は、形状記憶効果を有する平板製品を高い作業信頼性をもって製造することができる。本発明により製造された平鋼製品においては、１２重量％から４５重量％の量のマンガンが、材料中のオーステナイトの安定化を促進する。この効果を確実に達成するために、Ｍｎ含有量を、特に２０重量％から３５重量％の間とすることができる。１重量％から１２重量％までのＳｉの含有量は、本発明の平板製品においてマルテンサイトからオーステナイトへの変態の可逆性を確実にするように機能する。Ｓｉの含有量は３重量％から１０重量％であることがより好ましい。Ｎ、Ｂ、Ｃおよび／またはＴｉ、Ｎｂ、Ｗ、Ｚｒの量の実際の適切な調整は、Ｃの含有量が最大０．５重量％に、より詳細には最大で０．２重量に限定されているときに行われる。Ｂの含有量は、最大０．５重量％に、より詳細には最大０．０５重量％に適切に限定される。Ｎの含有量は、０．５重量％に、より詳細には最大で０．２重量％に適切に限定される。さらに、グループ２の元素（Ｔｉ、Ｎｂ、Ｗ、Ｖ、Ｚｒ）の量をそれぞれ最大２．０重量％、より詳細には最大１．５重量％に限定することが好ましい。各事例において、１以上のグループ１の元素（Ｎ、Ｂ、Ｃ）に、１以上のグループ２の元素（Ｔｉ、Ｎｂ、Ｗ、Ｖ、Ｚｒ）を上記限定量でより少なく組み合わせて添加して、一方でグループ１の方の元素（Ｎ、Ｂ、Ｃ）は、本発明により許容される最大仕様の範囲内で添加することが有利である。この２つのグループを反対の関係にしても同じことが言える。
【００２３】
本発明によれば、本発明の鉄系形状記憶合金の合金元素のグループを、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｓｉおよび不可避の不純物の他に、少なくとも１のグループ１の元素と少なくとも１のグループ２の元素とに限定することが可能であると考えられるが、特定の状況下において、得られる平鋼製品の特質を調整するのに、Ｃｕ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｏ、Ｐ、Ｓ、Ｃａからなるグループのうちの一以上の元素を、選択的に形状記憶合金に添加するようにしてもよい。本発明によれば、各事例においてこのために検討される含有量の範囲は以下の通りである：
Ｃｕ：≦２０重量％、好ましくは≦１０重量％、
Ｃｒ：≦２０重量％、好ましくは≦１０重量％、
Ａｌ：≦２０重量％、好ましくは≦１０重量％、
Ｍｇ：≦２０重量％、好ましくは≦１０重量％、
Ｍｏ：≦２０重量％、好ましくは≦１０重量％、
Ｃｏ：≦２０重量％、好ましくは≦１０重量％、
Ｎｉ：≦２０重量％、好ましくは≦１０重量％、
Ｏ：≦０．５重量％、
Ｐ：≦０．５重量％、
Ｓ：≦０．５重量％、
Ｃａ：≦０．５重量％。
【００２４】
Ｃｕ、ＭｏおよびＣｏを、個々にまたは組み合わせて添加することにより形状記憶効果が向上し、一方でＣｒ、Ａｌ、およびＭｇを個々にまたは組み合わせて添加することの効果は、主に耐食性の向上にある。上記の個々の元素は、２０重量％まで、好ましくは１０重量％までで合金化することができる。Ｓ、Ｐ、およびＯの悪影響を回避するために、これらは、最大０．５重量％、好ましくは最大０．２重量％、より好ましくは最大０．１重量％に限定される。Ｎｉは、微細構造中のオーステナイトの安定化を支援し、材料の成形性を向上させる。Ｓが存在する場合、Ｃａを０．５重量％以下で合金化して、ＭｎがＭｎＳの形態に不要に結合するのを抑制してもよい。この量は、最大で０．５重量％、好ましくは最大０．２重量％、より好ましくは最大０．１重量％に限定される。
【００２５】
選択的に添加する合金元素ＣｒとＮｉのプラスの効果を利用できるように、各事例において、溶融物は選択的に少なくとも０．１重量％のＮｉと、少なくとも０．２重量％のＣｒとを含むことができる。
【００２６】
さらなる改良例によると、形状記憶合金は、以下の重量％の合金成分を有する：
２５．０重量％≦Ｍｎ≦３２．０重量％、
３．０重量％≦Ｓｉ≦１０．０重量％、
３．０重量％≦Ｃｒ≦１０．０重量％、
０．１重量％≦Ｎｉ≦６．０重量％、好ましくは４．０重量％、
Ｐ≦０．１重量％、
Ｓ≦０．１重量％、
Ｍｏ≦０．５重量％、
Ｃｕ≦０．５重量％、
Ａｌ≦５．０重量％、
Ｍｇ≦５．０重量％、
Ｏ≦０．１重量％、
Ｃａ≦０．１重量％、
Ｃｏ≦０．５重量％。  
元素Ｎ、ＣおよびＢから構成されるグループ１のうち少なくとも１の元素が以下の量で存在している。
Ｎ≦０．１重量％、
Ｃ≦０．１重量％、
Ｂ≦０．１重量％。
以下の式はグループ１の合金成分の合計量において有効である：
0006434969.tif 000005
および／または少なくとも１のグループ２の元素が存在する場合、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｗ、Ｖ、およびＺｒからなるグループ２の元素は以下の量で含まれる。
Ｔｉ≦１．５重量％、
Ｎｂ≦１．５重量％、
Ｗ≦１．５重量％、
Ｖ≦１．５重量％、
Ｚｒ≦１．５重量％、
以下の式はグループ２の合金成分の合計量において有効である：
0006434969.tif 000006
好ましくは
0006434969.tif 000007
本発明のさらなる改良例によると、これらの上に組み込んで、以下の式は原子％におけるグループ１とグループ２の合金成分の合計の比率において有効である：
0006434969.tif 000008
これに残部の鉄と不可避の不純物とを含むことになる。
【００２７】
合金成分Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｎｉ、およびグループ１の１の元素（Ｎ、Ｃ、Ｂ）、および／またはグループ２の１の元素（Ｔｉ、Ｎｂ、Ｗ、Ｖ、Ｚｒ）から構成される上述の形状記憶合金の可能な構成要素に加えて、形状記憶合金はさらに、元素Ｐ、Ｓ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｏ、Ｃａ、またはＣｏを選択的に上述の値まで含むことができ、有利な効果を発展させてもよい。形状記憶効果に影響する析出は、この形成がグループ１とグループ２の２つの元素グループの互いに対する比率によって影響され、合金の原子％でのグループ２の元素成分の合計が、原子％でのグループ１の合金成分の合計に対する割合として、０．５から２の範囲にあるときに、形状記憶効果に著しいプラスの影響を示す。これにより、グループ１とグループ２の合金元素の特定の定比率が確立する。特に原子％でグループ１に対してグループ２の合金成分がこの比率を有することで、析出が特に好ましく形成され、形状記憶効果を支援することが分かっている。例えばこの比率が０．５未満の場合、グループ１の元素は溶解した形態で微細構造中に存在するため、析出要素がＮ、Ｃおよび／またはＢの形態で結合されず、形状記憶効果が低減してしまう。さらにその結果として、相変態、つまりマルテンサイトからオーステナイトへ戻る変換における可逆性に有害な影響が見られる。合金成分の合計間で形成されるこの比率が２より大きい場合、グループ２の元素が自由分子の形態で微細構造中に挿入され、これにより形状記憶効果が妨げられるため、不要な凝固が発生する。
【００２８】
マンガンの含有量を２５重量％から３２重量％とする目的は、微細構造内のオーステナイトを安定させることであり、これは特に形状記憶材のスイッチング温度を超えて影響を与える。Ｍｎの含有量が２５．０重量％を下回ると、形状記憶効果にとって不利益となるフェライトの形成が増加する。Ｍｎの含有量が３２重量％を超えると、所望のスイッチング温度が過度に低下して、対応する部品のスイッチング温度と可能な使用温度とが互いに近すぎるようになってしまう。
【００２９】
シリコンは、マルテンサイトからオーステナイトへの相変態の可逆性を確保するよう機能する。Ｓｉの含有量が３．０重量％を下回ると、形状記憶効果が低下してしまう。１０重量％を超えると、材料の脆化が見られるようになる。さらに１０重量％以上のＳｉ含有量では、好ましくないフェライト微細構造の形成が増加する。
【００３０】
十分な耐食性を確保するために、形状記憶合金は少なくとも３．０重量％のＣｒを含む。Ｃｒの含有量が１０重量％を超えると、ここでもフェライトの形成が促進され、上述したように形状記憶効果に悪影響をもたらす。
【００３１】
最後に、ニッケルは、オーステナイトの微細組織を安定化するように機能し、さらに材料の成形性を向上させる。しかしながらＮｉの含有量が０．１重量％を下回ると、材料の特性に顕著な効果はない。６．０重量％を超えるＮｉ含有量は、Ｃｒの割合の増加と組み合わせたときにのみ前述の特性のわずかな向上をもたらすが、結果としてコスト削減のために、Ｎｉ含有量は最大６．０重量％、好ましくは最大４．０重量％に限定される。
【００３２】
形状記憶合金の他の特性に悪影響なく所望の析出が確実に起こるように、すべてのグループ１の元素、つまりＮ、Ｃ、およびＢの上限として最大０．１重量％が想定される。グループ２の元素（Ｔｉ、Ｎｂ、Ｗ、Ｖ、Ｚｒ）を０．０１重量％の最小レベルで含んでもよく、このレベルはこのグループの少なくとも１の元素に適用される。Ｔｉ、Ｎｂ、Ｗ、Ｖ、および／またはＺｒの重量割合を少なくとも０．０１重量％、好ましくは０．１重量％とすると、形状記憶効果にプラスの影響を与える。特に相変態の可逆性を、グループ２の１の元素の対応レベルによって確保することができる。不要な固化を抑制するため、グループ２の個々の元素は１．５重量％の最大レベルを超えないこと、より好ましくは各元素の最大量が１．２重量％、または最大１．０重量％であることが望ましい。
【００３３】
本発明の形状記憶合金の第１改良例によると、重量パーセントでのＣｒ含有量は、３．０重量％≦Ｃｒ≦１０．０重量％であり、こうして形状記憶合金のフェライト形成と耐食性との間の有効な折衷を達成する。フェライトは相変態に進入せず、早期に塑性変形する傾向を有するため、フェライト形成は形状記憶効果を妨害する。
【００３４】
形状記憶合金のさらなる改良例によると、Ｃｒ含有量とＮｉ含有量の間の差は以下の関係を前提としている：０重量％≦Ｃｒ−Ｎｉ≦６．０重量％。したがってＣｒとＮｉの量の最大差は６重量％に限定されている。クロムとニッケルの含有量の差が６％より大きくなると、機械的特性の顕著な向上をもたらさず、むしろ材料の脆化につながる。差が０重量％を下回って、ニッケル含有量がクロム含有量より多くなると、今度はスイッチング温度が下がって材料の使用温度と近くなってしまうことにより、スイッチング温度に悪影響をもたらす。
【００３５】
形状記憶合金のさらなる改良例によると、グループ１とグループ２の合金成分の合計の原子％での割合は、以下の関係を前提としている。
0006434969.tif 000009
ここで、一方では十分な析出形成を介して形状記憶効果を十分に確保することが可能であり、他方では、微細構造内のグループ２の自由原子を著しく減少させることに基づく固化が可能となる。
【００３６】
形状記憶合金のさらなる改良例では、重量％でＮ、Ｃ、および／またはＢが以下の量を含む：
０．００５重量％≦Ｎ≦０．１重量％、
０．００５重量％≦Ｃ≦０．１重量％、および／または
０．０００５重量％≦Ｂ≦０．１重量％。
【００３７】
形状記憶合金が、Ｎおよび／またはＣの元素を少なくとも０．００５重量％、および／またはＢを少なくとも０．０００５重量％の量を含む場合、これらの最小量は析出形成の向上のために用いられる。Ｂの上限を０．１重量％、好ましくは０．０５重量％、、より好ましくは０．０１重量％とすることで、形状記憶合金の対酸化性が急激に落ちすぎないように確保している。これと同時に、ＮおよびＣの含有量は、それぞれ最大で０．１重量％、好ましくは最大で０．０７重量％に限定されており、析出が多くなりすぎて合金の機械的特性に悪影響をもたらさないようにされている。
【００３８】
合金のさらなる改良例では、グループ２の元素の合金成分の合金量が限定されている。この実施例によれば、グループ２の元素の合金成分は以下の通りである：
Ｔｉ≦１．２重量％、
Ｎｂ≦１．２重量％、
Ｗ≦１．２重量％、
Ｖ≦１．２重量％、
Ｚｒ≦１．２重量％。
ここでグループ２の各元素の上限を１．０重量％まで下げることが好ましい。これにより固化の進展が低減され、したがって形状記憶合金が良好な成形性を有する。
【００３９】
最後に、形状記憶合金のさらなる実施例によれば、硫黄、リン、および酸素の含有量を、０．１重量％以下、好ましくは０．０５重量％以下、より好ましくは０．０３重量％以下に限定して、例えば耐食性に対するこれらの悪影響を低減するようにすべきである。モリブデン、銅、およびコバルトを、個々にまたは様々に組合せて合金化して、形状記憶効果を向上させることができる。各事例において、含有量を０．５重量％以下にして関連する影響を制限している。アルミニウムとマグネシウムを、個々にまたは組み合わせて、耐食性の向上に寄与させて、同時に合金の密度を低下させるようにしてもよい。これらの量は、最大で５重量％、好ましくは最大で２．０重量％、より好ましくは最大で１．０重量％に限定される。
【００４０】
さらなる改良例によると、カルシウムを存在する硫黄と結合するように合金化して、ＭｎＳの形態で硫黄がマグネシウムと不要に結合するのを防止することができる。耐食性を低下させないため、およびＣａを介した過度の不純物を防止するために、Ｃａの量は最大で０．０１５重量％、好ましくは最大で０．０１重量％に限定される。
【００４１】
本発明の第２の教示によると、上記に示した目的は、形状記憶効果を有する平板製品であって、鉄および製造に関連する不純物とともに、１２重量％から２４重量％のマンガンと、１重量％から１２重量％のシリコンと、さらに少なくとも１のグループ１の元素とを含む合金から構成されている平板製品によっても達成される。グループ１は元素（Ｎ、Ｂ、Ｃ）を含み、重量％でのグループ１の合金成分は以下の関係を前提としている：
0006434969.tif 000010
および／またはグループ２の少なくとも１の元素をさらに含んでおり、グループ２は元素（Ｔｉ、Ｎｂ、Ｗ、Ｖ、Ｚｒ）から構成されて、グループ２の合金成分には重量％で以下の関係が適用される：
0006434969.tif 000011
および、合金成分の以下の割合を含んでもよい：
Ｃｕ≦２０重量％、
Ｃｒ≦２０重量％、
Ａｌ≦２０重量％、
Ｍｇ≦２０重量％、
Ｎｉ≦２０重量％、
Ｏ≦０．５重量％、
Ｃｏ≦２０重量％、
Ｍｏ≦２０重量％、
Ｃａ≦０．５重量％、
Ｐ≦０．５重量％、
Ｓ≦０．５重量％。
この平板製品はストリップ鋳造されている。
【００４２】
さらなる改良例では、特に本発明の平板製品の合金組成と、生産用の製造パラメータとは、製造方法の上述の説明から明らかである。
【図面の簡単な説明】
【００４３】
本発明を、実施例を図面とともに参照して以下により詳細に説明する。
【図１】図１は、ストリップ鋳造で平板製品を製造する装置の概要を、概略断面図で示している。
【図２】図２は、ストリップ鋳造で平板製品を製造する装置の概要を、概略断面図で示している。
【発明を実施するための形態】
【００４４】
表１に列挙した実施例は、図１に示す鋳造手段（ツインロール鋳造機）を用いて鋳造されており、これらの形状記憶効果を調べている。従来技術と比べて、この実施例は不要な固化の傾向が低く、同時に十分に高いスイッチング温度を有する良好な形状記憶効果を具えていることを示した。同一の溶融物によるシミュレーション試験では、実施例を図２に示すようなベルト鋳造機内のストリップ鋳造によって製造できることがわかった。
【００４５】
鋳造ストリップＢを製造するライン１は、従来からのツインロール鋳造機として構成された鋳造手段２を具えており、したがって、これは軸Ｘ１とＸ２の周りを互いに反対に回転する２つのロール３と４を有し、これらの軸は互いに平行で同じ高さに並んでいる。ロール３と４は、製造する鋳造ストリップＢの厚さＤを設定する間隔を具えて整列しており、よってストリップの長手方向の両側で鋳造ギャップの形で鋳造領域５を区切っている。この鋳造ギャップにおいて鋳造ストリップＢが形成される。この狭い両側面において、鋳造領域５は、ここでは見えないが側板により既知の方法でシールされており、これらはロール３と４の端面に押しつけられている。
【００４６】
鋳造作業時に、ロール３と４は、例えば強力に冷却されて回転し、したがって鋳型の長手方向の側面における境界を、ロール３および４と側板とによって形成しており、この長手方向の側面は鋳造作業時に連続的に移動する。この場合ロール３と４の回転方向は、鋳造領域５への重力方向Ｒであり、この回転の結果、溶融物Ｓが、鋳造領域５の上部空間にある溶融プールから、ロール３と４の間の鋳造領域５へと搬送される。この溶融物Ｓは、ロール３と４の外周面と接したときに固化し、ここで集中的に熱が除去されるため各事例においてシェルを形成する。ロール３と４に付着するシェルは、ロール３と４の回転により鋳造領域５に搬送され、ここでストリップ形成力ＳＦＦの影響下でともにプレスされて鋳造ストリップＢを形成する。鋳造領域５で有効な冷却出力と、ストリップ形成力ＳＦＦとは互いに調和されており、鋳造領域５から連続して出てくる鋳造ストリップ５の大部分が完全に固化するようになっている。
【００４７】
鋳造領域５から出てくるストリップＢは、まず最初に重力方向に垂直に離れるよう搬送され、次いで既知の方法で連続的に湾曲した円弧に曲げられて、水平に整列した搬送セクション６に搬送される。搬送セクション６の上で、次いで鋳造ストリップＢを加熱装置８を通過させて、ここでストリップＢを少なくとも熱間圧延開始温度まで加熱することができる。これにより加熱された鋳造ストリップＢを、次いで少なくとも１の熱間圧延スタンド９で圧延してホットストリップＷＢを形成する。熱間圧延スタンドの後に対象冷却機７を通して、微細構造の形成に作用することが可能である。ストリップを約４００℃に冷却することで、析出の粗大化を抑制することができる。ホットストリップＷＢは、次いでその後の輸送用にコイル状に巻くか、別の方法で調整することができる。
【００４８】
図１に示す鋳造手段を用いて、表１に示す３つの溶鋼Ｚ１、Ｚ２、Ｚ３のそれぞれからストリップＢを鋳造する。冷却処理後に、鋳造ストリップＢは、オーステナイトと、ε−マルテンサイトと、ＮｂＣ、ＮｂＮ、ＶＣ、ＶＮ、ＴｉＮ、ＴｉＣ、および／またはこれらの混成体の形態の細かく分布した析出物とを含む微細構造を有しており、これにより測定される形状記憶特性を良好にできることがわかった。
【００４９】
上述の加熱装置８による加熱処理、熱間圧延スタンド９での熱間圧延、および冷却機７を用いた冷却ステップは、単に選択的な方法のステップである。
【００５０】
図２に示すベルト鋳造機１’は、鋳造ベルト１０を使用しており、この上で本発明の組成を有する溶鋼１１を鋳造する。これは、鋳造ベルトの第１の曲げロール１０ａの領域内で行われる。多分に冷却された鋳造ベルトは、第２の曲げロール１０ｂを介して返還される。カバー手段１２により、鋳造ストリップ１３のさらなる移動を、可能な限り熱損失なく行い、選択的に不活性ガス雰囲気のもとで熱間圧延機９に送ることができる。カバー手段１２ではなく、代替的に、第１の鋳造ベルト１０と反対方向に走行する第２の鋳造ベルト（図示せず）を設けても良い。熱間圧延スタンド９の直前に加熱手段８を設けて、これが鋳造ストリップ１３を少なくとも熱間圧延開始温度まで加熱してもよい。
【００５１】
熱間圧延後の急冷７によって、ストリップに所望の微細構造を設定することが可能となり、こうして形状記憶合金を具える平板製品を製造して、次いでこの製品をその後の輸送用にコイル状に巻くか、他の方法で調整することができる。
【００５２】
例として図１と２に示した熱間圧延装置は、必須のものではないことを理解されたい。混成微細構造を形成するために、鋳造領域から出てくる鋳造ストリップを、圧延ではなく直接冷却することができる。
【００５３】
【表１】
0006434969.tif 000012
【図１】
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【図２】
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