BRPI0904607A2

BRPI0904607A2 - aÇo de alta resistÊncia ao revenido

Info

Publication number: BRPI0904607A2
Application number: BRPI0904607-0A2A
Authority: BR
Inventors: Celso Antonio Barbosa; Rafael Agnelli Mesquita
Original assignee: Villares Metals Sa
Priority date: 2009-11-17
Filing date: 2009-11-17
Publication date: 2013-07-02
Also published as: ZA201204354B; WO2011060516A1; CN102884215A; KR20120102081A; JP2013510951A; RU2012125061A; CA2781048A1; EP2503016A1; MX2012005737A; EP2503016A4; US20120321505A1

Abstract

AÇO DE ALTA RESISTÊNCIA AO REVENIDO, apresentando uma composição de elementos de liga que consistem essencialmente, em porcentagem em massa, de Carbono entre 0,20 e 0,50; Silício abaixo de 1,0; Fósforo abaixo de 0,030; Cromo entre 3,0 e 4,0; Molibdênioentre 1,5 e 4,0; Vanádio entre 0,1 e 2,0, Cobalto menor que 1,5, o restante substancialmente de Fe e impurezas inevitáveis. Passível de ser produzido por processos que envolvam fundição em lingotes e conformação a quente ou a frio, ou mesmo utilizado com a estrutura bruta de fusão; ou por processos que envolvam atomização ou dispersão do metal líquido, como metalurgia do pó, injeção de pós ou o processo de "conformação por spray"

Description

"AÇO DE ALTA RESISTÊNCIA AO REVENIDO" O presente relatório trata de um aço destinado à utilização em ferramentas de conformação a quente de metais, tipicamente em processos em que o metal a ser conformado possui temperaturas acima de 600 0C, embora processos em temperaturas menores ou mesmo na temperatura ambiente possam ser utilizados com o dito aço. O aço em questão possui composição que o classifica como aço ferramenta de trabalho a quente, possuindo como principal característica a maior resistência a perda em dureza em alta temperatura - denominada resistência ao revenido, mas também mantendo elevada tenacidade e adequada temperabilidade e condutividade térmica. Tal efeito é possível graças a um cuidadoso projeto de liga, estabelecendo as faixas ótimas dos elementos P, Si, Mo e Cr.

O termo ferramentas de trabalho a quente é aplicado para um grande número de operações de conformação a quente, empregadas em diversos ramos industriais e focadas na produção de peças destinadas a aplicações mecânicas e, principalmente, peças automobilísticas. Os processos de conformação a quente mais conhecidos são o forjamento, a extrusão ou a fundição de ligas não ferrosas. Outras aplicações que trabalham em alta temperatura, tipicamente acima de 500/600 0C, também podem ser classificadas 2 0 como trabalho a quente. Nestas aplicações, os moldes, matrizes, punções, insertos e outros dispositivos utilizados para a conformação são classificados pelo termo genérico: ferramentas para trabalho a quente. Estas ferramentas são normalmente feitas em aços, os quais necessitam de propriedades especiais para suportar as elevadas temperaturas e características mecânicas dos processos em que são empregadas.

Dentre suas propriedades principais, destacam-se nos aços para trabalho a quente: a resistência a quente, mais especificamente resistência ao revenido, a tenacidade, a temperabilidade e propriedades físicas como a V Ck^fc ■Χ

2/17 $

ν

condutividade térmica, ο calor específico, ambas correlacionadas pela difusividade térmica, e o coeficiente de expansão térmica.

Nas aplicações em forjamento, destaca-se o forjamento a quente de aços, especialmente, de aços para construção mecânica aplicados em peças automobilísticas. Em tais operações, o tarugo forjado possui temperaturas acima de 1100 0C. Durante a conformação, ele aquece a superfície da ferramenta, sendo a temperatura atingida tanto maior quanto maior o tempo de contato. O aquecimento gerado, consequentemente, requer alta resistência a quente por parte do aço empregado. O mecanismo de endurecimento dos aços para matrizes de conformação a quente é, principalmente, a precipitação de carbonetos finos. Destacam-se os carbonetos de Mo ou W, do tipo M2C, ou carbonetos de V, tipo MC. Nos aços com alto teor de Cr, destacam-se também os carbonetos M7C3, ricos em Cr, porém também com Mo e V em solução sólida. Apesar da alta estabilidade, esses carbonetos tendem a coalescer após longos tempos em altas temperaturas, tipicamente acima de 550 0C - condições facilmente atingidas nas regiões de trabalho da ferramenta. Como conseqüência, a dureza da região diminui, gerando desgaste ou deformação plástica a quente e causando a falha da ferramenta.

A melhoria da resistência do material à perda em dureza, ou resistência ao revenido, é assim fundamental para a melhoria do desempenho das ferramentas que possuem alto aquecimento. Exemplos destas aplicações são as ferramentas de forjamento a quente de peças de aço ou outras ligas metálicas, extrusão de ligas não ferrosas e matrizes para fundição de ligas não ferrosas (estas duas últimas aplicações sendo mais importantes para ligas de Al). O mesmo ocorre para outras aplicações, como extrusão ou fundição de ligas não ferrosas. Em forjamento de aço, por exemplo, as temperaturas das pré- formas a serem forjadas são da ordem de 1200 0C. Mesmo com o pequeno tempo de contato com as ferramentas (da ordem de segundos), o aquecimento 3/17 ..α^

das suas regiões superficiais é expressivo, gerando perda em dureza, devido·!^,.. revenimento destas regiões. Em extrusão de ligas alumínio ou outras ligas não terrosas, a temperatura do tarugo é menor, da ordem de 400 a 600 0C. Porém, nestas aplicações, o tempo de contato é expressivamente mais longo (de dezenas de minutos a horas de operação). Além disso, o atrito local gerado pelo contato ferramenta/alumínio intensifica o aquecimento, aumentando a perda em dureza no aço ferramenta e, consequentemente, causando seu desgaste. Em matrizes de fundição sob pressão, o metal líquido é injetado em alta pressão e temperatura (da ordem de 700°.C), também promovendo o aquecimento da superfície da matriz. Neste caso, a falha ocorre principalmente por trincas de fadiga térmica, causadas pelo sucessivo aquecimento e resfriamento da região de trabalho da matriz. Mas, a elevada troca de calor do alumínio líquido e a superfície da matriz facilitam o aquecimento das regiões superficiais, gerando, como nas outras aplicações, perda em dureza e, devido a isto, facilitando a iniciação das trincas de fadiga.

Este mecanismo de perda em dureza após aquecimento é, portanto, notoriamente importante nos aços ferramenta de trabalho a quente, sendo assim desejável aumento da resistência do material a este fenômeno. Em termos do aço empregado, a melhoria da resistência a quente é normalmente obtida com emprego de maiores teores de elementos formadores carbonetos secundários, como Mo, W e V, ou por endurecimento por solução sólida. Apesar de efetivos no aumento da resistência a quente, o aumento excessivo do teor de tais elementos implica na redução da tenacidade, piora da difusividade e condutividade térmica ou causa intenso aumento do custo do material. Esta última implicação econômica é especialmente importante nos dias atuais, visto o elevado aumento do custo das matérias primas utilizadas como fonte dos elementos de liga Mo, W e V.

Para situar a presente invenção, a seguir são descritos alguns dos aços utilizados, presentes no estado da técnica (cuja composição química é resumida na Tabela 1). Primeiramente destacam-se os aços H11 e H13, atualmente os aços ferramenta mais empregados em trabalho a quente. Estes materiais possuem 5% de Cr para garantir adequada temperabilidade e auxiliar na resistência a quente, 0,9%V e 1,2% Mo para melhoria da resistência a quente, e normalmente baixos teores de P e S para promover adequada tenacidade. Contudo, para a melhoria da resistência ao revenido, teores mais elevados de Mo seriam necessários. Os aços DIN 1.2365 e DIN 1.2367 são empregados neste sentido. Possuem alto teor de Mo, para promover melhoria da resistência a quente. Contudo, o aumento do teor deste elemento no DIN 1.2367 tende a reduzir sua tenacidade e a condutividade e difusividade térmica. No aço 1.2365, o esta redução da condutividade térmica pelo aumento do teor de Mo é contrabalanceada pela redução do teor de Cr. Porém, o reduzido teor de Cr promove menor temperabilidade, limitando as aplicações em ferramentas de grande porte.

É importante explicar, neste momento, a preocupação com as propriedades de condutividade térmica e tenacidade. Durante o trabalho, o aumento da condutividade térmica é importante para que o aço ferramenta consiga mais rapidamente homogeneizar a diferença de temperaturas entre o material conformado e o núcleo da ferramenta, reduzindo as tensões e a incidência das trincas térmicas. E, na ocorrência dessas trincas, a tenacidade do material é também fundamental, uma vez que retarda sua propagação e, consequentemente, o dano por fadiga térmica. Assim, fica claro que o aumento isolado do teor de Mo, como realizado no aço DIN 1.2367 e DIN 1.2365, não é suficiente para melhoria global das propriedades de aços para trabalho a quente.

Tabela 1: Composição química típica dos aços do estado da técnica. A soma Mo + V + Co é colocada porque estes elementos possuem o maior custo, sendo muito relacionados ao custo final do aço ferramenta. Teores ν"';.

em porcentagem em massa e balanço em Fe. A soma Mo+W+V+Co é colocada,

Designação C Si Cr Mo W V Co Mo+W+ V+Co H11 0,36 1,0 5,0 1,2 - 0,5 - 1,7 H13 0,38 1,0 5,0 1,2 - 1,0 - 2,2 DIN 1.2365 0,36 0,3 2,8 2,8 - 0,5 - 3,3 DIN 1.2367 0,38 0,3 5,0 3,0 - 0,5 - 3,5 Pl 9909160-7 0,36 0,2 5,0 2,3 - 0,5 - 2,8

Um aço foi desenvolvido mais recentemente, descrito na Pl 9909160-7. Este material utiliza, assim como no DIN 1.2367, o aumento do teor de Mo, mas com redução dos teores de Si e P para promover melhoria da tenacidade. Neste caso, o aumento de custo é evitado pelo emprego de um teor não muito elevado de Mo1 porém o ganho em resistência a quente não é expressivo em relação ao aço H13.

Neste cenário, fica evidente a necessidade de um aço ferramenta com superior resistência a quente que o aço H13 do estado da técnica, porém sem utilização de excesso de elementos de liga que prejudiquem a condutividade térmica e o custo do material. Também, o material empregado deve possuir alta temperabilidade e, assim, poder ser aplicado em ferramentas de grandes dimensões. O aço da presente invenção vem, portanto, preencher todas

essas necessidades.

Foi objetivo da invenção, primeiramente, o estudo da influência do teor de Cr e Mo nos aços ferramenta para trabalho a quente, sendo identificada uma sinergia dos dois elementos na resistência a quente. Mais especificamente, quando o aumento do teor de Mo é acompanhado pela redução do teor de Cr, um efeito mais significativo na resistência a quente é observado. Além disso, a redução do teor de Cr promove melhoria da condutividade térmica, revertendo assim o efeito negativo do aumento do teor de Mo. Por outro lado, o . Jyr /->/·, cf '9

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teor de Cr deve ser cuidadosamente balanceado, pois valores muito baixos", como comentado anteriormente, prejudicam a temperabilidade e limitam a aplicação em ferramentas de dimensões acima de 100 mm de secção média. Portanto, o material da presente invenção mostra uma composição química com arranjo ideal dos teores de Cr e Mo, capaz de superar as propriedades de resistência ao revenido dos aços do estado da técnica, sem elevação expressiva de custo e com adequada condutividade térmica, tenacidade e temperabilidade.

A fim de satisfazer as condições mencionadas anteriormente, o aço da presente invenção possui uma composição de elementos de liga que, em porcentagem de massa, consiste de:

• 0,20 a 0,50 C, preferencialmente 0,3 a 0,45 C, tipicamente

0,36 C.

• 3,0 a 4,0 Cr, preferencialmente 3,5 a 3,9 Cr, tipicamente 3,8 Cr.

· 1,5 a 4,0 Mo, preferencialmente 2,0 a 3,0 Mo, tipicamente 2,5

Mo. Pela sua similaridade química com o W, o Mo pode ser substituído pelo W numa relação em que 2 partes em massa de W eqüivale a 1 parte de Mo.

• 0,1 a 2,0 V, preferivelmente 0,3-1,0 V, tipicamente 0,5 V, sendo que o V pode ser parcialmente ou totalmente substituído por Nb, numa

relação em que 1,0% de Nb corresponde a 0,5% de V.

• até 1,0 Si, preferencialmente até 0,5 Si, tipicamente 0,3 Si.

• Máximo 0,030 P, preferencialmente máximo 0,015 P, tipicamente máximo 0,010 P.

Balanço em ferro e impurezas metálicas ou não metálicas inevitáveis ao processo de aciaria, em que as ditas impurezas não metálicas incluem, mas não estão limitadas aos seguintes elementos, em porcentagem em massa:

• Máximo 0,10 S, preferencialmente máximo 0,020 S, tipicamente máximo 0,008 S. • Máximo 1,5 de Al, Mn ou Co, preferivelmente até 1,0 de Al, Mn ou Co, tipicamente abaixo de 0,5 de Mn, Al e Co.

A seguir, são apresentadas as razões da especificação da composição do novo material. As porcentagens indicadas referem-se à porcentagem em massa.

C: O carbono é o principal responsável pelo endurecimento da martensita em baixa temperatura. Juntamente com os elementos de liga, o carbono atua no endurecimento secundário, importante para o endurecimento em alta temperatura. Para estes efeitos, teores de carbono acima de pelo menos 0,20% são indicados, preferencialmente acima de 0,30%. Teores muito elevados, por outro lado, promovem excessiva precipitação de carbonetos em contornos de grão no momento da têmpera (especialmente quando teores de Mo e V são elevados), além de promover uma maior dureza e o aumento no volume de carbonetos secundários. Desta forma, a tenacidade em geral é prejudicada. Assim, o teor de C deve ser limitado ao máximo de 0,50%, preferencialmente abaixo de 0,40%. Esta limitação também contribui em reduzir a quantidade de austenita retida, evitando problemas de instabilidade dimensional e fragilidade.

Cr: O teor de cromo deve ser superior a 3,0%, preferencialmente superior a 3,5%, porque este elemento contribui para a temperabilidade, importante para aplicação em grandes ferramentas. Contudo, o teor deve ser limitado. Foi desenvolvido, na presente invenção, o conceito de reduzir o teor de Cr para promover um maior efeito da resistência ao revenido. Este efeito é importante, sendo obtida uma resistência ao revenido significativamente superior à dos aços do estado da técnica. Os mecanismos deste efeito devem estar relacionados à formação dos carbonetos secundários de Cr, tipo M7C3, que dissolvem Mo e V e são os primeiros carbonetos a se formar. Portanto, quanto menor o teor de Cr, menor o volume de carbonetos &

M7C3 e, assim, maior a quantidade de Mo e V disponíveis para o endurecimento secundário. O resultado final é uma resistência ao revenido significativamente superior quando o teor de Cr da liga é inferior ao das ligas do estado da técnica. E mesmo em relação à liga da Pl 9909160-7, tem-se um ganho expressivo de resistência ao revenido. Isto é significativo porque as ligas possuem teores equivalentes de Mo (um elemento de liga de alto custo), mostrando que a presente invenção é capaz de assumir valores elevados de resistência a quente sem demasiadamente aumentar o teor de Mo. Para todos esses efeitos, o teor de Cr deve estar abaixo dos 5,0% dos aços convencionais, sendo utilizado teor de Cr menor de 4,0%. Finalmente, o ajuste do teor de Cr identifica, na presente invenção, o valor ideal de Cr para maximizar a resistência ao revenido - entre 3,0% e 4,0%. Além da propriedade de resistência a quente, o menor teor de Cr auxilia no aumento da condutividade térmica, evitando o prejuízo desta propriedade com o aumento do teor de Mo. Esta menor faixa de Cr visa, portanto, um cuidadoso ajuste, visando máxima resistência ao revenido e adequada condutividade térmica.

Mo e W: elevados teores de Mo são empregados, na liga da presente invenção, para elevar as propriedades de resistência ao revenido. Isto ocorre pela formação de carbonetos estáveis ricos em Mo no revenimento, principalmente o carboneto M2C. Assim, a liga da presente invenção deve possuir, no mínimo, 1,5%, preferencialmente acima de 2,0%. Por outro lado, teores muito elevados de Mo podem prejudicar a tenacidade, devido à precipitação de carbonetos pró-eutéticos no momento da têmpera, e podem aumentar significativamente o custo da liga, inviabilizando sua aplicação em muitas ferramentas. Portanto, o teor de Mo deve ser limitado em 4,0%, preferencialmente abaixo de 3,0%. Como o tungstênio e o molibdênio possuem efeitos análogos no aço ferramenta da presente invenção, formando carbonetos secundários tipo M2C ou M6C. Assim, podem ser especificados conjuntamente λ',Γ

através da relação tungstênio equivalente (Weq)1 dada pela soma W + 2Mo, que normaliza as diferenças de peso atômico dos dois elementos.

V: O vanádio é primordialmente importante para a formação de carbonetos secundários tipo MC. Por serem muito finos, esses carbonetos atuam como barreiras ao movimento de linhas de discordâncias, elevando a resistência mecânica. Também auxilia no contorno do crescimento de grão, permitindo elevadas temperaturas de austenitização (acima de 1000 0C). Para estes afeitos o V deve estar acima de 0,1%, preferencialmente acima de 0,3%. Porém, teores excessivamente elevados de V podem gerar carbonetos primários, de difícil solubilização, reduzindo a tenacidade. Assim, o teor de V deve estar abaixo de 2,0%, preferencialmente abaixo de 1,0%.

Si: o silício possui um forte efeito no endurecimento secundário e na tenacidade. Em altos teores, o Si aumenta a dureza secundária até temperaturas de revenido de 600°C. Porém, no estudo da presente invenção, a redução do teor de Si mostrou importante para reduzir a perda em dureza em alta temperatura, aumentando assim a resistência ao revenido. A redução do teor de Si também mostrou aumento expressivo da tenacidade, sendo este efeito aplicado na presente invenção. Portanto, o material da presente invenção deve possuir teor de Si abaixo de 1,0%, tipicamente abaixo de 0,5%. P: a redução do fósforo também promove expressivo aumento

da tenacidade, porque este elemento segrega em contornos de grão e, assim, promove perda de coesão nestas regiões. Portanto, o teor de P deve estar abaixo de 0,030%, tipicamente abaixo de 0,015%.

Residuais: Os outros elementos, como Mn e Al, devem ser entendidos como impurezas, relacionados aos processos de desoxidação de aciaria ou inerentes aos processos de fabricação. Portanto, limita-se o teor de Mn e Al a 1,5%, preferencialmente abaixo de 1,0%. O teor de Co também deve ser limitado nos mesmos valores, pois apesar de efeito benéfico na resistência a 10/17 ..daíW •f

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quente, incide muito fortemente no custo da liga. Em termos de formaçãp dê'"'" inclusões, deve-se controlar o teor de S, pois tais inclusões facilitam a fratura durante trabalho; assim, o teor de S deve estar abaixo de 0,050%, preferencialmente abaixo de 0,020%.

A liga, conforme descrita, pode ser produzida na forma de

produtos laminados ou forjados por processos convencionais ou especiais como a metalurgia do pó, conformação por spray ou fundição contínua, tais como fio- máquina, barras, arames, chapas e tiras.

Na descrição seguinte de experimentos realizados, é feita referência às figuras anexas, em que:

A Figura 1 mostra os efeitos do Si e P nas ligas 1 a 8, em termos de dureza após revenimento e tenacidade.

A Figura 2 representa a comparação das ligas 1 a 8, porém evidenciando o efeito do P na tenacidade, em função da temperatura de revenido.

A Figura 3 mostra a distribuição de carbonetos nas ligas de alto e baixo teor de Si, evidenciando a melhor distribuição nestas últimas e, assim, justificando sua superior tenacidade.

A Figura 4 compara a redução da dureza em função do tempo a 600°C, indicando a resistência ao revenido. Quanto mais deslocada para a direita, maior a resistência ao revenido da liga.

A Figura 5 representa a comparação dos valores de condutividade térmica, para algumas das ligas estudadas.

A Figura 6 mostra o comparativo de tenacidade das ligas 9 a 12 e das ligas Pl 1 e Pl 2; dados obtidos pelo ensaio de impacto sem entalhe (corpos de prova de 7 χ 10 mm2) e Charpy V.

A Figura 7 representa uma foto completa e em detalhe do punção de forjamento a quente, no qual o aço Pl 2, produzido industrialmente, foi aplicado e comparado com o aço H13 do estado da técnica. Observar em (a)1â^v falhas por desgaste e trincas e, em (b), o perfil de dureza, mostrando a queda nas regiões de trabalho (distância da superfície = zero).

EXEMPLO 1: Efeito do Silício e do Fósforo: Foram produzidos inicialmente oito lingotes experimentais,

para avaliar o efeito do Si e P no aço H11, presente no estado da técnica. As composições são mostradas na Tabela 2. Os resultados de dureza e impacto são mostrados na Figura 1. Pode ser observado o forte efeito do Si na elevação dureza para temperaturas de revenido abaixo de 500°C, porém o mesmo efeito não ocorre em temperaturas de revenido acima de 600°C, sendo equivalentes às durezas das ligas com alto e baixo teor de Si. O efeito do P é comparado na Figura 2, para várias temperaturas de revenido. Neste caso, observa-se que a redução de P promove melhoria significativa na tenacidade das ligas de alto Si, porém um menor efeito nas ligas de baixo Si. Portanto, os resultados mostram que a melhor combinação,

em termos de tenacidade, seriam ligas com baixo teor de P e Si. Ligas de alto teor de Si apenas se justificam em situações nas quais durezas acima de 52 HRC são empregadas e, para tanto, temperaturas de revenido abaixo de 600°C são empregadas. Nestes casos, a redução de P é ainda mais importante. Os motivos para estes importantes efeitos do Si e do P não

estão totalmente definidos, porém resultados científicos preliminares conduzidos pelos inventores desta patente mostraram relação com a formação de carbonetos secundários. Nas ligas de alto Si, os carbonetos secundários tendem a ficar concentrados em regiões de alta difusão (contornos de ripa ou de grão), devido à dificuldade imposta pelo Si a formação da cementita. Nas ligas de baixo Si, por outro lado, a cementita é rapidamente formada, levando a uma melhor distribuição dos carbonetos secundários de liga, formados em temperaturas mais altas. As imagens de microscopia eletrônica de transmissão da Figura 3 exemplificam estas observações.

Tabela 2: Composições químicas dos diferentes teores de Si é P estudados na liga H11, do estado da técnica._

Liga: 1 2 3 4 5 6 7 8 C 0,36 0,34 0,36 0,36 0,36 0,35 0,36 0,35 Si 0,05 0,32 0,98 1,92 0,05 0,33 1,01 1,90 Mn 0,35 0,35 0,35 0,35 0,34 0,35 0,35 0,35 P 0,023 0,028 0,024 0,012 0,012 0,012 0,011 0,008 S 0,004 0,004 0,004 0,003 0,004 0,004 0,005 0,003 Co 0,06 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,06 Cr 5,09 5,13 5,06 5,08 5,08 5,03 5,10 5,05 Mo 1,28 1,31 1,33 1,24 1,32 1,32 1,33 1,23 Ni 0,20 0,19 0,19 0,20 0,19 0,20 0,19 0,20 V 0,44 0,44 0,42 0,41 0,44 0,44 0,45 0,43 W 0,10 0,11 0,11 0,10 0,11 0,10 0,11 0,10 Nb <0,01 <0,01 <0,01 <0,01 <0,01 <0,01 <0,01 <0,01 Al 0,029 0,020 0,023 0,036 0,024 0,022 0,036 0,043 Weq (=W+2Mo) 1,48 1,53 1,55 1,44 1,54 1,52 1,55 1,43

EXEMPLO 2: Efeito do Cr e Mo:

Para a definição do efeito do Cr e Mo1 foram produzidos mais

7 lingotes experimentais, compreendendo 4 aços do estado da técnica: H11, H13 e o aço descrito na Pl 9909160-7 e duas ligas propostas para a presente invenção (ver Tabela 3). Estas duas composições apresentam as vantagens de redução de Si e P descrita no exemplo 1, porém diferentes balanços de Cr e Mo. Como comentado, o objetivo das ligas Pl 1 e PI2 é a obtenção

de maior resistência à perda em dureza, ou seja, resistência ao revenido. Por isso, a redução da dureza após vários tempos de exposição a 600°C foi avaliada, sendo os resultados obtidos mostrados na Tabela 4. Os incrementos de tempo foram realizados de modo logarítmico, como poder ser visto no gráfico da Figura 4b. Estes resultados mostram que, comparando as ligas Pl 1 e H11, existe 13/17

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também um aumento na resistência a quente apenas com a modificação doâb^s teores de Si e P (mas o efeito deve, provavelmente, estar relacionado apenas ao Si, pois o P não atua na formação de carbonetos).

Porém, este ganho de resistência a quente com a redução do teor de Si não é suficiente para obtenção de resultados expressivamente maiores que do H13. Portanto, o aumento do teor de Mo foi aplicado, mas acompanhado da redução concomitante do teor de Cr na liga Pl 2. Neste caso, observa-se uma expressiva variação da resistência a quente, proporcionando maior dureza após o mesmo tempo de exposição. E, conforme a Figura 4a, a mesma queda em dureza obtida no aço H13 ocorre após tempos muito superiores no caso da liga da Pl 2. Por exemplo, a redução da dureza de 45 HRc para 35 HRC, na temperatura de 600°C, ocorre após 25 horas, enquanto o mesmo fenômeno ocorre na liga Pl 2 apenas após 60 horas.

Esta expressiva melhoria de resistência ao revenido está relacionada ao aumento do teor de Mo mas também a redução do teor de Cr. Este efeito é nítido se comparadas as diferenças da liga PI2 e da liga 12 (patente Pl 9909160-7). E, também, explica os elevados resultados de resistência ao revenido da liga 11.

Tabela 3: Composições químicas dos aços do estado da

técnica e das propos

as da presente invenção.

Liga: 9 10 11 12 Pl 1 Pl 2 OBS: H11 H13 DIN 1.2365 Patente 9909160-7 Presente invenção C 0,36 0,4 0,31 0,35 0,35 0,35 Si 1,02 0,96 0,3 0,13 0,3 0,31 Mn 0,48 0,34 0,3 0,49 0,27 0,3 P 0,025 0,023 0,023 0,009 0,007 0,01 S 0,005 0,006 0,005 0,005 0,005 0,006 Co 0,02 0,02 0,01 0,02 0,01 0,02 Cr 5,03 5,23 2,85 4,99 4,96 3,78

\

o

- co

!"Λ Liga: 9 10 11 12 Pl 1 Pl 2 Mo 1,4 1,31 2,8 2,28 1,39 2,49 Ni 0,19 0,20 0,20 0,19 0,20 0,19 V 0,34 0,85 0,5 0,57 0,42 0,52 W 0,03 0,02 0,02 0,02 0,02 0,02 Nb <0,010 0,02 0,02 0,01 <0,010 0,005 Al <0,005 0,014 0,019 0,009 <0,005 0,005 Weq (=W+2Mo) 2,8 2,6 5,6 4,6 2,8 5,0 W+ Mo + Co+ V 1,79 2,2 3,33 2,89 1,84 3,05

Tabela 4: Perda em dureza após exposição, a 600°C, por

diversos tempos. Dureza inicial em torno de 45

Liga 9 Liga 10 Liga 11 Liga 12 Pl 1 Pl 2 %Cr e Mo: 5Cr 1,4Mo 5,2Cr 1,3Mo 2,8Cr 2,8Mo 5,OCr 2,3Mo 5,OCr 1,4Mo 3,8Cr 2,5Mo Inicial 45,5 44,6 45,3 45,7 44,9 45,4 3h 43,3 43,5 44,7 44,1 43,3 44,8 10h 39,6 41,3 43,8 41,8 40,8 43,7 30h 34,4 36,1 41,0 37,6 36,9 40,5 100h 31,1 30,7 36,0 32,0 32,1 34,5

HRC.

Apesar do interessante efeito na resistência ao revenido, os teores de Cr não podem ser demasiadamente baixos, para não prejudicar a temperabilidade e, assim, limitar a aplicação em ferramentas de grandes dimensões. Este pode ser considerado o principal empecilho do aço DIN 1.2365 (liga 11) do estado da técnica, com ótima resistência ao revenido, mas baixa temperabilidade. A Tabela 5 exemplifica esta problemática do Cr e da temperabilidade, baseada em resultados do ensaio de dilatometria. A composição Pl 2 pode ser considerada ideal neste aspecto, com menor teor de Cr que o aço H13 (liga 10), para promover melhor resistência ao revenido, mas não tão baixo quanto o aço DIN 1.2365 (liga 11). O maior teor de Mo da liga Pl 2 15/17 >r'·' _ η

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também auxilia em atingir adequados níveis de temperabilidade, compensaiido q, efeito da redução do teor de Cr e garantindo a aplicação em ferramentas de grande porte.

Uma outra vantagem em utilizar menor teor de Cr que na liga 12 e das outras ligas do estado da técnica é a possibilidade de manter adequada condutividade térmica. Como mostra a Figura 5, esta propriedade é diminuída com o aumento do teor de Mo (comparar ligas 12 e 10), mas aumenta com a redução do teor de Cr (ligas 11 e Pl 2). Portanto, além de ideal para resistência a quente, a combinação dos teores de Cr e Mo da liga Pl 2 permite manutenção da condutividade térmica em níveis até superiores aos do aço tradicional H13 (liga 10).

Tabela 5: Resultados da curva TRC dos aços estudados, utilizados para avaliação da temperabilidade. Quanto menor a taxa crítica e maior a dureza obtida após resfriamento a 0,1 0C, maior a temperabilidade.

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Liga 10 Liga 11 Liga 12 PM Pl 2 H13 DIN 1.2365 Pl 9909160-7 Taxa crítica para início da formação de bainita (°C/s) 0,2 8,0 0,3 0,5 0,5 Dureza obtida após resfriamento a 0,1 °C/s (HV) 538 389 534 512 486

Um outro ganho das ligas Pl 1 e Pl 2, em relação as ligas do estado da técnica H11, H13eDIN 1.2365 (ligas 9 a 11) é a superior tenacidade. Estes resultados podem ser comparados na Figura 6. Em especial, destaca-se o ganho da liga Pl 2 em relação à liga 11, que também possui elevada resistência ao revenido. Ou seja, além da superior temperabilidade, o balanço de composição química da Pl 2 torna esta liga significativamente mais tenaz que a liga 11.0 efeito, neste caso, está principalmente associado a redução dos teores de Si e P, como discutido no exemplo 1. EXEMPLO 3: teste de campo "í

A seguir é detalhado um estudo de campo, em que a liga Pff jyv . foi comparada ao aço H13, em ferramentas de forjamento. Os resultados foram analisados baseando-se nos modos de falha e nas propriedades dos materiais. O processo em questão trata de um forjamento a morno de

alta velocidade (ver Figura 7a). Apesar dos tarugos forjados terem menor temperatura que a usual de forjamento a quente, a alta velocidade do processo torna elevado o contato entre o tarugo aquecido e a matriz, aquecendo sua superfície.

O processo também emprega elevada refrigeração,

promovendo assim choque térmico na região superficial. Dados do processo: Produto: ponta de eixo.

Ferramenta: punção de forjamento a morno de precisão. Material forjado: aço SAE 1045 e 1050 modificados. Temperatura do tarugo: aproximadamente 900 0C. Refrigeração: elevada, com água. Velocidade de aplicação dos golpes: elevada. Aço ferramenta utilizado anteriormente: AISI H13 (dureza 53 HRC). Aço testado: Pl 2, na mesma dureza.

A Figura 7a mostra o punção analisado após fim de vida. Como este tipo de forjamento produz peças com alta precisão dimensional, desvios de décimos de milímetros comprometem a peça produzida. O fim de vida é causado por desgaste nas regiões salientes arredondadas e pelo surgimento de trincas térmicas (ver Fig. 7a). Após fim de vida, a matriz foi destruída e analisada. A Figura 7b mostra os dados de dureza em função da distância da superfície de contato, observando-se sua diminuição para as regiões próximas à superfície. O desgaste está efetivamente relacionado a esta perda em dureza Λ*

ν ·· *f <·Λ'

durante o trabalho, sendo pouco afetado pela dureza do núcleo. O surgimento das trincas térmicas também tem relação com a perda em dureza, pois regiões de menor dureza tornam-se mais sensíveis à iniciação de trincas térmicas. O aumento da resistência ao revenimento do material torna-se, portanto, essencial para promover aumento na vida útil desta ferramenta.

O aço da presente invenção, Pl 2, foi então testado e aprovado para a aplicação, promovendo aumento de 56% da vida útil das ferramentas. Em valores numéricos, eram forjadas cerca de 5.000 peças com H13 até o fim de vida da ferramenta e este número aumentou para 7.500 peças com o aço Pl 2; A análise comparativa das curvas de revenimento e da queda em dureza em função do tempo para os aços H13 (Liga 10) e Pl 2, Figuras 4 e 6, permite entender bem o fenômeno. Em ambos existe perda em dureza quando o aço é submetido a altas temperaturas, tanto maior quanto maior o tempo e a temperatura empregada. Contudo, verifica-se uma maior estabilidade a alta temperatura da liga Pl 2. Assim, durante o processo de forjamento, a falha ocorrerá após um maior número de golpes, produzindo o ganho de rendimento observado.

Claims

1. AÇO DE ALTA RESISTÊNCIA AO REVENI DO, caracterizado por apresentar uma composição de elementos de liga que consistem essencialmente, em porcentagem em massa, de Carbono entre 0,20 e 0,50; Silício abaixo de 1,0; Fósforo abaixo de 0,030; Cromo entre 3,0 e 4,0; Molibdênio entre 1,5 e 4,0; Vanádio entre 0,1 e 2,0, Cobalto menor que 1,5, o restante substancialmente de Fe e impurezas inevitáveis.

2. AÇO DE ALTA RESISTÊNCIA AO REVENIDO, de acordo com a reivindicação 1, caracterizado por apresentar uma composição de elementos de liga que consistem essencialmente, em porcentagem em massa, de Carbono entre 0,30 e 0,50; Silício abaixo de 0,8; Fósforo abaixo de 0,020; Cromo entre 3,0 e 4,0; Molibdênio entre 2,0 e 3,0; Vanádio entre 0,1 e 1,0, Cobalto menor que 1,0, o restante substancialmente de Fe e impurezas inevitáveis.

3. AÇO DE ALTA RESISTÊNCIA AO REVENIDO, de acordo com a reivindicação 2, caracterizado por apresentar uma composição de elementos de liga que consistem essencialmente, em porcentagem em massa, de Carbono entre 0,30 e 0,45; Silício abaixo de 0,5; Fósforo abaixo de 0,015; Cromo entre 3,2 e 3,9; Molibdênio entre 2,0 e 3,0; Vanádio entre 0,3 e 1,0, Cobalto menor que 1,0, o restante substancialmente de Fe e impurezas inevitáveis.

4. AÇO DE ALTA RESISTÊNCIA AO REVENIDO, de acordo com a reivindicação 3, caracterizado por apresentar uma composição de elementos de liga que consistem essencialmente, em porcentagem em massa, de Carbono entre 0,30 e 0,40; Silício abaixo de 0,4; Fósforo abaixo de 0,010; Cromo entre 3,5 e 3,9; Molibdênio entre 2,2 e 2,8; Vanádio entre 0,3 e 0,8, Cobalto menor que 0,5, o restante substancialmente de Fe e impurezas inevitáveis.

5.- AÇO DE ALTA RESISTÊNCIA AO REVENIDO, de aefrâo;; com uma das reivindicações 1 ou 2 ou 3 ou 4, caracterizado por possuir ρ Molibdênio substituído pelo Tungstênio, numa proporção em que 1 parte de Mo eqüivale a 2 partes de W.

6.- AÇO DE ALTA RESISTÊNCIA AO REVENIDO, de acordo com uma das reivindicações 1 ou 2 ou 3 ou 4, caracterizado por possuir o Vanádio substituído por Nióbio ou Titânio, numa proporção em que 1 parte de V eqüivale a 2 partes de Nb ou 1 parte de Ti.

7.- AÇO DE ALTA RESISTÊNCIA AO REVENIDO, de acordo com uma das reivindicações 1 ou 2 ou 3 ou 4, caracterizado por serem aplicados em moldes, matrizes e ferramentas de uso geral, para conformação de materiais sólidos ou líquidos, na temperatura ambiente ou em temperaturas até 1300 0C.

8.- AÇO DE ALTA RESISTÊNCIA AO REVENIDO, de acordo com uma das reivindicações 1 ou 2 ou 3 ou 4, caracterizado por serem aplicado em ferramentas de conformação de metais, estando estes em temperaturas entre 300 e 1300°C, em aplicações de forjamento, extrusão ou fundição de ligas ferrosas ou não ferrosas.

9.- AÇO DE ALTA RESISTÊNCIA AO REVENIDO, caracterizado por ser produzido por processos que envolvam fundição em lingotes e conformação a quente ou a frio, ou mesmo utilizado com a estrutura bruta de fusão.

10.- AÇO DE ALTA RESISTÊNCIA AO REVENIDO, caracterizado por ser produzido por processos que envolvam atomização ou dispersão do metal líquido, como metalurgia do pó, injeção de pós ou o processo de "conformação por spray".