BRPI0406929B1 - fio-máquina de aço carbono e método para a sua produção - Google Patents

Abstract

"fio-máquina de aço de alto carbono com alta resistência e alta dureza, e método de produção do mesmo". a presente invenção refere-se a um fio-máquina de aço de alta resistência e alta dureza útil para um arame de aço pc, cabos de aço galvanizado, arame de aço para uso em molas, cabos para pontes suspensas, etc. laminando-se a quente, então aplainando-se diretamente ou reaustenitizando-se, então aplainando-se um fio-máquina de alto carbono de uma composição química específica do aço e a composição química, dimensões e densidade numérica das inclusões, é obtida uma corda para piano ou um fio-máquina de aço de alto carbono tendo uma estrutura de principalmente perlita, tendo um valor médio de razão de área de cementita proeutectóide de 5% ou menos em uma região central de menos de 20% do diâmetro do fio-máquina a partir do centro do fio-máquina, tendo um tamanho de micromartensita da seção c de 100 <109>m ou menos, tendo uma resistência à tração da ordem de 170 kgflmm^ 2^ ou mais, e tendo uma razão de estiramento na ruptura de 30% ou mais.

Description

Relatório Descritivo da Patente de Invenção para "FIO-MÁQUINA DE AÇO CARBONO E MÉTODO PARA A SUA PRODUÇÃO".

Campo Técnico A presente invenção refere-se a corda para piano ou fio-máquina de aço de alto carbono usado para arame de aço PC, cabos de aço galvanizado, fio de aço para uso em molas, cabos para pontes suspensas, etc. A-lém disso, a presente invenção refere-se a um método de produção para se obter um bloco ou uma barra para laminação com menor segregação ou po-rosidade centrais e portanto com uma boa qualidade interna no processo de lingotamento de aço fundido. Técnica Anterior Na produção de arame de aço de alto carbono, a prática normal é patentear e estirar um fio-máquina laminado a quente uma ou mais vezes para acabá-lo até um diâmetro de arame predeterminado. Esse arame de aço de alto carbono tem que ser assegurado até uma resistência predeterminada e deve ser assegurada uma performance suficiente mesmo para a tenacidade/ductilidade avaliadas pela razão de estiramento na fratura, etc.

Foi confirmado o fato de que o aumento da resistência de arame de aço de alto carbono aumentando-se a quantidade de C nas composições químicas do aço é o meio mais econômico e eficaz. Entretanto, se o aumento na quantidade de C faz com que o material de aço torne-se uma composição hipereutectóide, no momento da laminação ou do patenteamento, quando do resfriamento da região austenítica, a cementita proeutectóide tende a se precipitar em uma rede nos limites dos grãos de austenita. Esta tendência aparece mais notavelmente quando há uma segregação central de C no centro do fio-máquina. Além disso, na parte de segregação central de alta temperabilidade, micromartensita tende a ser formada. Como resultado, a freqüência de ruptura no momento do estiramento do arame também torna-se alta, convidando portanto a uma queda na produtividade ou rendimento e resultando em tenacidade/ductilidade deficientes do arame após o estiramento.

Portanto, a Publicação de Patente Japonesa não examinada (Kokai) n° 2002-129223 propõe um método de incluir, em um aço fundido com cristais primários solidificados de γ-Fe, inclusões de 1 a 10 μm em uma quantidade de 1 a 500/m2 para obter um bloco ou barra tendo uma estrutura fina solidificada e usando-se esse bloco ou barra para produzir um arame de aço de alto carbono. Além disso, a Publicação de Patente Japonesa não e-xaminada (Kokai) n° 2001-64753 propõe, para o propósito de melhorar a performance de lubrificação em um fio-máquina de aço de alto carbono para grande diâmetro de arame de aço, fazer as inclusões com base em óxido contendo Zr etc. inclusões duras de 70% ou mais de Al203 na composição. Além disso, a Publicação de Patente Japonesa não examinada (Kokai) n° 2003-96544 propõe fio-máquina de aço de alto carbono no qual o descolamento é suprimido e a ductilidade é melhorada adicionando-se ou Mg ou Zr para provocar a formação de óxidos finos ou sulfetos e reduzir a solução sólida de C após o patenteamento. A seguir, na produção do bloco ou barra acima mencionados, o aço fundido com soluto concentrado entre as dendritas se move para o centro do bloco ou barra devido à contração de solidificação ou ao fluxo no final da solidificação devido à curvatura do cilindro etc. resultando em segregação central. Além disso, devido à contração de solidificação, algumas vezes o-corre porosidade no centro do bloco ou da barra. Em fio-máquina de alto carbono, C e Mn se concentram na parte da segregação central, de forma que é formada cementita proeutectoide nos limites dos grãos de austenita, é produzida micromartensita, é provocada a ruptura no momento do estira-mento do arame, ou a tenacidade após o estiramento do arame torna-se deficiente.

Como método para supressão dessa segregação central em blocos ou barras de lingotamento contínuo, o uso de agitação eletromagnética para provocar a formação de cristais equiaxiais é uma prática amplamente difundida. No caso da solidificação de cristais colunares, a segregação central ocorre na maioria das vezes no centro do bloco ou da barra, mas u-sando-se esse método a segregação central pode ser distribuída entre os grãos dos cristais equiaxiais. Além disso, no lingotamento contínuo é bastan- te conhecido o método de redução dos blocos ou barras através de cilindros de laminação por exatamente a quantidade correspondente à quantidade de contração após solidificação em uma posição onde a taxa da fase sólida dã^ parte central torna-se 0,3 a 0,7 de forma a suprimir o fluxo de contração a-pós solidificação e evitar a segregação central (método de redução suave).

Entre esses, a agitação eletromagnética é um método de agitação no lado a jusante adicional do cabo ao invés do método de agitação no molde, mas para converter a estrutura solidificada para cristais equiaxiais, é sabido que a agitação eletromagnética no molde é extremamente eficaz. Entretanto, se for executada agitação eletromagnética no molde, os pós de lingotamento contínuo tornam-se arrastados e provocam defeitos. Por e-xemplo, com fio-máquina de alto carbono isto algumas vezes torna-se causa de ruptura no momento do estiramento do arame. Portanto, há um limite pa-ra aumentar-se a propulsão da agitação eletromagnética no molde—Aíérrr disso, os cristais equiaxiais obtidos pela agitação eletromagnética são cristais equiaxiais relativamente grandes, portanto há o problema de que os grãos de segregação na segregação central (tamanho das peças onde o soluto torna-se notavelmente concentrado próximo ao centro do bloco ou da barra) não se tornam suficientemente finos.

Por outro lado, com o método de redução suave, se o tempo de redução pode ser tornado adequado, um efeito de supressão de segregação central extremamente grande pode ser obtido, mas se a redução for muito cedo ou muito tarde, a segregação-V invertida ou a segregação-V ocorrerão. Em geral, há uma variação no crescimento de uma concha solidificada no lingotamento contínuo. Com apenas a redução suave, algumas vezes ocorre a formação incompleta.

Da forma acima, uma redução suficiente da segregação central no lingotamento contínuo é um assunto técnico importante mesmo no momento presente.

Como outro método para suprimir tal segregação central, há o método de provocar inclusões finas para distribuir no aço fundido e utilizá-las como núcleos para a formação de núcleos heterogêneos no momento da solidificação de forma a aumentar a razão da zona de cristais equiaxiais e tornar os cristais equiaxiais mais finos. A publicação de patente japonesa não examinada acima mencionada (Kokai) n° 2002-129223 descreve um bloco ou barra fornecido com uma estrutura solidificada fina caracterizada por incluir e provocar a solidificação de inclusões com uma deformação do reticulado cristalino com γ-Fe de 7% ou menos no aço fundido onde os cristais primários solidificados são γ-Fe. Além disso, como essas inclusões, algumas contendo um ou mais entre MgS, Zr02, Ti203, Ce02 ou Ce203 podem ser mencionadas.

Descrição da Invenção A presente invenção foi feita levando-se em conta a situação acima e tem como seu objetivo provocar o fornecimento de inclusões com boa coerência com γ-Fe no aço fundido de forma a aumentara razão da zo- central de forma a assim restringir a precipitação da cementita proeutectóide no centro do fio-máquina após a laminação e fornecendo portanto um fio-máquina de aço de alto carbono capaz de evitar a ruptura no momento do estiramento do arame. Isto é, os presentes inventores descobriram que, com a tecnologia descrita na publicação de patente japonesa não examinada a-cima mencionada (Kokai) n° 2002-129223, uma estrutura solidificada fina ainda não pode ser obtida e que para esse propósito, inclusões finas de 10 pm ou menos são eficazes, e que sua densidade numérica deve ser de 500/mm2 ou mais.

Além disso, os presentes inventores descobriram que empre-gando-se meios de desoxidação para obter um maior efeito de refino dos cristais equiaxiais pelo Zr02, é possível reduzir-se a segregação central. A presente invenção foi feita com base nas descobertas acima mencionadas, e tem como seu fundamento o que segue, de forma a resolver os problemas acima mencionados: (1) Um fio-máquina de aço carbono com alta resistência e alta tenacidade contendo alto teor de C em uma quantidade de 0,95% em peso ou menos, caracterizado por também conter Zr em uma quantidade de 10 ppm em peso ou mais e 500 ppm em peso ou menos e por incluir no mencionado fio-máquina inclusões tendo uma dimensão de 0,1 a 10 pm, tendo uma fração molar de Zr de 0,2 ou mais nas inclusões de Zr02 e tendo uma densidade numérica de 500 a 3000/mm2. (2) Um fio-máquina de aço carbono com alta resistência e alta tenacidade conforme apresentado em (1), caracterizado pelo fato de que o mencionado fio-máquina tem uma estrutura de perlita de 90% ou mais e um valor médio de razão de área de cementita proeutectóide de 5% ou menos em uma região central de menos de 20% do raio do fio-máquina a partir do centro do mencionado fio-máquina. (3) Um fio-máquina de aço carbono com alta resistência e alta tenacidade conforme apresentado em (1), caracterizado pelo fato de que o mencionado fio-máquina tem uma estrutura de perlita de 90% ou mais e uma .dimensão,(comprimento máximo) dos grãos de micromartensita de 100 pm ou menos em uma região central de menos do que 20% do raio do fio-máquina a partir do centro do mencionado fio-máquina. (4) Um fio-máquina de aço carbono com alta resistência e alta tenacidade conforme apresentado em (1) a (3), caracterizado por ser compreendido, em peso, de C:0,6 a 0,95%, Si: 0,12 a 1,2%, Mn: 0,3 a 0,9%, P:0,030% ou menos, S:0,030% ou menos, e Zr: 10 ppm em peso ou mais e 500 ppm em peso ou menos como composições químicas básicas e também por conter um ou mais entre N:0,003 a 0,015%, Al: 0,001 a 0,2%, Ti: 0,001 a 0,2%, Cr: 0,05 a 1,0%, Ni: 0,05 a 1,0%, Co: 0,05 a 1,00%, W: 0,05 a 1,0%, V: 0,05 a 0,5%, Nb: 0,01 a 0,2%, e Cu: 0,2% ou menos. (5) Um método de produção de um fio-máquina de aço carbono com alta resistência e alta tenacidade caracterizado por desoxidar o aço fundido tendo uma composição do aço como apresentado em qualquer dos itens (1) a (4) por um ou mais de qualquer um entre Al, Ti, Si e Mn, reduzindo a quantidade de oxigênio dissolvido para 10 a 50 ppm em peso, então adicionando Zr para ajustar o teor de Zr no aço para 10 ppm em peso ou mais e 500 ppm em peso ou menos, a seguir lingotando-se o aço para produzir uma placa, laminando-se a quente a placa sob condições comuns, e então patenteando-se diretamente a chapa ou aquecendo-a novamente até a temperatura da região de austenita, e então patenteando-a diretamente. Breve Descrição dos Desenhos A Figura 1 é um gráfico mostrando a relação entre uma quantidade de adição de Zr e uma razão de área de cementita proeutectoide. A Figura 2 é um gráfico mostrando a relação entre uma densidade numérica de inclusões de 0,1 a 10 μιτι contendo Zr e uma razão de área de cementita proeutectoide. A Figura 3 é um gráfico mostrando a relação entre uma quantidade de adição de Zr e o tamanho da micromartensita. A Figura 4 é um gráfico mostrando a relação entre uma densidade numérica de inclusões de 0,1 a 10 μιτι contendo Zr e o tamanho da micromartensita. A Figura 5 é um gráfico mostrando a relação entre uma quantidade de adição de Zr e uma densidade numérica de inclusões de 0,1 a 10 μιτι contendo Zr. A Figura 6 é um gráfico mostrando os efeitos da quantidade de Al na densidade numérica de inclusões com base em Zr de tamanhos predeterminados. A Figura 7 é um gráfico mostrando os efeitos da adição de Zr e a quantidade de adição de Al no tamanho de grão dos cristais equiaxiais. A Figura 8 é um gráfico mostrando o número de inclusões de 0,1 a 10 pm de Zr02 nos casos de adição de Al (0,02%) e a não-adição de Al. Melhor Forma de Trabalhar a Invenção A presente invenção especifica as composições químicas do fio-máquina de aço de alto carbono, a estrutura dos cristais, dimensões, e densidade numérica das inclusões contidas no fio-máquina para melhorar a taxa da zona de cristais equiaxiais no momento da solidificação de um bloco ou de uma barra e reduzir a segregação central e, portanto, restringir a precipitação da cementita proeutectoide e micromartensita no centro do fio-máquina após a laminação e portanto fornecer fio-máquina de aço de alto carbono capaz de evitar a ruptura no momento do estiramento do arame.

As razões para ajustar esses requisitos serão explicadas em detalhes a seguir. Inicialmente, as razões para ajustar-se a composição do fio-máquina de aço de alto carbono foram como segue: O C é um elemento essencial como um elemento reforçador de materiais de aço. Se menos do que 0,6%, no momento do patenteamento, a quantidade de ferrita proeutectóide aumenta, de forma que a resistência necessária não pode ser obtida, enquanto se acima de 0,95%, a quantidade de cementita proeutectóide aumenta e as características de estiramento do a-rame se deterioram notavelmente, de forma que o C foi restrito a uma faixa de 0,6 a 0,95%. O Si é útil como um elemento desoxidante e se dissolve na ferrita para mostrar um efeito notável de reforçar a solução sólida. Em adição, o Si na ferrita reduz a redução na resistência no momento do tratamento térmico após o estiramento do arame ou do revestimento de zinco por imersão a quente e também melhora as características de relaxamento em sua ação. Se menos do que 0,12%, a ação acima não pode ser exibida, enquanto se acima de 1,2% esse efeito torna-se saturado, então o Si foi limitado à faixa de 0,12 até 1,2%. O Mn não é apenas necessário para desoxidação e dessulfura-ção, mas também age para aumentar a resistência do material patenteado, mas se for de menos do que 0,3%, o efeito acima não pode ser obtido, enquanto se for acima de 0,9%, a segregação no momento do lingotamento torna-se séria e a micromartensita que degrada a capacidade de estiramento do arame é produzida no momento do patenteamento, de forma que o Mn foi limitado à faixa de 0,3 a 0,9%. O P co-segrega junto com o Mn e aumenta notavelmente a tem-perabilidade, e assim promove a formação de micromartensita no momento do patenteamento, portanto o P foi tornado 0,030% ou menos. O S precipita como MnS e degrada a capacidade de estiramento do arame, portanto o S foi feito 0,030% ou menos. O Zr é um elemento essencial na presente invenção. Pela sua adição ao aço fundido, são formadas inclusões de ZrÜ2 com boa coerência com ο γ-Fe da estrutura de cristal primária no momento da solidificação, portanto ele é um elemento essencial para a presente invenção, mas se for menor do que 10 ppm em peso, um número suficiente de inclusões de Zr02 não pode ser obtido, enquanto se for de 500 ppm ou mais são formados agrupamentos de Zr02 bruto provocando a degradação das propriedades mecânicas. Portanto, o limite superior foi ajustado para 500 ppm em peso.

Além disso, na presente invenção, em adição aos elementos acima, um ou dois ou mais entre N, Al, Ti, Cr, Ni, Co, W, V, ou Nb podem ser adicionados. Abaixo serão explicadas as razões para adicionar-se esses elementos. O N forma nitretos com Al ou Ti no aço e age para prevenir o embrutecimento do tamanho de grão da austenita no momento do aquecimento. Esse efeito é efetivamente exibido pela inclusão em uma quantidade 4e 0,003% ou mais. Entretanto, se o teor se tornar muito grande, os nitretos de Al aumentam demais e começam a ter um efeito prejudicial na capacidade de estiramento do arame, e além disso aquela solução sólida de N começa a promover o envelhecimento durante o estiramento do arame. Portanto, o limite superior foi tornado 0,015%. O Al é um elemento necessário eficaz como um agente desoxi-dante ou para prevenir o embrutecimento do tamanho do grão de austenita. Entretanto, se incluído em excesso, ele forma agrupamentos brutos de Al203 que têm um efeito prejudicial na capacidade de estiramento do arame. Portanto o limite superior foi tornado 0,2%. O Ti é um elemento necessário eficaz como um agente desoxi-dante ou para evitar o embrutecimento do tamanho do grão de austenita. Entretanto, se incluído em excesso, forma grandes quantidades de TiN que tem um efeito prejudicial na capacidade de estiramento do arame. Portanto, o limite superior foi tornado 0,2%. O Cr torna a distância lamelar da perlita mais fina, e age para aumentar a resistência do fio-máquina e a capacidade de estiramento do arame. Esses efeitos são efetivamente exibidos com 0,05% ou mais, Entretanto, se acima de 1,0%, o tempo final de transformação torna-se muito lon- go, provocando assim um aumento de tamanho dos equipamentos e uma queda na produtividade. Portanto, 1,0% foi tornado o limite superior. O Ni não contribui tanto para o aumento na resistência do fio-máquina, mas age para aumentar a tenacidade do fio-máquina estirado. Esse efeito é efetivamente exibido pela inclusão de Ni em uma quantidade de 0,05% ou mais. Entretanto, se a quantidade de Ni torna-se excessiva, o tempo final de transformação torna-se muito longo, provocando portanto um aumento no tamanho dos equipamentos e uma queda na produtividade. Portanto, 1,0% foi tornado o limite superior. O Co é eficaz para suprimir a precipitação da cementita proeu-tectóide. Esse efeito é efetivamente exibido pela inclusão em uma quantidade de 0,05% ou mais. Entretanto, esse efeito torna-se saturado a cerca de 1,0%, então não há mérito econômico em adicionar mais que isso. O W tem também a ação de aumentar a insistência do fio-máquina. Esse efeito é efetivamente exibido pela inclusão em uma quantidade de 0,05% ou mais. Entretanto, se o teor tornar-se muito grande, o efeito de melhoria da resistência torna-se saturado e, além disso, há um efeito prejudicial na tenacidade /flexibilidade, de forma que o W tem que ser limitado a 1 ,0% ou menos. Ο V e o Nb formam carbonitretos finos no aço e contribuem para a melhoria da resistência pelo endurecimento da precipitação e também a-gem para evitar o embrutecimento dos grãos de austenita no momento do aquecimento. Esses efeitos são efetivamente exibidos pela inclusão em quantidades dos limites inferiores acima ou mais. Entretanto, se incluídos em quantidades acima dos limites superiores, não apenas a quantidade de carbonitretos aumenta demais mas também o tamanho de grão dos mencionados carbonitretos torna-se maior e a tenacidade é reduzida, de forma que 0,05 a 0,5% e 0,01 a 0,2% foram tornados as faixas de adição. O Cu é um elemento que aumenta a resistência à fadiga por corrosão do arame após o estiramento, mas uma adição em excesso provoca a redução na capacidade de tratamento a quente do aço e da ductilidade da fase ferrita. Portanto, o teor foi tornado 0,2% ou menos.

Na presente invenção, usando-se um fio-máquina de aço de alto carbono satisfazendo a composição acima mencionada, laminando-se o mesmo a quente, então patenteando-o diretamente ou re-austenitizando-o, e então patenteando-o, é obtido um fio-máquina de aço compreendendo principalmente perlita fina e, conforme mostrado na Figura 1, tendo um valor médio de razão de área de cementita proeutectóide de 5% ou menos na região central (r<0, 26) tendo um comprimento (r) do centro (p) do fio-máquina de menos do que 20% do raio do fio-máquina (d).

Isto é, conforme explicado acima, em um material de aço de uma composição hipereutectóide com uma grande quantidade de C, quando resfriado a partir da região de austenita no processo de patenteamento, a cementita proeutectóide precipita-se em uma rede ao longo dos limites dos grãos de austenita. Essa cementita proeutectóide não apenas provoca o declínio na capacidade de endurecimento do aço e inibe a melhoria da resis tência, mas também tem um efeito adverso na capacidade de estiramento do arame. Entretanto, os inventores fizeram vários estudos de acordo com os quais verificou-se que os fatores que influenciam particularmente a capacidade de estiramento do arame são a cementita proeutectóide e a micro-martensita precipitadas no centro do mencionado fio-máquina. Com relação à cementita proeutectóide, conforme explicado acima, foi confirmado que com um valor médio da razão de área da cementita proeutectóide na região central r<0,2d suprimida para 5% ou menos, mesmo quando se ajusta a subseqüente razão de estiramento do arame para uma faixa de 70 a 90%, não há ruptura, etc. e a queda na capacidade de endurecimento é suprimida até um valor mínimo. Além disso, em relação à micromartensita, foi confirmado que com um tamanho (comprimento máximo) dos grãos de micromartensita na seção C de 100 μιτι ou menos, mesmo se a subseqüente razão de estiramento do arame for ajustada para uma faixa de 70 a 90%, não há ruptura, etc. e a queda na capacidade de endurecimento é suprimida até um valor mínimo.

Como meios para se obter tal razão de área de cementita proeutectóide e tamanho de micromartensita, é possível desoxidar-se o aço fundi- do adicionando-se Al, Ti, Si, Mn, etc. para se obter aço fundido com oxigênio livre reduzido para 10 a 50 ppm em peso, adicionar Zr a esse aço para substituir ο AI2O3 por Zr02, e assim distribuir finamente no aço fundido inclusões finas contendo Zr capazes de formar núcleos para a precipitação da estrutura de cristais primários γ-Fe no momento da solidificação, aumentar a razão da zona de cristais equiaxiais de γ-Fe no momento da solidificação, e suprimir a segregação de Mn e C na parte central. Por outro lado, se adicionar-se Zr sem desoxidação, o forte elemento desoxidante Zr produzirá Zr02 em grandes quantidades que agregarão e combinarão para formar ZrC>2 bruto que terminará flutuando para a superfície do aço fundido, não finamente distribuído no aço fundido, e reduz seriamente o rendimento do Zr. A seguir, os inventores fizeram várias experiências na tecnologia para aumentar a fineza dos cristais equiaxiais pelo ZrC>2 em aço de alto carbono ondelol y^e torna-se os cristais primários. Como resultado, efes descobriram que para o ZrÜ2 tornar os cristais equiaxiais mais finos, não se adiciona Al antes disso ou até mesmo não adicioná-lo é muito importante. Isto é, se se adiciona Zr em aço desoxidado ao Al, os cristais equiaxiais tornam-se mais finos até um certo valor. Entretanto, se adicionar-se Zr ao aço fundido suprimido na desoxidação por Al e desoxidado por Si-Μη ou desoxidado por Si-Ti, foi aprendido que é obtido um efeito de refino mais notável dos cristais equiaxiais.

Mesmo se adicionar-se Zr ao aço desoxidado por Al dessa forma, os cristais equiaxiais têm dificuldade em tornar-se mais finos uma vez que se a desoxidação é por Al, uma ação poderosa de desoxidação, o oxigênio dissolvido no aço fundido cai. Mesmo se desoxidar-se por Zr após isto, a quantidade de ZrC>2 produzida torna-se menor. Além disso, os agrupamentos de AI2O3 formados pela desoxidação por Al são também reduzidos pelo Zr com a forte capacidade de desoxidação e consumidos como agrupamentos com parte do Zr adicionado compreendida de Zr02. Devido a essas razões, em um aço desoxidado por Al, a quantidade de produção de inclusões finas de ZrC>2 é pequena e o efeito do refinamento dos cristais equiaxiais é relativamente pequeno.

Por outro lado, mesmo com aço de alto carbono similar, se a desoxidação por Si e Mn antes da desoxidação por Zr para formar inclusões com base em MnO-Si02 com alto oxigênio dissolvido e resistência ao agrupamento, a desoxidação pelo Zr provocou a distribuição da ordem de mí-crons (0,1 μιη a 10 pm) de inclusões de Zr02 e junto com isso deu cristais equiaxiais finos.

Além disso, torna-se claro que se adicionar-se uma leve quantidade de Ti ao aço fundido desoxidado por Si e Mn, então desoxidando-o por Zr, os cristais equiaxiais tornam-se mais finos. A razão não é clara, mas pode ser que não apenas as inclusões de Zr02, mas também o Ti2Ü3 age como núcleo provocando a não-uniformidade dos cristais equiaxiais.

Além disso, quando se adiciona Zr ao aço contendo Al em uma quantidade de 0,01% ou menos, e então adicionando-se novamente Al, comparado com a adição antetipada de Zr ao aço contendo Al em uma quantidade de 0,01% a 0,04%, os cristais equiaxiais tornam-se mais finos. Acredita-se que isto seja porque o Zr02 não forma agrupamentos. O aço de alto carbono é fundido em um conversor, adicionado com Si e Mn e, em alguns casos, adicionado com Ti ou Al, e então derramado em uma panela e adicionado com Zr na panela. Na adição, é suficiente carregar grãos de metal Zr acima na superfície do aço fundido não coberta pela escória. Além disso, a adição por arame de Zr é também possível.

Esse aço fundido é passado através de uma panela intermediária e, uma vez que aço de alto carbono geralmente torna-se fio-máquina, trilhos, ou outras formas de aço, é lingotado por uma máquina de lingota-mento contínuo de barras ou blocos. Na máquina de lingotamento contínuo, a agitação eletromagnética do molde ou do cabo é também possível. Além disso, se forem executados ambos, a adição de Zr e, no final do processo de solidificação, a aplicação da laminação de redução pelo método suave de redução, a segregação central e a porosidade podem também ser melhoradas. Além disso, o lingotamento pelo método de lingotamento em lingotes é também possível. Após o lingotamento, o aço é laminado da mesma forma como se produz produtos normais. A concentração de Zr é definida da forma a seguir. Isto é, para formar cristais equiaxiais finos, é necessário adicionar-se Zr em uma quantidade de 10 ppm em peso ou mais, preferivelmente 20 ppm em peso ou mais. Esse limite inferior é extremamente pequeno, mas a solubilidade no produto do Zr e do oxigênio é extremamente pequena e, com esse valor de adição, é obtido um certo grau de efeito de inoculação. O limite superior foi tornado 500 ppm em peso, mas mesmo se adicionar-se mais que esse limite, os cristais equiaxiais tornam-se mais finos. Não há necessidade de adicionar-se mais do Zr, extremamente caro, do que isso, mas mesmo se adicionar-se mais que isso o Zr02 se agrupará facilmente e não agirá efetivamente. Note que essa concentração de Zr é o valor da análise da panela intermediária ou da placa. O mesmo é verdade para outros elementos além do Al. A seguir, quando se desoxida por Al, a concentração de Al é definida ^como segue; Isto é, para assegurar que o ZrQ2 se distribui finamente deixando o oxigênio dissolvido após a desoxidação pelo Al e evitando a formação de agrupamentos de AI2C>3, é preferível que a quantidade de adição de Al antes da adição de Zr seja de 0,01% ou menos. Além disso, quando se adiciona Al após a adição de Zr, o valor de análise na panela intermediária ou na placa foi tornado 0,04% ou menos.

Além disso, o Ti pode ser adicionado ou não, mas adicionando-se 0,003% ou mais, os cristais equiaxiais no momento da adição de Zr podem também aumentar. Se adicionado em uma quantidade de 0,02% ou mais, os óxidos de Ti se agrupam, de forma que a quantidade tem que ser menor que essa.

Em seguida será explicado um método de verificação dos efeitos da presente invenção em um bloco ou barra.

Após o lingotamento, a estrutura solidificada é observada pelo método de causticação impressa na seção transversal que passa através do centro do bloco ou barra, e são medidos o tamanho de grão dos cristais e-quiaxiais e a razão da zona de cristal equiaxial. O tamanho de grão dos cristais equiaxiais foi medido na zona de cristal equiaxial considerando que as posições onde as direções das dendritas que mudam descontinuamente re- presentam os limites entre grãos. Além disso, usando-se a causticação por impressão, o tamanho dos grãos segregados na segregação central (tamanho das peças onde o soluto notadamente concentrou-se próximo ao centro do bloco ou barra) foi também medido.

Além disso, o número de inclusões no bloco ou na barra foi medido por um microscópio ótico e as inclusões foram identificadas por SEM e por EDX. Em particular, considerando que as inclusões que formam núcleos de inoculação são de tamanho maior que aquelas da ordem de mícrons, uma vez que o número de inclusões da ordem de mícrons entre elas é bem maior que o número de inclusões grandes, as inclusões da ordem de mícrons (0,1 a 10 μιτι) foram medidas acima.

Os tamanhos de grãos dos cristais equiaxiais quando adicionados ao aço fundido contendo C: 0,80%, Si: 0,20%, Mn: 0,70%, P: 0,010%, S: 0,01%, Al em uma quantidade de 0,003 a 0,03%, então adicionando-se Zr em quantidades de 0 ppm em peso a 20 ppm em peso estão mostrados na FIGURA 7. Aprende-se que junto com um aumento na concentração de Al, o tamanho de grão dos cristais equiaxiais torna-se maior. Os resultados das medições do número de inclusões nesse momento estão mostrados na Fl-GURA8. Aprende-se que comparado com a adição de Al+Zr, quando não se adiciona Al e se adiciona Zr o número de inclusões torna-se maior. Portanto, nesse último caso, acredita-se que os cristais equiaxiais tornem-se mais finos.

Note que para a inclusão funcionar como núcleo para a precipitação de γ-Fe, o Zr tem que estar contido em uma fração em mol de 0,2 ou mais.

Além disso, em relação às condições definidas na presente invenção, a FIGURA 2 mostra a relação entre a densidade numérica de 0,1 a 10 pm de inclusões contendo Zr e a razão de área da cementita proeutectói-de, a FIGURA 3 mostra a relação da quantidade de adição de Zr e o tamanho da micro-martensita, a FIGURA 4 mostra a relação da densidade numérica de 0,1 a 10 pm de inclusões contendo Zr e o tamanho da micromartensi-ta, e a FIGURA 5 mostra a relação entre a quantidade de adição de Zr e a densidade numérica de 0,1 a 10 pm de inclusões contendo Zr. Além disso, a FIGURA 6 mostra os efeitos da quantidade de Al na densidade numérica dos tamanhos predeterminados das inclusões com base em Zr.

Exemplo 1 A seguir, serão dados exemplos para explicar mais especificamente a presente invenção. O fio-máquina de aço de alto carbono de cada uma das composições químicas mostradas na Tabela 1 foi laminado a quente após lingota-mento contínuo para se obter fio-máquina de aço com um diâmetro de 11 mm, e então diretamente patenteado ou reaquecido e então patenteado sob várias condições, (condições de orientação do patenteamento: reaquecimen-to a 950°C x 5 min -> transformação isotérmica 540°C x 4 min).

Esse material de patenteamento foi polido por abrasivos incrustados e corroído quimicamente por ácido dodecil sulfônico. Foi então observado sob um SEM para determinar-se a razão de área da cementita proeu-tectóide na região central (r<0,2d) de um comprimento (r) do centro (p) de menos de 20% do raio do fio-máquina (d). Além disso, o material foi polido por abrasivos incrustados e corroído quimicamente usando-se uma solução Nytal e então observado sob um SEM para determinar o tamanho dos grãos de micromartensita na seção C. Os inventores usaram também a observação TEM e a análise XEDS de uma amostra da réplica de carbono para analisar a densidade numérica, a distribuição do tamanho, e a composição química das inclusões. As composições químicas dos materiais de aço usados para a avaliação estão mostradas na Tabela 1. Os dados nas inclusões dos materiais de aço, a área de razão da cementita proeutectóide nas partes centrais, e o tamanho da micromartensita nas seções C estão mostrados na Tabela 2. Aqui, a densidade numérica das inclusões foi obtida pela contagem pela observação TEM da amostra da réplica de carbono extraída. Para as condições de preparação da amostra, a superfície da amostra foi polida com diamante, a camada da superfície foi entalhada de 5 a 10 gm pelo método de entalhe rápido, e então as inclusões expostas foram extraídas pelo método da réplica de carbono de duas etapas. Isto foi observado sob um TEM. O número de inclusões por unidade de área da película de carbono foi contado. (Ο ο > ro ι_ 03 Q

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C Ο ο Nas Tabelas 1 e 2 os aços da invenção nos 1 a 18 continham Zr em quantidades de 10 ppm em peso a 100 ppm em peso no aço, de forma que puderam dar fios-máquina de alto carbono com alta resistência e alta tenacidade satisfazendo todas as condições de ter inclusões de Zr com frações molares de Zr de 0,2 ou mais e com densidades numéricas de 500 a 3000/mm2, tendo valores médios de razões de área de cementita proeutec-tóide de 5% ou menos na região central de menos de 20% do raio do fio-máquina a partir do centro do fio-máquina, e tendo um tamanho de micro-martensita de 100 pm. Por outro lado, os aços comparativos U, W e X continham Zr, mas as quantidades adicionadas foram pequenas de 10 ppm ou menos, então as densidades numéricas das inclusões contendo Zr foram pequenas ou os teores de Zr nas inclusões foram pequenos, de forma que uma equiaxialidade suficiente não pode ser obtida e portanto a segregação central do carbono não pode ser suprimida e como resultado a fomrj_a_ção_de_ micromartensita bruta ou de cementita proeutectóide não pode ser suprimida.

Além disso, os aços comparativos S, T, V e Y eram materiais de aço não contendo Zr, portanto não tiveram inclusões contendo Zr e não puderam dar uma equiaxialidade suficiente.

Exemplo 2 Um aço fundido contendo C: 0,80%, Si: 0,20%, Mn: 0,70%, P: 0,010%, e S: 0,01% foi fundido em um conversor, adicionado com Ti ou Al, e então adicionado com Zr na panela intermediária.

Esse aço fundido foi lingotado em uma máquina de lingotamento contínuo de blocos. Uma agitação eletromagnética é executada no molde. Além disso, dependendo do caso, no final da solidificação a laminação de redução foi aplicada pelo método de redução suave. O tamanho do bloco foi de 300 mm x 500 mm. O bloco foi cortado e avaliado pelos métodos acima para a estrutura de solidificação, segregação central e inclusões. (Após o lingotamento o bloco foi laminado até um fio-máquina que foi então medido para a razão de área de cementita proeutectóide).

Na Tabela 3 o aço comparativo n° 8 mostra um bloco obtido sem a adição de Zr. Quase nenhum cristal equiaxial foi formado. Mesmo se formado, os cristais equiaxiais eram extremamente brutos e o tamanho do grão agregado era também grande. Como oposto a isso, nos aços da invenção nos 19 a 21,cada um mostrando desoxidação por Ti, então a adição de Zr, mesmo sem a agitação eletromagnética, a razão da zona de cristal equiaxial foi grande e o tamanho de grão dos cristais equiaxiais foi pequeno. O número das inclusões compreendida principalmente de Zr02 foi notavelmente maior que aquele do aço comparativo n° 8. Acredita-se que esses funcionaram como locais de formação de núcleos para cristais equiaxiais. Em cada caso, o tamanho do grão segregado tornou-se muito pequeno.

No aço da invenção n° 22 a quantidade de adição de Al foi consideravelmente grande, de forma que o número de inclusões foi um pouco pequeno. Portanto, a razão da zona dos cristais equiaxiais foi um pouco pequena, mas mesmo assim houve um efeito de melhoria. Em oposição a isso, se, como no exemplo comparativo n° 9 a adição de Al acima do limite superior da presente invenção, o efeito do Zr no aumento da razão de zona dos^ cristais equiaxiais e a redução do tamanho do grão dos cristais equiaxiais é pequeno. O aço da invenção n° 23 usou ambos, a agitação eletromagnética do molde e a adição de Zr, mas comparado com apenas a adição de Zr, a formação de cristais equiaxiais foi promovida e o tamanho de grão segregado tornou-se muito pequeno. Aços comparativos n— 11 e 12 usaram apenas agitação eletromagnética do molde para obter cristais equiaxiais, mas as razões de zona de cristais equiaxiais foram consideravelmente grandes se comparadas com os aços da presente invenção. O aço da invenção n° 24 mostra o caso de nenhuma agitação eletromagnética ou laminação de redução suave, mas a adição de Zr. Mesmo com isso, o resultado foi um tamanho de grão segregado relativamente pequeno. O aço da invenção n° 25 mostra o caso de absolutamente nenhuma adição de Al ou Ti, mas adição de Zr. Comparado com o caso de adição de Ti, os cristais equiaxiais foram um pouco pequenos, mas comparado com os aços comparativos, um claro efeito de melhoria foi obtido. O aço da invenção n° 26 teve uma concentração de Al de 0,03%, mas uma vez que o Zr foi adicionado no estado contendo Al na quantidade de 0,005%, um grande número de cristais equiaxiais finos foi obtido.

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Aplicabilidade Industrial A presente invenção especifica as composições químicas do material de aço usado e provoca inclusões contendo Zr e tendo boa coerência com os cristais primários γ para distribuir nele de forma a melhorar o tamanho de grão equiaxial da estrutura de solidificação e suprimir a segregação central e portanto obter-se um fio-máquina de aço duro ou uma corda para piano fio-máquina piano com uma razão média de área de cementita proeutectóide de 5% ou menos próximo do centro do fio-máquina laminado e um tamanho de micromartensita na seção C de 100 μιη ou menos e conse-qüentemente melhorar a performance como arame de aço PC, arame de aço galvanizado, arame de aço para uso em molas, uso de cabos para pontes suspensas, etc.

Claims (2)

1. Fio-máquina de aço carbono compreendendo, em peso, C: de 0,6 a 0,95%, Si: de 0,12 a 1,2%, Mn: de 0,3 a 0,9%, P: 0,030% ou menos, S: 0,030% ou menos, e Zr: entre 10 ppm e 500 ppm em peso, podendo conter ainda um ou mais entre N: de 0,003 a 0,015%, Al: de 0,001 a 0,2%, Ti: de 0,001 a 0,2%, Cr: de 0,05 a 1,0%, Ni: de 0,05 a 1,0%, Co: de 0,05 a 1,0%, W: de 0,05 a 1,00, V: de 0,05 a 0,5%, Nb: de 0,01 a 0,2%, e Cu: 0,2% ou menos, o restante sendo Fe e impurezas inevitáveis, caracterizado pelo fato de incluir inclusões possuindo um tamanho de 0,1 a 10 μιη, uma fração molar de Zr de 0,2 ou mais nas inclusões de Zr02 e uma densidade numérica de 500 a 3000/mm2, sendo que o fio-máquina tem uma estrutura de perlita de 90% ou mais e, em uma região central de menos de 20% do raio do fio-máquina a partir do centro do mencionado fio-máquina, um valor médio da razão de área de cementita proeutectoide de 5% ou menos e um tamanho (comprimento máximo) dos grãos de micromartensita de 100 μιη ou menos..

2. Método para a produção de fio-máquina de aço carbono caracterizado pelas etapas de desoxidar aço fundido possuindo uma composição de aço conforme definida na reivindicação 1, mediante um ou mais entre Al, Ti, Si e Mn, reduzir a quantidade de oxigênio dissolvido para 10 a 50 ppm, então adicionar Zr para ajustar o teor de Zr no aço para entre 10 ppm e 500 ppm em peso, a seguir lingotar aço para produzir uma placa, laminar esta a quente sob condições normais, então patentear a mesma diretamente ou reaquecê-la até a temperatura da região austenita, e então pa-tenteá-la diretamente.