BRPI0620491A2

BRPI0620491A2 - aço para ferramental a quente, processo de fabricação de uma peça de aço, peça de aço e usos de uma peça

Info

Publication number: BRPI0620491A2
Application number: BRPI0620491-0A
Authority: BR
Inventors: Nicolas Binot; Andre Grellier; Pierre-Emmanuel Richy
Original assignee: Aubert & Duval Sa
Priority date: 2005-11-29
Filing date: 2006-11-28
Publication date: 2011-11-16
Also published as: CN102851608A; KR20080073762A; FR2893954B1; CN101316943B; CN101316943A; US20080302501A1; AR057195A1; WO2007063210A1; HK1122072A1; IL191569A0; TW200734471A; JP2009517546A; EP1954846A1; FR2893954A1

Abstract

AçO PARA FERRAMENTAL A QUENTE, PROCESSO DE FABRICAçãO DE UMA PEçA DE AçO, PEçA DE AçO E USOS DE UMA PEçA. A presente invenção refere-se a aço para ferramental a quente, de composição em porcentagens ponderais: - 0,30% <243> C <243> 0,39%, 4,00% <243> Cr<243> 6,00%, traços <243> Si <243> 0,50%, traços <243> Mn <243> 0,80%, traços <243> W <243> 1,45% - traços <243> Co <243> 2,75%, 0,80% <243> Ni <243> 2,80%, 1,50% <243> Mo <243> 2,60% com 1 ,50% <243> Mo + 0,65W <243> 3,20%, 0,55% <243> V <243> 0,80%, com -0,65 <243> K <243> 0,65, em que K = K2 - K1 e K2 = 0,75 x (Ni - 0,60), K1 = 1,43 x (V - 0,40) + 0,63 x [(Mo + 0,65W) -1,20], traços <243> AI <243> 0,080%, traços <243> S <243> 0,0040%, traços <243> P <243> 0,0200%, traços <243>Ti <243> 0,05%, traços <243> Zr <243> 0,05%, traços <243> Nb <243> 0,08%, traços <243> N <243> 0,040%, 10 P + As + 5 Sb + 4 Sn <243> 0,21%, traços <243> O <243> 30ppm, sendo o resto ferro e impurezas inevitáveis. A presente invenção também se refere à peça produzida a partir desse aço, seu processo de fabricação e uso dessas peças.

Description

"AÇO PARA FERRAMENTAL A QUENTE, PROCESSO DE FABRICAÇÃO DE UMA PEÇA DE AÇO, PEÇA DE AÇO E USOS DE UMA PEÇA"

Campo da Invenção

A presente invenção trata do campo dos aços para ferramental de moldagem a quente, utilizáveis em fundição e moldagem, forjamento, fiação ou extrusão.

Antecedentes da Invenção

Um campo de aplicação privilegiado, mas não exclusivo da presente invenção, é a fabricação de moldes de grandes dimensões para a fundição sob pressão de ligas leves à base de alumínio ou magnésio ou de ligas cuprosas.

Durante o uso, os ferramentais de moldagem a quente são submetidos a solicitações cilíndricas que as danificam.

Essas solicitações são de origem:

- mecânica devido aos esforços diretos aplicados pelas máquinas tais como as prensas;

- térmica: as variações bruscas de temperatura devidas aos contatos alternados com a matéria quente a ser transformada, e aos resfriamentos por projeções de lubrificantes ou de revestimentos, que provocam gradientes de dilatações, que são fontes de tensões mecânicas locais.

A danificação se produz, em certos casos, por rupturas bruscas que destroem instantaneamente os ferramentais quando a tenacidade de seu material não é suficiente. Ela se produz, em geral, por uma fissuração que se inicia durante as primeiras centenas de ciclos de uso e se desenvolve progressivamente até uma ruína efetiva depois de algumas dezenas ou centenas de milhares de ciclos. Esse processo é designado pelo termo genérico de "fadiga térmica". A resistência à danificação por fadiga térmica requer uma tenacidade suficiente à temperatura correspondente ao ponto mais frio do ciclo térmico. Essa qualidade é convencionalmente medida pela energia de flexão por impacto de corpos de prova normalizados, corpos de prova testados a temperaturas compreendidas entre a temperatura ambiente e 150°C. Ela requer também propriedades suficientes de dureza e de resistência ao amaciamento durante o funcionamento nas temperaturas mais elevadas do ciclo.

A fabricação de moldes ou de ferramentais de grande tamanho (por exemplo, de espessura superior a 200 mm) requer propriedades melhoradas do aço que as constitui. Durante a têmpera, como a velocidade de resfriamento é naturalmente moderada por fluxos térmicos limitados às superfícies e a preocupação do industrial de não deformar ou romper as peças, os aços de referência não geram estruturas de têmpera com dominante martensítica que seriam favoráveis a propriedades de uso ótimas. Os diagramas TRC (têmpera em resfriamento contínuo) descrevem para cada composição a natureza das fases formadas segundo as velocidades de resfriamento, mas são notoriamente insuficientes para dar conta da perda de tenacidade no estado temperado-revenido provocada pela redução da velocidade de têmpera.

Entre os aços conhecidos para esse uso, pode-se citar:

- o aço AISI H11 que contém aproximadamente C = 0,40%, Si = 0,90%, Mn = 0,40%, Cr = 5%, Mo = 1,30%, V « 0,5%;

- o aço AISI H13 idêntico ao anterior, a não ser pelo fato de conter V= 0,95%;

- o aço W - 1.2367 que contém aproximadamente C = 0,40%, Si = 0,30%, Mn = 0,40%, Cr = 5%, Mo = 2,9%, V = 0,65%; - um aço que é comparável ao AISI H11, mas contém Si = 0,3% e aceita Ni = 0,2% (ver o documento EP-B1-0 663 018); sua composição nominal é C = 0,3-0,4%, Si < 0,8%, Mn < 0,8%, Cr = 4,5-5,8%, Mo = 0,75- 1 ,75%, V < 1 ,3%, W < 1 ,5%, Ni ≤ 0,5%, P < 0,008%, Sb ≤ 0,002%, Sn < 0,003%, As < 0,005%, com 10P + 5Sb + 4Sn + As < 0,10%.

A fim de melhorar as propriedades desses aços conhecidos no sentido de permitir um melhor compromisso entre dureza, tenacidade e estabilidade das propriedades em funcionamento, em particular da dureza, foram efetuados estudos. Pôde-se assim elevar a resistência a quente em relação ao aço H11 aumentando os teores de Mo e V como nos H13 e W- 1.2367 citados acima, mas disso resulta uma degradação da tenacidade. A tenacidade fica, ao contrário, aumentada quando se aumenta o teor de Si, ou se adiciona Ni que melhora também sua temperabilidade. Mas o Ni degrada a dureza e o limite elástico a quente.

Descrição da Invenção

A finalidade da presente invenção é propor uma nova especificação de aço para ferramental de moldagem a quente que realiza um excelente compromisso entre as diversas propriedades que se acaba de citar.

Para esse fim, a presente invenção tem por objeto um aço para ferramental a quente, de composição em porcentagens ponderais:

- 0,30% ≤ C ≤ 0,39%

- 4,00% ≤ Cr ≤ 6,00%

- traços ≤ Si ≤ 0,50%

- traços ≤ Mn ≤ 0,80%

- traços ≤ W ≤ 1,45%

- traços ≤ Co ≤ 2,75%

- 0,80% ≤ Ni ≤ 2,80% - 1,50% < Mo < 2,60% com 1,50% < Mo + 0,65W < 3,20%

- 0,55% < V < 0,80%

- com -0,65 < K < 0,65 em que K = K2 - K1

e K2 = 0,75 χ (Ni - 0,60)

K1 = 1,43 χ (V - 0,40) + 0,63 χ [(Mo + 0,65W) - 1,20]

- traços < Al < 0,080%

- traços < S < 0,0040%

- traços < P < 0,0200%

- traços < Ti < 0,05%

- traços < Zr < 0,05%

- traços < Nb < 0,08%

- traços < N < 0,040%

- 10 P + As + 5 Sb + 4 Sn < 0,21 %

- traços ^ O < 30ppm,

sendo o restante ferro e impurezas inevitáveis. De preferência, 0,33% < C < 0,38%. De preferência, traços < Si £ 0,40%. De preferência, traços < Mn < 0,60%. De preferência, 4,6% < Cr < 6,0%.

De preferência, 1,60% <Mo < 2,00% e 1,60 % < Mo + 0,65 W

De preferência, traços < Al < 0,030%. De preferência, traços < S s 0,0010%. De preferência, traços < P < 0,0080%. De preferência, traços < Ti < 0,01%. De preferência, traços £ Zr < 0,02%. De preferência, traços < Nb < 0,01%. De preferência, traços ≤ N ≤ 0,01 %. De preferência, 10 P + As + 5 Sb + 4 Sn ≤ 0,10%. De preferência, traços ≤ O ≤ 15ppm. De preferência, - 0,35 ≤ K ≤ 0,35. De preferência:

- 0,335% ≤ C ≤ 0,375%

- 1,50% ≤ Ni ≤ 2,10%

-1,60% ≤ Mo + 0,65 W ≤ 2,20% com 1,60% ≤ Mo ≤ 2,00%

- 0,62% ≤ V ≤ 0,75%.

De preferência:

- 0,335% ≤ C ≤ 0,375%

- 2,00% ≤ Ni ≤ 2,40%

- 1,80% ≤ Mo + 0,65W ≤ 2,90% com 1,80% ≤ Mo ≤ 2,40% e W ≤ 0,90%

- 0,66% ≤ V ≤ 0,76%.

De preferência:

- 0,335% ≤ C ≤ 0,375%

- 0,90% ≤ Ni ≤ 1,50%

-1,50% ≤ Mo + 0,6 W ≤ 1,90% com W ≤ 0,40%

- 0,55% ≤ V ≤ 0,63%.

De preferência: 0,335% ≤ C ≤ 0,375%, 4,60% ≤ Cr ≤ 6,00%, traços ≤ Si ≤ 0,40%, traços ≤ Mn ≤ ,60%, traços ≤ W ≤ 1 ,45%, traços ≤ Co ≤ 2,75%, 1,50% ≤ Ni ≤ 2,10%, 1,60% ≤ 6 002607 Mo + 0,65 W ≤ 2,20% com 1,60% ≤ Mo ≤ 2,00%, 0,62% ≤ V ≤ 0,75%, com -0,35 ≤ K ≤ 0,35, traços ≤ Al ≤ 0,030%, traços ≤ S ≤ 0,0010%, traços ≤ P ≤ 0,0080%, traços ≤ Ti ≤ 0,011%, traços ≤ Zr ≤ 0,02%, traços ≤ Nb ≤ 0,01%, traços ≤ N ≤ 0,01%, traços ≤ O ≤ 15ppm.

A presente invenção tem também por objeto um processo de fabricação de uma peça de aço, caracterizado pelo fato de se preparar a referida peça de aço do tipo anterior e de submetê-la a uma austenização no intervalo de temperatura 1000-1050°C, seguida de uma têmpera.

De preferência, a austenização ocorre no intervalo 1015- 1040°C.

De preferência, depois da têmpera, a peça é submetida a pelo menos dois revenidos no intervalo de temperatura 550-650°C, conferindo à peça uma dureza de 42 a 52HRC.

A presente invenção tem também por objeto uma peça de aço obtida pelo processo anterior, caracterizada pelo fato de se tratar de uma peça para ferramental de moldagem a quente.

A referida peça pode ter uma espessura superior ou igual a 200 mm.

Pode se tratar de um molde ou de uma matriz para função sob pressão de ligas leves ou cuprosas.

A referida peça pode ser uma ferramenta de forja.

A referida peça pode ser uma matriz de forja.

A referida peça pode ser uma ferramenta de perfuração ou de laminação de tubos de aço.

A referida peça pode ser um instrumento de moldagem do vidro.

A referida peça pode ser uma ferramenta de moldagem de matérias plásticas.

A referida peça pode ser realizada em um aço em que 0,335% = C = 0,375%, 2,00% = Ni = 2,40%, 1 ,80% = Mo + 0.65W = 2,90% com 1 ,80% = Mo =3,40% e W = 0,90%, 0,66% = V = 0,76%, e quando se trata de uma fieira de extrusão ou de um molde de fundição, de liga de alumínio.

A presente invenção tem também por objeto o uso de uma peça para ferramental a quente, caracterizada pelo fato da referida peça ser de um aço em que 0,335% ≤ C ≤ 0,375%, 2,00% ≤ Ni ≤ 2,40%, 1 ,80%

≤ Mo + 0.65W ≤ 2,90% com 1 ,80% ≤ 6 Mo ≤ 3,40% e W ≤ 0,90%, 0,66%

≤ V ≤ 0,76% e sua temperatura de superfície é inferior a 680°C.

A presente invenção tem também por objeto um uso de uma peça para ferramental a quente, caracterizada pelo fato da referida peça ser de um aço em que 0,335% ≤ C ≤ 0,375%, 0,90% ≤ Ni ≤1,50%, 1,50% ≤ Mo + 0,6 W ≤ 1,90% com W ≤ 0,40%, 0,55% ≤ V ≤ 0,63% e sua temperatura de superfície em funcionamento é inferior a 770°C.

Como se pode ver, em relação aos aços conhecidos citados anteriormente, em particular o que foi descrito em EP-B1-0 663 018, a presente invenção repousa em particular em uma adaptação simultânea dos elementos endurecedores e estabilizadores que são Mo e V, e do Ni que neutraliza seus efeitos fragilizadores. O acoplamento do conjunto produz uma melhora da temperabilidade, portanto melhora a capacidade de reproduzir nas peças de grande tamanho as propriedades que só eram até agora acessíveis às ferramentas menores.

A otimização de acordo com a presente invenção da composição do aço foi possível, pois os inventores se preocuparam primeiramente em medir de modo efetivo os fluxos de calor instantâneos que atravessam a superfície do ferramental de moldagem a quente, durante seu uso. Eles deduziram a seguir pelo cálculo as tensões mecânicas transitórias induzidas pelos impactos térmicos que desenvolvem as fissuras. Isso permitiu compreender melhor o comportamento mecânico do material em uso. Eles puderam estabelecer, graças a medidas experimentais que reconstituem em amostras de teste as velocidades de têmpera industriais, e graças a simulações termodinâmicas, os vínculos existentes entre a composição do aço, os parâmetros do tratamento térmico prévio à sua utilização e a microestrutura assim obtida. Em particular, puderam colocar em evidência a importância da interdependência entre a composição e a temperatura de têmpera para a obtenção do compromisso desejado entre as diversas propriedades mecânicas importantes nos aços para ferramental a quente.

A presente invenção será mais bem compreendida com a descrição a seguir, dada em relação aos desenhos anexos:

- a figura 1 mostra a evolução da fração de carburetos não dissolvidos segundo a temperatura de autorização para as composições de

referência (fig. (1a) a (1e)) para uma composição de acordo com a presente invenção (fig. (1b)),

- a figura 2 que mostra as curvas TRC de um aço de referência (fig. (2a)) e de um aço de acordo com a presente invenção (fig. (2b)).

- a figura 3 que mostra a comparação, para as diferentes amostras de referência e as amostras de acordo com a presente invenção, entre as energias de ruptura após uma têmpera realizada em condições de laboratório e uma têmpera realizada em condições industriais.

Os ensaios aos quais será feita referência na descrição a seguir foram efetuados em amostras cujas composições estão indicadas na tabela 1. Nessa tabela, os coeficientes K2, K1 e K correspondem às seguintes grandezas em que os teores são expressos em porcentagens ponderais:

K2 = 0,75 χ (Ni - 0,60)

K1 = 1,43 χ (V - 0,40) + 0,63 χ [(Mo + 0,65W) - 1,20]

K = K2 - K1 <table>table see original document page 10</column></row><table> <table>table see original document page 11</column></row><table> A presente invenção repousa essencialmente no estudo das ações dos elementos Carbono, Cromo, Molibdênio, Vanádio e Níquel e da influência da temperatura de austenização antes da tempera sobre as propriedades mecânicas dos aços estudados.

Influência da Temperatura de Austenização

A temperatura de austenização rege a partilha dos elementos de liga entre os carburetos não dissolvidos e a matriz. A dissolução dos carburetos aumenta à medida que a temperatura se eleva.

Os carburetos não dissolvidos devem permanecer em quantidade adequada no produto final para controlar o tamanho do grão. Um grão fino é necessário para garantir as propriedades de tenacidade e de resistência à fadiga.

Os elementos de liga dissolvidos na matriz regem a temperabilidade, a resistência ao revenido e, de modo geral, todas as propriedades mecânicas.

A tabela 2 ilustra, para uma das composições estudada (fundição de referência 10), o efeito da temperatura de têmpera sobre a microestrutura e as propriedades.

<table>table see original document page 12</column></row><table> Tabela 2 - Fundição Experimental Referência 10 Efeito da Temperatura de Austenização sobre a Microestrutura (Distribuição dos Elementos C ε V) ε as Propriedades Mecânicas

Em um contexto em que os carbonetos de vanádio se dissolvem bem progressivamente, o aumento da temperatura de austenização provoca, nesse caso, ao mesmo tempo uma melhora da resistência ao amaciamento a quente e uma perda da tenacidade.

Constata-se que a definição de um material ótimo para as aplicações consideradas deve associar imperativamente a composição e as condições de austenização. A simulação termodinâmica, pela descrição dos equilíbrios de fase com o código de cálculo Thermocalc® correntemente utilizado pelos metalurgistas, confere elementos de informação concretos sobre a taxa de carburetos não dissolvidos para cada um dos tipos VC, M23C6 e, eventualmente, MeC1 Fe3C, M2C. A figura 1 foi realizada por meio dessa simulação. Ela mostra a evolução da fração de carburetos não dissolvidos segundo a temperatura de austenização para cinco composições de referência (fig. (1a) a (1e)) e uma composição de acordo com a presente invenção (fig. (1f)).

A competição entre os elementos Mo e V para fixar o carbono segundo seus tipos de carburetos preferenciais é bem conhecida. O níquel eventualmente adicionado só tem um efeito de segunda ordem sobre esses mecanismos.

As observações microestruturais experimentais sobre o estado bruto de têmpera confiram as tendências indicadas pela simulação. As temperaturas de austenização são otimizadas de acordo com os seguintes princípios:

- a uma temperatura apropriada, os carburetos de tipos M6C e M23C6, pouco eficazes para o controle de tamanho de grão, devem ser dissolvidos para que os elementos metálicos Meo carbono liberado confiram um máximo de potencial de temperabilidade à matriz.

- uma porcentagem mínima da ordem de 0,20% de fração molar em carburetos de vanádio não dissolvidos de acordo com a estimativa termodinâmica é necessária para garantir a homogeneidade e a finura do grão; a temperatura de austenização deve permanecer inferior ao limiar correspondente.

- a temperatura de referência deve levar em conta uma tolerância de mais ou menos 10 a 15 graus em relação a essa referência que corresponde à dispersão habitual da temperatura na carga das fornadas industriais.

As temperaturas de austenização das diversas composições assim definidas estão recapituladas na tabela 3.

<table>table see original document page 14</column></row><table>

Tabela 3: Definição das Temperaturas Ideais de Austenização para as Diversas Fundições Experimentadas

Definição das Condições Otimizadas ε Mensuração das Propriedades-chave

Como já foi dito, um desafio essencial da presente invenção consiste em definir um equilíbrio entre:

- de um lado, os elementos Molibdênio, Vanádio e opcionalmente Tungstênio, favoráveis ao endurecimento e à resistência ao amaciamento em funcionamento, mas fragilizantes,

- de outro lado, o Níquel, favorável à tenacidade mas nefasto para a dureza a quente.

Sabendo-se que os aços do campo da presente invenção devem apresentar uma dureza a quente suficiente para evitar os afundamentos e resistir à fadiga, e que à primeira vista, eles mostram a mesma relação entre dureza a 20°C e dureza a quente, eles foram comparados em estados térmicos temperados e revenidos que lhes conferem a mesma dureza a 20°C. Os níveis apresentados são 47, 45, 42 HRC.

De acordo com um procedimento original e inovador, as medidas foram realizadas sistematica e paralelamente ao mesmo tempo em barras utilizadas como corpo de prova de laboratório suscetíveis de ser temperadas a uma velocidade elevada, e em corpos de prova temperados em um dispositivo experimental que reconstitui a velocidade de têmpera representativa do tratamento de peças industriais e escolhida como igual a 22°C por minuto em média no intervalo 900/400°C.

Essas medidas incluem:

- a descrição da evolução da dureza segundo a temperatura de revenido para um revertido duplo de 2 horas a fim de definir os revenidos a serem aplicados para atingir as durezas desejadas;

- a resistência ao amaciamento medida pela perda de dureza provocada por uma manutenção de 80 horas a 560°C em relação a um estado inicial de dureza de 47 HRC;

- a tenacidade medida pela energia de fiexão por impacto sobre corpos de prova Charpy V, rompidos a temperaturas escalonadas entre +20 e 200°C.

Ponto de Reaustenizacão Ac1

Em funcionamento, esse ponto não deve ser ultrapassado pois as modificações estruturais do material da peça que resultariam disso provocariam uma alteração notável das propriedades mecânicas.

De acordo com a tabela 4 que reúne os resultados mais representativos obtidos em diversas amostras, confirma-se que os resultados Mo e V não possuem uma influência nítida; em compensação, o ponto Ac1 abaixa quanto mais elevado for o teor de Níquel. Conseqüentemente, as composições com Níquel elevado devem ser evitadas para aplicações em que a temperatura de superfície em funcionamento é muito elevada (caso de certas ferramentas de forja), mas continuam compatíveis com múltiplas aplicações, tais como os moldes de fundição de ligas leves que são submetidos a temperaturas de superfície mais moderadas.

Tabela 4

Evolução do Ponto de Re-austenização Ac1 de Acordo com a Composição

<table>table see original document page 16</column></row><table>

Tabela 4: Evolução do Ponto de Re-austenização Ac1 de Acordo com a Composição.

Resistência ao Revenido ε ao Amaciamento em Funcionamento

A tabela 5 ilustra o efeito dos elementos de liga sobre a resistência ao abaixamento de dureza durante as manutenções em temperatura elevada.

As durezas de 47 e 42 HRC são obtidas após dois revenidos cada um deles de duas horas, o primeiro a 550°C, o segundo a tem peratura característica que consta da tabela.

A perda de dureza é medida a partir de um estado inicial de 47 HRC.

A tabela 5A apresenta os resultados obtidos em uma amostra de referência 1 e em duas amostras 12, 13 que apresentam um teor de níquel mais elevado que a dela. A tabela 5B apresenta os resultados obtidos na amostra 1 e nas amostras 3, 5, 6, 8 que apresentam teores de Mo e, eventualmente V, mais elevados que a dela. A tabela 5C apresenta os resultados obtidos em amostras 8 e 22, de um lado, 6 e 26 de outro lado, que apresentam teores de N, Mo e V mais elevados que a amostra 1.

Tabela 5

<table>table see original document page 17</column></row><table> <table>table see original document page 18</column></row><table>

A tabela 5-A coloca em evidência o efeito nefasto de uma simples adição de níquel que abaixa muito lentamente a temperatura de revenido para um objetivo de duração e aumenta a perda de dureza no caso de manutenção prolongada a quente. Um abaixamento da temperatura de revenido é prejudicial pelo fato do aço ter de oferecer a temperatura mais elevada de funcionamento possível, situada ao menos entre 600 e 630°C, sob pena de amaciá-lo de modo excessivo.

Como as temperaturas de superfície são muitas vezes próximas de 520-560°C em injeção de alumínio e ainda mais elevadas durante a forja, esse critério vai ser importante de considerar determinar se a composição dada está apta ou não a ser utilizada para uma aplicação dada.

A tabela 5-B mostra o efeito benéfico das simples adições de Molibdênio e Vanádio para aumentar a resistência ao revenido e ao amaciamento em funcionamento. Em compensação, o abaixamento da velocidade de têmpera entre as condições de laboratório e as condições industriais é nefasta para essas características, o que é devido a uma temperabilidade insuficiente do material.

A comparação dos pares de composição (8, 22) e (6,26) na tabela 5-C ilustra que em condições de laboratório que em condições de laboratório, as fundições com níquel oferecem menor resistência ao abaixamento da dureza que as fundições com baixo teor de níquel correspondentes, mas com uma têmpera industrial, suas propriedades se tornam muito próximas.

Em resumo, em condições de um tratamento térmico industrial, a adição combinada e equilibrada de Níquel, Molibdênio e Vanádio confere propriedades de resistência ao revenido e ao amaciamento por manutenção prolongada equivalente à das especificações sem níquel.

Esses resultados favoráveis se explicam pelo ganho significativo de temperabilidade ilustrado de acordo com a figura 2 anexa que compara os diagramas em resfriamento contínuo TRC da composição de referência 1 (fig.2a) que foi submetida a uma austenização a 990°C durante 30 minutos e da composição 22 de acordo com a presente invenção (fig.2b) que foi submetida a uma austenização a 1030°C durante 30 minutos.

A composição de acordo com a presente invenção apresenta zonas perlítica e bainítica nitidamente defasadas próximas das velocidades baixas de resfriamento em relação à composição de referência. Conseqüentemente, sabendo- se que as temperas industriais usuais (cujos trajetos estão em negrito nas fig. 2a e 2b) permitem atingir, nas ferramentas a ser tratadas, uma temperatura de 400°C em 1000 a 5000 segundos dependendo dos tamanhos de peças e da situação na peça, a composição de acordo com a presente invenção permite uma transformação martensítica exclusiva. Ao contrário, a composição de referência impõe a formação de uma proporção significativa de bainita, o que pode ser favorável para a obtenção das propriedades desejadas.

Tenacidade

O efeito desfavorável da diminuição da velocidade de têmpera entre as condições de laboratório e as condições industriais se manifesta de modo ainda mais acentuado sobre a energia de ruptura de corpos de prova de flexão por impacto Charpy V.

A tabela VI ilustra as tendências representativas em uma seleção de resultados; a adição combinada de Ni, Mo, V praticada na fundição 21 de acordo com a presente invenção é favorável para obter ao mesmo tempo os valores de resiliência mais elevados após tratamento nas condições industriais e a menor dedução provocada pela diminuição da velocidade de tempera.

Tabela 6

<table>table see original document page 20</column></row><table>

R: velocidade de têmpera rápida (têmpera óleo da barra) L: velocidade lenta (velocidade industrial reconstituída em laboratório).

A figura 3 anexa compara, para todas as fundições, os valores obtidos com uma têmpera de acordo com a velocidade industrial e as que são provenientes de uma têmpera rápida para uma mesma composição do metal, e os pares de lotes de corpos de prova são submetidos a seguir a revenidos para atingir durezas de 42, 45 e 47 HRC e os corpos de prova se romperam a 20°C e 100°C. Cada ponto é representativo de uma dureza e de uma temperatura de ruptura do corpo de prova. Os resultados demonstram que a perda de dureza devida ao abaixamento da velocidade de têmpera é muito geralmente mais limitada para as composições de acordo com a presente invenção.

As tendências expressas para os ensaios de laboratório são confirmadas pelos testes com blocos-ferramentas tratados nas seguintes condições:

- Blocos de dimensão 570 χ 450 χ 228 mm

- Posicionamento idêntico no forno

- Têmpera no mesmo forno industrial sob pressão de gás de 500 kPa (5 bars), com a mesma vazão de gás

- Duplo revenido com ajuste individual das temperaturas para obtenção do nível de dureza de 46 ± 0,5 HRC.

- R etirada de corpos de prova de flexão por impacto C harpy V segundo o sentido transversal: no centro da face maior perto na superfície e no núcleo do bloco.

Os valores médios das energias de flexão por choque agrupados na tabela 7 confirmam que o aço 22 de acordo com a presente invenção apresenta propriedades superiores, em particular em posição de núcleo de bloco, posição representativa de tamanhos de peças ainda maiores.

Tabela 7

Resultados de Ensaios de Flexão por Impacto sobre Blocos-Ferramentas Tratados em Condições Industriais.

<table>table see original document page 21</column></row><table> Todos esses resultados mecânicos ilustram os efeitos nefastos do abaixamento da velocidade de tempera, em particular:

- o abaixamento da energia de flexão por choque de dureza igual

- o aumento da perda de dureza por manutenção prolongada a 560°C

Entretanto, a amplitude dessas alterações não é idêntica para todas as composições, e constata-se que a adição simultânea e equilibrada dos elementos de liga de acordo com as regras especificadas a seguir a reduz significativamente.

Efeitos dos Elementos de Ligas

Os efeitos dos diversos elementos de ligas e suas interações puderam ser avaliados pelo estudo experimental comparativo das propriedades das fundições experimentais e ser interpretadas pela simulação termodinâmica. Mediante a observação dos princípios enunciados a seguir referentes às condições de têmpera, as tendências foram confirmadas.

O Carbono favorece a temperabilidade, aumenta a temperatura ideal de austenização e determina a dureza máxima obtida após revenido por volta de 550°C. Mas, ele tem um efeito nefasto sobre a tenacidade. Associado a teores elevados de Molibdênio ou Vanádio, ele pode levar à formação de carburetos eutéticos, nefastos para a microestrutura e a tenacidade. Seu nível deve estar no intervalo situado entre um valor de pelo menos 0,30%, necessário à obtenção de uma dureza suficiente e de 0,39% no máximo, a fim de evitar uma fragilidade irremediável. Afaixa ótima é de 0,33-0,38%.

O cromo apresenta um efeito favorável para a temperabilidade. Ele participa do endurecimento por revenido, e para as aplicações privilegiadas de que trata a presente invenção, ou seja, peças de grande tamanho que requerem uma dureza elevada (42 a 52 HRC), essa característica é vantajosa. Entretanto, os carburetos que ele gera evoluem rapidamente para formas mais estáveis e se revelam pouco eficazes para a resistência ao abaixamento de dureza à temperatura elevada. É, portanto, indispensável completar a adição de Cr por outros elementos carburígenos como Mo e V. O teor desse elemento deve ficar limitado entre um mínimo de 4,0% necessário à temperabilidade e um máximo de 6,0% acima do qual sua ação inibe parcialmente a do Vanádio e do Molibdênio. De preferência, impõe-se um teor de Cr de 4,6 a 6%.

O Molibdênio melhora a temperabilidade. Ele se associa ao Cromo nos mesmos carburetos à base de Cromo, o que contribui para aumentar seu número. Em teores elevados, ele forma espécies específicas M2C, M6C. Diante das propriedades macroscópicas, ele aumenta a dureza e a resistência ao revenido e diminui a tenacidade. Seu teor está compreendido entre 1,50 e 2,60%. Deve-se levar em conta a possível presença de tungstênio como se verá mais adiante. De preferência, Mo está compreendido entre 1,60 e 2,00 % com Mo + 0,65W compreendido entre 1,60 e 2,20%.

O Vanádio forma carburetos específicos de tipo VC que, no campo coberto pelas fundições experimentais, são predominantes entre os precipitados não dissolvidos à temperatura de austenização e asseguram assim o não-aumento do grau. Durante o revenido praticado após têmpera, novas gerações de carburetos micro e nanométricos precipitam e, por sua interação com os defeitos cristalinos da martensita, participam ativamente do endurecimento secundário e da resistência ao amaciamento em funcionamento sob o efeito da temperatura e dos esforços cíclicos. Um excesso de carburetos formados no revenido provoca, em compensação, uma fragilização acentuada. De acordo com as composições estudadas, e respeitados os princípios estabelecidos para a escolha da temperatura de austenização, o teor de vanádio deve estar imperativamente compreendido entre 0,55% e 0,75%.

O Níquel tem um efeito sobre a dureza no estado tratado; ele diminui a temperatura de revenido a ser aplicada para obter uma dureza desejada, e a resistência ao amaciamento durante a manutenção nas temperaturas de serviço. Além disso, um teor excessivo da ordem de 3% abaixa de modo muito acentuado o ponto de austenização no campo das temperaturas de uso, o que deve ser imperativamente evitado. Em compensação, o Níquel aumenta a temperabilidade, em particular para os teores de 1 a 3% e melhora significativamente a tenacidade. Considera-se que na presente invenção, o teor de Ni está compreendido entre 0,80 e 2,80%. Os efeitos negativos sobre a dureza de uma forte adição de Ni podem ser compensados por adições de Cr, Mo, VeW nos limites prescritos.

O tunqstênio pode constituir um elemento de adição opcional, no limite de 1,45% no máximo e em condições tais que Mo + 0.65W está compreendido entre 1,50 e 3,20 % com Mo compreendido entre 1,50 e 2,60%, de preferência entre 1,60 e 2,20% com Mo compreendido entre 1,60 e 2,00%. De fato, o tungstênio completa a ação do Molibdênio em uma relação de equivalência de 1% para 0,65% de Mo. Essa adição de tungstênio provoca efeitos negativos limitados sobre a tenacidade e a temperabilidade, e positivos sobre a resistência ao amaciamento a quente, em particular para temperaturas de ensaio superiores a 560°C, por exemplo, 600°C.

O Cobalto pode ser adicionado até um limite superior de 2,75%. Ele apresenta um efeito favorável para a resistência ao amaciamento, em particular para temperaturas de permanência da ordem de 600°C, mas sua ação é nefasta para a temperabilidade. Considerando-se o preço de custo elevado desse elemento de adição, seu uso não parece dever ser particularmente recomendado.

Além disso, a obtenção de um compromisso ideal de propriedades de uso exige que as adições simultâneas de Molibdênio, Vanádio, Níquel, e eventualmente Tungstênio sejam equilibradas e observem as seguintes relações:

K compreendido entre - 0,65 e +0,65, de preferência entre -0,35 e +0,35, otimamente tão próximo de zero quanto possível, com:

K = K2 - K1

K2 = 0,75 χ (%Ni - 0,60)

K1 = 1,43 χ (%V - 0,40) + 0,63 χ [ %Mo + (0,65 χ %W) -1,20]

Viu-se que a tabela 1 reúne os valores dos coeficientes Κ1 , K2, K para todas as fundições.

Os melhores resultados são obtidos quando se têm simultaneamente as seguintes condições:

0,335% < C < 0,375%; e 1 ,50% < Ni < 2,10%; e 1 ,60% < Mo + 10 0.65W < 2,00%, com Mo > 1 ,60 %; e 0,62% <V < 0,75%.

Para aplicações mais particulares, pode-se também recomendar as seguintes condições simultâneas:

- 0,335% < C < 0,375% e 2,00% < Ni < 2,40%

e 1 ,80% < Mo + 0,65W < 2,90% com 1,80 < Mo < 2,40% e W < 0,90%

e 0,66% < V < 0,76%

quando se deseja obter uma temperabilidade notável para a fabricação de peças de grande tamanho reservadas a aplicações para as quais, considerando-se o abaixamento do ponto de transformação A1 pelo Ni, a temperatura de trabalho em superfície é inferior a 680°C, por exemplo as aplicações de fieiras de extrusão ou de moldes de fundição de ligas de Al;

- 0,335% < C < 0,375% e 0,90% < Ni < 1 ,50%

e 1,50% < Mo + 0,65 W < 1 ,90% com W < 0,40%

e 0,55% < V < 0,63%

quando se deseja propriedades notáveis para peças de tamanho médio e aptas a aplicações para as quais a temperatura de superfície em funcionamento é inferior a 770°C.

Por outro lado, outros elementos que vão ser citados devem ou podem estar presentes dentro de limites precisos.

O Silício, por seu efeito sobre a tenacidade, deve ser mantido em um nível baixo compatível com condições de elaboração industrial econômicas; um limite de 0,50 e preferencialmente de 0,40 não deve ser ultrapassado.

O Manganês, favorável à temperabilidade, mas nefasto para a tenacidade, não deve estar presente em um teor superior a 0,80%, de preferência 0,60%.

Os elementos Enxofre, Fósforo, Arsênico, Estanho1 Antimônio, Titânio, Zircônio, Nióbio, Nitrogênio desfavoráveis à tenacidade e suscetíveis de provocar uma fragilização em funcionamento devem ser limitados aos teores mais baixos compatíveis com as necessidades industriais e econômicas.

Os teores máximos admissíveis são:

- para S : 0,0040%, de preferência 0,0010%

- para P : 0,0200%, de preferência 0,0080%

- para Ti: 0,05%, de preferência 0,01%

- para Zr: 0,05%, de preferência 0,02%

- para Nb : 0,08%, de preferência 0,01%

- para N : 0,0400%, de preferência 0,0100%

Além disso, os teores de P, As, Sb, Sn devem respeitar a seguinte relação:

10 P + As + 5 Sb + 4 Sn ≤ 0,21%, de preferência ≤ 0,10%.

O teor de Alumínio deve estar compreendido entre traços e 0,080%, de preferência entre traços e 0,030%. Sua função é desoxidar o aço, limitando assim a quantidade de inclusões de óxidos suscetíveis, em particular de degradar a resistência à fadiga do aço. Nessa perspectiva e simultaneamente, o teor de Oxigênio não deve ultrapassar 30 ppm, de preferência 15 ppm. Um teor elevado de Al diminui o teor de O dissolvido no aço líquido, mas ele torna também o aço líquido mais sensível às reoxidações atmosféricas durante a fundição e aumenta portanto o risco de formar inclusões oxidadas nefastas.

De modo geral, os aços da presente invenção podem apresentar dois níveis de qualidade.

Um nível de qualidade "padrão" é atingido quando a composição não se situa imperativamente em faixas ótimas que foram definidas acima para todos os elementos. A melhora em relação à arte anterior reside então principalmente nas propriedades de temperabilidade. Essas propriedades permitem fabricar produtos de grande tamanho com uma dureza elevada e homogênea na totalidade da seção dos produtos.

Um nível de qualidade "superior" é atingido quando todos os elementos se situam nas faixas de teores ótimas definidas acima. Nessas condições, além da temperabilidade melhorada, obtém-se uma tenacidade que proporciona, em conjunção com a dureza elevada, uma grande resistência à fadiga térmica e à ruptura brusca.

Para obter esses resultados, é preciso recorrer a uma elaboração que inclui, após afinagem primária no forno elétrico e no cadinho, uma refusão de eletrodo consumível pelos processos de refusão ao arco sob vácuo (VAR) ou de refusão sob escória eletrocondutora (ESR), que tornam acessíveis os valores muito baixos de O visados. Além disso, como é habitual nesses tipos de aço, é preciso prever no aço fundido um processo termomecânico de laminação e o recozido que conferem ao aço uma estrutura compacta, coalescida, fina e homogênea, em conjunção com condições de solidificação que geram dendritos pequenos e pouco segregados.

Entre as peças que podem ser fabricadas a partir do aço de acordo com a presente invenção elaborado como foi descrito constam em particular as peças para ferramental de moldagem a quente em geral, e em particular:

- os moldes ou matrizes para fundição sob pressão de ligas leves ou de ligas cuprosas;

- as matrizes de forja;

- as ferramentas de perfuração e de laminação de tubos de aço;

- as ferramentas de moldagem de vidro e de matérias plásticas.

A presente invenção encontra uma aplicação privilegiada na fabricação dessas peças cuja espessura é de 200 mm e mais.

Claims

1. AÇO PARA FERRAMENTAL A QUENTE, caracterizado pelo fato de apresentar composição em porcentagens ponderais: - 0,30% ≤ C ≤ 0,39% - 4,00% ≤ Cr ≤ 6,00% - traços ≤ Si ≤ 0,50% - traços ≤ Mn ≤ 0,80% - traços ≤ W ≤ 1,45% - traços ≤ Co ≤ 2,75% - 0,80% ≤ Ni ≤ 2,80% - 1,50% ≤ Mo ≤ 2,60% com 1,50% ≤ Mo + 0,65W ≤ 3,20% - 0,55% ≤ V ≤ 0,80% - com -0,65 ≤ K ≤ 0,65 em que K = K2 - K1 e K2 = 0,75 χ (Ni - 0,60) K1 = 1,43 χ (V - 0,40) + 0,63 χ [(Mo + 0,65W) -1,20] - traços ≤ Al ≤ 0,080% - traços ≤ S ≤ 0,0040% - traços ≤ P ≤ 0,0200% - traços ≤ Ti ≤ 0,05% - traços ≤ Zr ≤ 0,05% - traços ≤ Nb ≤ 0,08% - traços ≤ N ≤ 0,040% - 10P + As + 5 Sb + 4 Sn ≤ 0,21 % - traços ≤ O ≤ 30ppm, sendo o restante ferro e impurezas inevitáveis.

2. AÇO, de acordo com a reivindicação 1, caracterizado pelo fato de apresentar: 0,33% ≤ C ≤ 0,38%.

3. AÇO, de acordo com a reivindicação 1 ou 2, caracterizado pelo fato de apresentar: traços < Si ^ 0,40%.

4. AÇO, de acordo com uma das reivindicações 1 a 3, caracterizado pelo fato de apresentar: traços < Mn < 0,60%.

5. AÇO, de acordo com uma das reivindicações 1 a 4, caracterizado pelo fato de apresentar: 4,6% < Cr < 6,0%.

6. AÇO, de acordo com uma das reivindicações 1 a 5, caracterizado pelo fato de apresentar: 1,60% < Mo < 2,00% e 1,60% < Mo + -0,65 W < 2,20%.

7. AÇO, de acordo com uma das reivindicações 1 a 6, caracterizado pelo fato de apresentar: traços < Al < 0,030%.

8. AÇO, de acordo com uma das reivindicações 1 a 7, caracterizado pelo fato de apresentar: traços < S < 0,0010%.

9. AÇO, de acordo com uma das reivindicações 1 a 8, caracterizado pelo fato de apresentar: traços < P < 0,0080%.

10. AÇO, de acordo com uma das reivindicações 1 a 9, caracterizado pelo fato de apresentar: traços < Ti < 0,01%.

11. AÇO, de acordo com uma das reivindicações 1 a 10, caracterizado pelo fato de apresentar: traços < Zr < 0,02%.

12. AÇO, de acordo com uma das reivindicações 1 a 11, caracterizado pelo fato de apresentar: traços < Nb ^ 0,01%.

13. AÇO, de acordo uma das reivindicações 1 a 12, caracterizado pelo fato de apresentar: traços < N < 0,01%.

14. AÇO, de acordo com uma das reivindicações 1 a 13, caracterizado pelo fato de apresentar: 10 P + As + 5 Sb + 4 Sn < 0,10%.

15. AÇO, de acordo com uma das reivindicações 1 a 14, caracterizado pelo fato de apresentar: traços < O < 15ppm.

16. AÇO, de acordo com uma das reivindicações 1 a 15, caracterizado pelo fato de apresentar:- 0,35 < K < 0,35.

17. AÇO, de acordo com uma das reivindicações 1 a 16, caracterizado pelo fato de apresentar: - 0,335% < C < 0,375% - 1,50% < Ni <2,10% - 1,60% < Mo + 0,65 W < 2,20% com 1,60% <Mo < 2,00% - 0,62% < V < 0,75%.

18. AÇO, de acordo com uma das reivindicações 1 a 5, 7 a 16, caracterizado pelo fato de apresentar: - 0,335% < C < 0,375% - 2,00% < Ni < 2,40% - 1,80% < Mo + 0,65W < 2,90% com 1,80% < Mo < 2,40% e W <. -0,90% - 0,66% < V < 0,76%.

19. AÇO, de acordo com uma das reivindicações 1 a 5, 7 a 16, caracterizado pelo fato de apresentar: - 0,335% < C < 0,375% - 0,90% < Ni < 1,50% - 1,50% < Mo + 0,6 W < 1,90% com W < 0,40% - 0,55% <V < 0,63%.

20. AÇO, de acordo com uma das reivindicações de 1 a 17, caracterizado pelo fato de apresentar: 0,335% < C < 0,375%, 4,60% < Cr < -6,00%, traços < Si < 0,40%, traços < Mn < 0,60%, traços < W < 1,45%, traços < Co < 2,75%, 1,50% < Ni < 2,10%, 1,60% < Mo + 0,65 W < 2,20% com 1,60% < Mo < 2,00%, 0,62% < V < 0,75%, com - 0,35 < K < 0,35, traços < Al < 0,030%, traços < S < 0,0010%, traços < P < 0,0080%, traços < Ti < 0,011%, traços < Zr ≤ 0,02%, traços < Nb < 0,01%, traços < N < 0,01 %, traços < O < 15ppm.

21. PROCESSO DE FABRICAÇÃO DE UMA PEÇA DE AÇO, caracterizado pelo fato de se preparar a referida peça de aço conforme descrita em uma das reivindicações 1 a 20 e pelo fato de submetê-la a uma austenização no intervalo de temperatura de 1000- 1050°C, seguida de uma têmpera.

22. PROCESSO, de acordo com a reivindicação 21, caracterizado pelo fato da austenização ocorrer no intervalo 1015-1040°C.

23. PROCESSO, de acordo com a reivindicação 21 ou 22, caracterizado pelo fato de depois da têmpera a peça ser submetida a pelo menos dois revenidos no intervalo de temperatura 550-650°C, conferindo à referida peça uma dureza de 42 a 52HRC.

24. PEÇA DE AÇO, obtida pelo processo conforme descrito em uma das reivindicações 21 a 23, caracterizada pelo fato de se tratar de uma peça para ferramental de moldagem a quente.

25. PEÇA, de acordo com a reivindicação 24, caracterizada pelo fato da referida peça possuir uma espessura superior ou igual a 200 mm.

26. PEÇA, de acordo com a reivindicação 24 ou 25, caracterizada pelo fato de se tratar de um molde ou de uma matriz para a fundição sob pressão de ligas leves ou cuprosas.

27. PEÇA, de acordo com a reivindicação 24 ou 25, caracterizada pelo fato de se tratar de uma ferramenta de forja.

28. PEÇA, de acordo com a reivindicação 24 ou 25, caracterizada pelo fato de se tratar de uma matriz de forja.

29. PEÇA, de acordo com a reivindicação 24 ou 25, caracterizada pelo fato de se tratar de uma ferramenta de perfuração ou de laminação de tubos de aço.

30. PEÇA, de acordo com a reivindicação 24 ou 25, caracterizada pelo fato de se tratar de uma ferramenta de moldagem do vidro.

31. PEÇA, de acordo com a reivindicação 24 ou 25, caracterizada pelo fato de se tratar de uma ferramenta de moldagem das matérias plásticas.

32. PEÇA, de acordo com a reivindicação 24 ou 25, caracterizada pelo fato de ser realizada em um aço conforme descrito na reivindicação 18, e pelo fato de se tratar de uma fieira de extrusão ou de um molde de fundição de liga de alumínio.

33. USO DE UMA PEÇA, conforme descrita na reivindicação -24 ou 25, caracterizado pelo fato da referida peça ser um aço conforme descrito na a reivindicação 18 e pelo fato da temperatura de trabalho em superfície ser inferior a 680°C.

34. USO DE UMA PEÇA, conforme descrita na reivindicação -24 ou 25, caracterizado pelo fato da referida peça ser um aço conforme descrito na reivindicação 19 e pelo fato da temperatura de superfície em funcionamento ser inferior a 770°C.