BRPI0805824B1

BRPI0805824B1 - aço para forjamento

Info

Publication number: BRPI0805824B1
Application number: BRPI0805824A
Authority: BR
Inventors: Saitoh Hajime; Hashimura Masayuki; Ochi Tatsuro
Original assignee: Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp; Nippon Steel Corp
Priority date: 2007-04-11
Filing date: 2008-04-10
Publication date: 2017-06-06
Also published as: EP2135967A1; EP2762593B1; KR101177541B1; EP2135967B1; CN104611623A; KR20090061006A; CA2667291A1; KR20120041273A; US20100047106A1; RU2009116448A; US9657379B2; WO2008126939A1; BRPI0805824A2; CN104611623B; JP2009108398A; EP2762593A1; RU2425171C2; JP5200634B2; CA2667291C; EP2135967A4

Abstract

aço para forjamento. a presente invenção refere-se a um aço para forjamento excelente em capacidade de forjamento, aço esse que compreende, em % em massa, c: 0,001 a menos de 0,07%, si: 3,0% ou menos, mn: 0,01 a 4,0%, cr: 5,0% ou menos, p: 0,2% ou menos, s: 0,35% ou menos, ai: 0,0001 a 2,0%, n: 0,03% ou menos, um ou ambos entre mo: 1,5% ou menos (inclusive 0%) e ni: 4,5% ou menos (inclusive 0%), e um saldo de ferro e as inevitáveis impurezas; em que o di dado pela equação (1) a seguir é 60 ou maior: di = 5,41 x di(si) x di(mn) x di(cr) x di(mo) x di(ni) x di(ai) ...(1).

Description

Relatório Descritivo da Patente de Invenção para "AÇO PARA FORJAMENTO".

CAMPO DA INVENÇÃO

Essa invenção refere-se a um aço para forjamento a ser submetido a vários tipos de usinagem e tratamentos térmicos após o forjamento. DESCRIÇÃO DA TÉCNICA RELACIONADA Aços usados em estruturas mecânicas geralmente contêm Mn ou Cr. Ou Cr e Mo em combinação, ou esses elementos juntamente com Ni e outros elementos. Um material de aço obtido por fundição e laminação é processado em componentes de aço por forjamento, corte e outros tipos de usinagem e tratamentos térmicos.

Na produção de componentes de aço, a proporção de trabalho e gastos envolvida responsabilizada pelo processo de forjamento é grande e reduzi-la é, portanto, um tópico importante. Para isso, é necessário melhorar a performance da produção através, por exemplo, da extensão da vida útil do molde durante o forjamento e reduzir o número de forjamentos. Embora o forjamento a quente coloque pequenas cargas na máquina de forjamento porque o aço é forjado a uma faixa de temperaturas onde a resistência à deformação do aço é baixa, ele tem as desvantagens de muita carepa aderindo ao aço e de ser difícil de alcançar a precisão dimensional do componente forjado. O forjamento morno mitiga as desvantagens do forjamento a quente uma vez que ele envolve pouca aderência de carepa e é vantajoso no que se refere à precisão dimensional. Entretanto, ele tem a desvantagem da resistência à deformação ser maior que no forjamento a quente. O forjamento a frio é vantajoso por ser livre de carepa e bom em precisão dimensional. Mas ele tem a grande desvantagem de uma carga de forjamento ainda maior. O forjamento momo e o forjamento a frio, que oferecem benefícios que não são obtidos com forjamento a quente, têm testemunhado desenvolvimento extenso de tecnologias de amaciamento do aço.

Em relação ao aço adequado para forjamento morno, a Publicação de Patente Japonesa (A) n° S63-183157, por exemplo, define um aço para forjamento morno melhorado em performance de carburação pelo con- trole do teor de C para 0,1 a 0,3% e otimização dos teores de Ni, Al e N. A Publicação de Patente Japonesa (A) n° S63-4048 define um forjamento morno melhorado em performance de carburização pelo controle do teor de C para 0,1 a 0,3% e adição de Te até um teor de 0,003 a 0,05%. A Publicação de Patente Japonesa (A) n° H2-190442 define um aço para forjamento a quente melhorado em performance de carburação pelo controle do teor de C para 0,1 a 0,3% e adição de Cu até um teor de 0,1 a 0,5% e Ti e outros elementos em quantidades adequadas. As Publicações de Patente Japonesa (A) nos S60-159155 e S62-23930 definem aços para forjamento morno ama-ciados pelo controle do teor de C para 0,07 to 0,25% e melhorado em performance de carburação pela adição de quantidades ótimas de Nb, Al e N.

Em relação ao forjamento a frio, as Publicações de Patente Japonesa (A) nos H11-335777 e 2001-303172, por exemplo, definem aços para forjamento melhorados em capacidade de forjamento a frio pela redução dos teores de Si e Mn na faixa de teor de carbono de 0,1 a 0,3%, amaciando assim o aço. A Publicação de Patente Japonesa (A) n° H5-171262 define um aço para forjamento melhorado em capacidade de forjamento a frio pelo controle do teor de carbono para 0,05 a 0,3%, amaciando assim o aço.

Sumário da Invenção Embora esses aços da técnica anterior mantenham uma dureza adequada após a carburação, eles permanecem insuficientes no ponto de resistência à deformação durante o forjamento. O objetivo da presente invenção é fornecer um aço excelente em performance de forjamento, que tenha uma resistência à deformação muito menor que os aços convencionais durante o forjamento a frio e o forjamento morno, bem como durante o forjamento a quente, apresente a resistência necessária após o tratamento térmico que se segue ao forjamento, e assim permite uma vida útil melhorada do molde de forjamento e redução do número de forjamentos.

Os inventores conduziram um estudo detalhado para alcançar o objetivo da presente invenção. Como resultado, eles aprenderam que reduzindo grandemente o teor de carbono a partir do nível de 0,02% considerado necessário para garantir a resistência após o resfriamento e a têmpera de um aço convencional (por exemplo, SCr420) diminui notavelmente a resistência à deformação durante o forjamento, e em adição torna possível garantir a resistência do componente após o forjamento pelo controle das faixas de componentes em linha com a efetiva profundidade do endurecimento após a carburação, o resfriamento e o encruamento. A essência da presente invenção é conforme apresentada abaixo. (1) um aço para forjamento excelente em capacidade de forjamento compreendendo, em % em massa: C: 0,001 a menos de 0,07%, Si: 3,0% ou menos, Mn: 0,01 a 4,0%, Cr: 5,0% ou menos, P: 0,2% ou menos, S: 0,35% ou menos, Al: 0,0001 a 2,0%, N: 0,03% ou menos, um ou ambos entre Mo: 1,5% ou menos (inclusive 0%) e Ni: 4,5% ou menos (inclusive 0%), e um saldo de ferro e as inevitáveis impurezas, onde Di dado pela Equação (1) a seguir é 60 ou maior: Di = 5,41 x Di(Si) x Di(Mn) x Di(Cr) x Di(Mo) x Di(Ni) x Di(AI) ...(D, onde Di(Si) = 0,7 x [%Si] + 1, Di(Mn) = 3,335 x [%Mn] + 1 quando Mn < 1,2%, Di(Mn) = 5,1 x [%Mn] - 1,12 quando 1,2% < Mn, Di(Ni) = 0,3633 x [%Ni] + 1 quando Ni < 1,5%, Di(Ni) = 0,442 x [%Ni] + 0,8884 quando 1,5% < Ni < 1,7, Di(Ni) = 0,4 x [%Ni] + 0,96 quando 1,7% < Ni < 1,8, Di(Ni) = 0,7 x [%Ni] + 0,42 quando 1,8% < Ni < 1,9, Di(Ni) = 0,2867 x [%Ni] + 1,2055 quando 1,9% < Ni, Di(Cr) = 2,16 x [%Cr] + 1, Di(Mo) = 3 x [%Mo] + 1, Di(AI) = 1 quando Al < 0,05%, e Di(AI) = 4 x [%AI] + 1 quando 0,05% < Al, um símbolo entre colchetes [ ] indicando o teor (% em massa) do elemento em questão. (2) Um aço para forjamento excelente em capacidade de forjamento conforme o item (1), também compreendendo, em % em massa: Cu: 0,6 a 2,0%, Onde Di dado pela Equação (2) ao invés da Equação (1) é 60 ou maior: Di = 5,41 x Di(Si) x Di(Mn) x Di(Cr) x Di(Mo) x Di(Ni) x Di(AI) x Di(Cu) ... (2), onde Di(Si), Di(Mn), Di(Cr), Di(Mo), Di(Ni) e Di(AI), são definidos como na Equação 1 e Di(Cu) é definido como Di(Cu) = 1 quando Cu < 1% e Di(Cu) = 0,36248 x [%Cu] + 1,0016 quando 1% < Cu, um símbolo entre colchetes [ ] indicando o teor (% em massa do elemento em questão). (3) Um aço para forjamento excelente em capacidade de forjamento conforme o item (1), também compreendendo em % em massa: B: não menos que BL dado pela equação (7) abaixo e não maior que 0,008% e Ti: 0,15% ou menos, (inclusive 0%) onde Di dado pela Equação (3) a seguir ao invés da Equação (1) é 60 ou maior: Di = 5,41 x Di(Si) x Di(Mn) x Di(Cr) x Di(Mo) x Di(Ni) x Di(AI) x 1,976 ... (3), onde Di(Si), Di(Mn), Di(Cr), Di(Mo), Di(Ni) e Di(AI) são definidos como na Equação (1).e onde BL = 0,0004 + 10,8 /14 x ([%N] - 14 / 47,9 x [%Ti]) ... (7) onde ([%N] -14 / 47,9 x [%Ti]) de menos de 0 é tratado como 0, um símbolo entre colchetes [ ] indicando o teor (% em massa do elemento em questão). (4) Um aço para forjamento excelente em capacidade de forjamento conforme o item (2), também compreendendo, em % em massa: B: não menos que o BL dado pela Equação (7) abaixo e não maior que 0,008% e Ti: 0.15% or less (including 0%), onde Di dado pela Equação (4) a seguir ao invés da Equação (2) é 60 ou maior: Di = 5,41 x Di(Si) x Di(Mn) x Di(Cr) x Di(Mo) x Di(Ni) x Di(AI) x Di(Cu) x 1,976 ...(4), onde Di(Si), Di(Mn), Di(Cr), Di(Mo), Di(Ni), Di(AI) e Di(Cu) são definidos como na Equação (2), e onde BL = 0,0004 + 10.8 /14 x ([%N] -14/47,9 x [%Ti]) ... (7) onde ([%N] -14 / 47,9 x [%Ti]) de menos de 0 é tratado como 0, um símbolo entre colchetes [ ] indicando o teor (% em massa) do elemento em questão. (5) Um aço para forjamento excelente em capacidade de forjamento conforme o item (1) ou (2), também compreendendo, em % em massa: Ti: 0,005 a 0,15%. (6) Um aço para forjamento excelente em capacidade de forjamento confor- me qualquer um dos itens (1) a (5), também compreendendo, em % em massa, um ou ambos entre: Nb: 0,005 a 0,1% e V: 0,01 a 0,5%. (7) Um aço para forjamento excelente em capacidade de forjamento confor- me qualquer um dos itens (1) a (6), também compreendendo, em % em massa: Mg: 0,0002 a 0,003%, Te: 0,0002 a 0,003%, Ca: 0,0003 a 0,003%, Zr: 0,0003 a 0,005%, e REM: 0,0003 a 0,005%.

BREVE DESCRIÇÃO DOS DESENHOS A figura 1 mostra como a passagem/falha da avaliação da resistência à deformação à temperatura ambiente e a 830°C (comparado com SCr420) e a dureza da camada endurecida após a carburação (comparado com ECr420) diferem com o teor de C e Di. A figura 2 mostra a distribuição da dureza a partir da superfície de um aço após a carburação, o resfriamento e o encruamento. A figura 3 mostra a distribuição da concentração de carbono a partir da superfície de um aço após a carburação, o resfriamento e o encruamento. A figura 4 mostra quão efetivamente a profundidade varia com o Di após a carburação, o resfriamento e o encruamento. A figura 5 mostra como a resistência à deformação varia com Di no forjamento a frio, morno e a quente.

DESCRIÇÃO DETALHADA DA INVENÇÃO A presente invenção é explicada em detalhes a seguir. C: 0,001 a menos de 0,07% e Di 60 ou maior Como as faixas de C e de Di são os requisitos mais importantes da presente invenção, elas serão discutidas em detalhes.

Numerosos lingotes de composição controlada para as seguintes faixas de componentes foram produzidos e laminados em materiais de aço: teor de C de 0,001 a 0,1%, Cr: 0 a 5,0%, Si: 0 a 3,0%, P: 0 a 0,2%, Mn: 0,01 a 4,0%, Mo: 0 a 1,5%, Ni: 0 a 4,5%, S: 0 a 0,35%, Al: 0,0001 a 2,0%, N: 0,03% ou menos, e o saldo de Fe e as inevitáveis impurezas.

Amostras cortadas dos materiais de aço e trabalhadas em cor- pos de prova cilíndricos de 14 mm de diâmetro por 21 mm de comprimento foram submetidas a um teste de compressão a uma taxa de tensão de 15/s à temperatura ambiente. A tensão máxima de fluxo até uma tensão equivalente a 0,5 foi investigada.

Amostras cortadas dos aços laminados mencionados anteriormente e trabalhadas em corpos de prova de 17,5 mm de diâmetro por 52,5 mm de comprimento foram submetidas ao tratamento de carburação. A car-buração foi conduzida a 950°C sob um potencial de carbono de 0,8% por 360 min e foi seguido de resfriamento e têmpera a 160°C. O corpo de prova resfriado e têmpera foi cortado transversalmente, a superfície da seção transversal foi polida, e a distribuição da dureza HV na seção transversal foi medida interiormente a partir da superfície do corpo de prova sob uma carga de 200 g usando-se um microtestador de dureza Vickers, determinando assim a profundidade efetiva da dureza (profundidade a HV 550) de acordo coma JISG 0557 (1996).

Um aço cuja resistência à deformação no teste de compressão à temperatura ambiente foi menor que o aço JIS SCr420 selecionado como um caso típico de aço de endurecimento para comparação (C: 0,20%, Si: 0,25%, Mn: 0,65%, P: 0,011%, S: 0,014%, Cr: 0,92%) por mais de 35% e cuja profundidade de endurecimento efetivo após a carburação, o resfriamento e o encruamento foi 0,6 mm ou maior foi classificado como O (Excelente). Um aço cuja resistência à deformação foi menor que a do aço JIS SCr420 por 15 a 35% e cuja profundidade de endurecimento efetivo após a carburação, o resfriamento e o encruamento foi de 0,6 ou maior foi classificado como Δ (Bom). Um aço cuja resistência à deformação foi menor que a do aço JIS SCr420 por menos de 15% ou cuja profundidade de endurecimento efetivo após a carburação., o resfriamento e a têmpera foi menor que 0,6 mm foi classificado como χ (Pobre). Os aços foram classificados usando-se como um índice o Di calculado pela Equação (1) abaixo indicando as quantidades de elementos de ligação adicionados. Os resultados estão mostrados na figura 1: Di = 5,41 x Di(Si) x Di(Mn) x Di(Cr) x Di(Mo) x Di(Ni) x Di(AI)... (1), onde Di(Si) = 0,7 x [%Si] + 1, Di(Mn) = 3,335 x [%Mn] + 1 quando Mn < 1,2%, Di(Mn) = 5,1 x [%Mn] - 1,12 quando 1,2% < Mn, Di(Ni) = 0,3633 x [%Ni] + 1 quando Ni < 1,5%, Di(Ni) = 0,442 x [%Ni] + 0,8884 quando 1,5% < Ni < 1,7, Di(Ni) = 0,4 x [%Ni] + 0,96 quando 1,7% < Ni < 1,8, Di(Ni) = 0,7 x [%Ni] + 0,42 quando 1,8% < Ni < 1,9, Di(Ni) = 0,2867 x [%Ni] + 1,2055 quando 1,9% < Ni, Di(Cr) = 2,16 x [%Cr] + 1, Di(Mo) = 3 x [%Mo] + 1, Di(AI) = 1 quando Al < 0,05%, e Di(AI) = 4 x [%AI] + 1 quando 0,05% < Al, Um símbolo entre colchetes [ ] indicando o teor (% em massa) do elemento em questão.

Pode ser visto da figura 1 que os aços dentro da faixa que satisfaz simultaneamente as condições de resistência à deformação adequadamente baixa e a dureza de superfície especificada foram aqueles cujo teor de C foi menor que 0,07% e cujas composições estavam na faixa que satisfaz Di: 60 ou maior. A seguir, os mesmos testes foram conduzidos em relação ao forjamento a alta temperatura. Especificamente, numerosos lingotes de composição controlada para as seguintes faixas de componentes foram produzidos e laminados em materiais de aço: Teor de C de 0,001 a 0,1%, Cr: 0 a 5,0%, Si: 0 a 3,0%, P: 0 a 0,2%, Mn: 0,01 a 4,0%, Mo: 0 a 1,5%, Ni: 0 a 4,5%, S: 0 a 0,35%, Al: 0,0001 a 2,0%, N: 0,03% ou menos, e o saldo de Fe e as inevitáveis impurezas.

Amostras cortadas dos materiais de aço e trabalhadas em corpos de prova cilíndricos de 8 mm de diâmetro por 12 mm de comprimento foram submetidas ao teste de compressão a uma taxa de tensão de 15/s a 830 °C. A tensão máxima de fluxo até uma tensão equivalente a 0,5 foi investigada.

Amostras cortadas dos aços laminados anteriormente mencionados e trabalhados em corpos de prova de 17,5 mm de diâmetro por 52,5 mm de comprimento foram submetidas ao tratamento de carburação. A car-buração foi conduzida a 950 °C sob potencial de carbono de 0,8% por 360 minutos e foi seguida de resfriamento e encruamento a 160°C. O corpo de prova resfriado e encruado foi cortado transversalmente, a superfície da seção transversal foi polida, e a distribuição de dureza HV na seção transversal foi medida internamente a partir da superfície do corpo de prova sob uma carga de 200 g usando-se um microtestador de dureza Vickers, determinando assim a profundidade de endurecimento efetivo (profundidade a HV 550) de acordo com a JIS G 0557 (1996).

Um aço cuja resistência à deformação no teste de compressão a 830°C foi menor que aquele do aço JIS SCr420 selecionado como um caso típico de aço endurecido para comparação (C: 0,20%, Si: 0,25%, Mn: 0,61%, P: 0,011%, S: 0,014%, Cr: 1,01%) por maior que 35% e cuja profundidade de endurecimento efetivo após a carburação, o resfriamento e o encruamento foi 0,6 mm ou maior foi classificado como · (Excelente). Um aço cuja resistência à deformação foi menor que aquela do aço JIS SCr420 por 15 a 35% e cuja profundidade de endurecimento após a carburação, o resfriamento e a têmpera foi 0,6 mm ou maior foi classificado como A (Bom). Um aço cuja resistência à deformação foi menor que aquela do aço JS SCr420 por menos de 15% ou cuja profundidade de endurecimento efetivo após a carburação, o resfriamento e a têmpera foi menor que 0,6 mm foi classificada como x (Pobre). Os aços foram classificados usando-se como índice o Di calculado pela Equação (1). Os resultados estão mostrados na figura 1.

Pode ser visto da figura 1 que os aços dentro da faixa que satisfaz simultaneamente as condições de resistência à deformação adequadamente baixa e a dureza de superfície especificada foram aqueles cujo teor de C foi menor que 0,07% e cujas composições estavam na faixa que satisfaziam Di: 60 ou maior. Um teor de C de 0,02% ou menos e Di de 60 ou maior são preferíveis.

Os inventores acreditam atualmente que as razões para esses fenômenos são como segue. Inicialmente será considerada a resistência à deformação. Embora todo elemento tenha capacidade de fortalecimento da solução sólida, aquele com a maior capacidade de fortalecimento é o C. Então se o teor de C for reduzido ao mínimo, um amaciamento considerável pode ser realizado. Quando o teor de C é 0,07% ou maior, é impossível alcançar uma redução pronunciada da resistência à deformação comparado com aquela do JIS SCr420. A resistência à deformação do ferro tendo uma estrutura cristalina bcc (corpo cúbico centrado) é menor que a do ferro tendo uma estrutura cristalina fcc (face cúbica centrada). O ferro tem estrutura bcc à temperatura ambiente, mas assume uma estrutura fcc a uma alta temperatura. O C é um elemento estabilizador fcc. Portanto, se o teor de C for reduzido, a fração responsável pelo bcc aumenta durante o forjamento a alta temperatura, diminuindo assim a resistência à deformação. A dureza após a carburação, o resfriamento e a têmpera será considerada a seguir. O valor Jominy é o índice geralmente usado para a capacidade de endurecimento de aços para endurecimento. Mas aços de baixo teor de carbono tais como o aço da invenção têm valores Jominy muito baixos. Convencionalmente, portanto, eles nunca foram usados como aços para endurecimento. Entretanto, entre as propriedades de um componente carburado, resfriado e encruado, a dureza de superfície e a profundidade de endurecimento efetivo mostrados na figura 2 são dois pontos importantes também comumente requeridos no componente real, enquanto em nenhum caso eles não são requisitados em relação à dureza interna (dureza da região interna não carburada). Por exemplo, no caso de um componente engrenagem, a carburação é conduzida para garantir a resistência à fadiga dos lados dos dentes e uma dureza desses lados de, por exemplo, Hv 700 ou maior é necessária como uma especificação. Além disso, o estresse hertziano quando a malha dos dentes e seus lados contatam uns aos outros alcança uma certa profundidade a partir da lateral dos dentes e a profundidade de dureza efetiva é portanto necessária como uma especificação. Com base na proposição de que essas duas especificações, ou seja, dureza de superfície e pro- fundidade de dureza efetiva, são necessárias, o pensamento convencional pode ser radicalmente modificado. Em relação à figura 3, quando a distribuição da concentração de C na seção transversal de um componente carbura-do, resfriado e temperado é medida por EMPA, a profundidade à qual é estabelecida a dureza Hv 550, que é a definição da profundidade de dureza efetiva, pode ser vista como correspondendo à profundidade à qual a carbu-ração fez com que o C penetrasse a uma concentração de cerca de 0,4%. Portanto, mesmo se a capacidade de endurecimento do aço for baixa, pode ser considerado possível obter uma profundidade de dureza efetiva adequada enquanto a capacidade de endurecimento é garantida até uma profundidade onde 0,4% de C estiver presente. Quando o Di que serve como índice da capacidade de endurecimento é calculado pelo método da multiplicação, é usada a equação a seguir: Di = 25,4 x Di(C) x Di(Si) χ Di(Mn) χ Di(Cr) χ Di(Mo) x Di(Ni) χ Di(AI) χ Di(Cu) ...(5), onde Di(C) = 0,3428 [%C] - 0,09486 [%C]2 + 0,0908 onde [%C] indica o teor de C (% em massa), Di(Si), Di(Mn), Di(Ni), Di(Cr), Di(Mo) e Di(AI) são definidos como na Equação (1), e Di(Cu) é definido como Di(Cu) = 1 quando Cu < 1% e Di(Cu) = 0,36248 x [%Cu] + 1,0016 quando 1% < Cu, onde [%Cu] indica o teor de Cu (% em massa).

De acordo com o acima, quando C: 0,4% é substituído na equação para determinação de Di(C), o resultado torna-se Di(C) = 0,213, com o que as equações (1) e (2) precedentes são derivadas. Quando o Di determinado pela Equação (1) ou (2) for substancialmente o mesmo que o Di do aço JIS SCr420, p aço comparativo, pode ser presumido ser possível alcançar o endurecimento adequado e uma dureza de Hv550 na posição de profundi- dade de dureza efetiva. O Di é o diâmetro crítico ideal de uma barra redonda que após um resfriamento ideal terá 50% de martensita em seu centro e, como tal, é um índice de capacidade de endurecimento do aço. (Handbook of Iron and Steel IV, Terceira Edição, p. 122, compilado pelo The Iron and Steel Institute of Japan, publicado porMaruzen, 1981).

Diferentes pesquisadores relataram diferentes resultados de estudos e métodos de cálculo em relação ao efeito dos elementos de ligação no Di. A Publicação de Patente Japonesa (A) n° 2007-50480, por exemplo, apresenta equações de Di com base na norma A-255 da ASTM (American Society for Testing and Materials). Entre as referências não patenteadas que apresentam métodos de determinação do Di pode ser mencionado Shigeo Owaku's Yakiiresei (Hardening of Steels), The Nikkan Kogyo Shimbun, 1979.

As Equações (1) e (2) que aparecem nesse relatório foram, conforme discutido abaixo, formuladas pelos inventores através de experimentação, embora se referindo à literatura geral referência Yakiiresei de Shigeo Owaku.

Corpos de prova da forma especificada pela JIS G 0561 (2000) foram preparados a partir de aços laminados de diferentes composições variadas dentro das faixas de teores de C: 0 a 0,8%, Cr: 0 a 5,0%, Si: 0 a 3,0%, P: 0 a 0,2%, S: 0 a 0,35%, Mn: 0 a 4,0%, Mo: 0 a 1,5%, Ni: 0 a 4,5%, Al: 0 a 2,0%, N: 0 a 0,03%, e Cu: 0 a 2,0%. Os corpos de prova foram endurecidos a partir da região de temperatura da austenita e então submetidos ao teste de capacidade de endurecimento, após o que o efeito dos elementos de ligação no Di foi avaliado. Os inventores procuraram formular a equação mais simples possível a partir de valores experimentais pela aproximação mais correta. Componentes cujas curvas características de influência foram aproximadamente lineares (Si, Cr e Mo) foram expressos simplesmente como funções lineares. Componentes cujas curvas características de influência foram relativamente moderadas (Mn, Ni, Al e Cu) foram divididos em faixas de teores e expressos como uma função linear em cada faixa. Um componente (C), cuja curva de característica de influência foi convexa e incluiu re- giões de pequeno raio de curvatura, foi expresso como uma função quadrá-tica. Como resultado, as Equações (5) e (6) foram obtidas. E substituindo-se 0,4% para o teor de C na Equação (6), a Equação (1) foi obtida para o caso de não adição de Cu e a Equação (2) para o caso de não adição de Cu. O Di descoberto a partir da Equação (1) ou (2) é um índice formulado com base nesse pensamento que representa a capacidade de endurecimento do aço na profundidade até a qual o C com concentração de 0,4% penetra por car-buração. É presumido que uma profundidade de endurecimento efetivo adequada após a carburação possa ser realizada com um aço de baixo carbono se o Di for suficiente. Como o Di do aço comparativo JIS SCr420 calculado pela Equação (1) é 60, a conclusão tirada na investigação previamente mencionada parece razoável. Embora a dureza interna do aço da invenção seja menor que aquela do aço comparativo porque seu teor de C é baixo, sua dureza interna pode ser aumentada adicionando-se elementos que aumentem o Di. A figura 4 mostra a relação entre Di e a profundidade de endurecimento efetivo para um aço convencional tal como SCr420 contendo 0,2% de C (curva tracejada) e para um aço contendo menos de 0,07% de C (curva hachurada), os quais foram ambos submetidos à mesma carburação a gás, resfriamento e têmpera (a 950°C sob potencial de carbono de 0,8% por 110 minutos seguido de resfriamento e encruamento a 160°C). A profundidade de endurecimento efetivo até mesmo de um aço de carbono muito baixo pode ser aumentada pelo aumento do Di do aço. A| profundidade de endurecimento efetivo pode ser tornada ainda maior prolongando-se o tempo de carburação, aumentando-se a temperatura de carburação e conduzindo-se um aquecimento adicional a alta frequência após a carburação.

Embora o Di deva ser 60 ou maior, ele não está sujeito a um limite superior e pode ser regulado juntamente com a profundidade de endurecimento efetivo, com a dureza interna e com fatores de performance (especificações) requeridas pelo componente após a carburização, resfriamento / endurecimento e encruamento. Por exemplo, para diminuir a resistência à deformação durante o forjamento do aço JISSCr420 tendo um Di de 80 con- forme calculado pela Equação (1) e alcançar uma profundidade de endurecimento efetivo após a carburação de cerca de 70 a 90% ou maior do aço comparativo, é eficaz selecionar os elementos de ligação dentro das faixas da invenção de modo a tornar o Di calculado pela Equação (1) 80 ou maior. Uma profundidade de endurecimento efetivo que seja 90 a 100% ou maior que aquela do aço comparativo pode ser obtida aumentando-se também o Di.

Assim a presente invenção alcança uma grande redução na resistência à deformação em relação aos aços convencionais sobre uma ampla faixa de temperaturas incluindo as zonas fria, morna e quente, enquanto garante simultaneamente uma profundidade de endurecimento adequada. A performance da presente invenção está resumida na figura 5. No forjamento à temperatura ambiente (frio), o aço é amaciado principalmente reduzindo-se o fortalecimento da solução sólida através da redução do teor de C. No forjamento morno, o aço é amaciado pela redução do fortalecimento da solução sólida através da redução do teor de C e pelo aumento da fração bcc pelo uso de elementos estabilizadores do bcc.As razões para adição de elementos e especificação de suas faixas de teores são explicadas em detalhes a seguir.

Industrialmente, a redução do teor de C para menos de 0,001% é difícil e leva a um aumento notável aumento no custo de produção. O limite inferior do teor de C é, portanto, definido como 0,001%. O limite superior deve ser definido como menos de 0,07% para realizar adequadamente uma baixa resistência à deformação. A faixa de teor de C é, portanto, definida como 0,001 a menos de 0,07%. Quando é necessário garantir uma dureza interna suficiente após a carburação ou carbonitrificação, o teor de C está preferivelmente na faixa de 0,05 a menos de 0,07%. Quando a prioridade está em realizar uma baixa resistência à deformação, o teor de C está preferivelmente na faixa de 0,001 a menos de 0,05%. Quando é desejada também a redução da resistência à deformação, o teor de C está preferivelmente na faixa de 0,001 a menos de 0,03%. Um efeito de redução da resistência à deformação ainda mais forte pode ser obtido definindo-se o teor de C na faixa de 0,001 a menos de 0,02%.

Si: 3,0% ou menos, Mn: 0,01 a 4,0%, Cr: 5,0% ou menos.

No caso do aço de endurecimento típico SCr420, por exemplo, o Di do aço é determinado principalmente pelos três elementos Si, Mn e Cr porque o aço não contém Mo ou Ni. O valor de Di calculado pela Equação (1) deve ser feito 60 ou maior combinando-se seletivamente os três elementos. Entre os três elementos, o efeito de melhoria da capacidade de endurecimento por unidade de teor (%) é maior na ordem de Si -» Cr ^ Mn, enquanto o efeito na resistência à deformação à temperatura ambiente é maior na ordem de Si -» Mn -» Cr. Portanto, quando a ênfase está na baixa resistência à deformação durante o forjamento a frio, o Cr é preferivelmente adicionado na maior quantidade entre os três elementos. Quando muito Cr é adicionado, uma adição intencional de Si pode ser evitada. Adição de Cr acima de 5,0% prejudica a capacidade de carburação. O limite superior do teor de Cr é, portanto, definido como 5,0%. A capacidade dos elementos de ligação provocarem o fortalecimento da solução sólida declina com o aumento da temperatura do ferro. O Si, que tem alta capacidade de fortalecimento da solução sólida à temperatura ambiente, produz pouco efeito a alta temperatura. Ao invés, o Si pode ser mais efetivamente explorado como elemento estabilizador da fase bcc para aumentar a fração bcc nas zonas de forjamento morno e a quente e assim diminuir a resistência à deformação para o forjamento na zona de alta temperatura. Um teor de Si acima de 3,0% prejudica a capacidade de carburação. O limite superior do teor de Si é, portanto,definido como 3,0%. Como o Si aumenta grandemente a resistência à deformação à temperatura ambiente, ele é preferivelmente adicionado até um teor de 0,7% ou menos quando o aço deve ser forjado a frio. Uma vez que o Si é um elemento estabilizador de bcc, ele é preferivelmente adicionado até um teor de 0,1 a 3,0% no caso de um aço para forjamento morno ou a quente. O Mn prejudica a capacidade de endurecimento para o aço e também trabalha para evitar a fragilização a quente pelo S contido no aço. O efeito da adição de Mn na capacidade de endurecimento é obtido a um teor de Μη de 0,01% ou maior. Quando a capacidade de usinagem não é requerida, a adição de S pode ser omitida, mas é impossível obter um teor de S de 0% com a tecnologia de refino atual. O menor limite do teor de Mn é, portanto, definido como 0,01%. A adição de Mn até um teor excedendo 4,0% aumenta notavelmente a resistência à deformação durante o forjamento, então o limite superior do teor de Mn é definido como 4,0%. A faixa de teor de Mn é, portanto, definida como 0,01 a 4,0%. A faixa do teor de Mn preferível para aplicações em forjamentos a frio é de 0,01 a 1,0%.

Conforme indicado anteriormente, o Cr é usado para determinar o Di pela combinação seletiva com Si e Mn. Entretanto, a adição de Cr até um teor acima de 5,0% prejudica a capacidade de carburação. O limite superior do teor de Cr é, portanto, definido como 5,0%, preferivelmente 4,0%. P: 0,2% ou menos O P tem alta capacidade de fortalecimento da solução sólida à temperatura ambiente e seu teor em um aço para forjamento a frio é, portanto, preferivelmente mantido em 0m03% ou menos, mais preferivelmente 0,02% ou menos. O P pode ser usado como elemento estabilizador de bcc em um aço para forjamento a alta temperatura, em cujo caso a adição até um teor de 0,2% é aceitável. Entretanto, a adição até um teor excedendo 0,2% provoca a ocorrência de falhas durante a laminação e/ou o lingotamen-to contínuo. O limite superior de P é, portanto, definido como 0,2%. S: 0,35% ou menos O S é uma impureza inevitável que provoca fragilização a quente. Um teor mínimo é, portanto, preferível. Entretanto, ele também ajuda a melhorar a capacidade de usinagem pela combinação com o Mn no aço para formar MnS. O S notavelmente degrada a rugosidade do aço quando adicionado até um teor acima de 0,35%. O limite superior do teor de S é, portanto, definido como 0,35%. N: 0,03% ou menos Uma vez que um teor de N acima de 0,03% provoca a ocorrência de falhas durante a laminação e/ou o lingotamento continuo, a faixa do teor de N é definida como 0,03% ou menos. Quando o efeito de "pinning" do AIN é usado para evitar o embrutecimento do grão, o N é preferivelmente adicionado até um teor de 0,01 a 0,016%.

Um ou ambos entre Mo: 1,5% ou menos (inclusive 0%) e Ni: 4,5% ou menos (inclusive 0%) A adição de Mo produz principalmente dois efeitos. Um é o papel que o Mo desempenha no aumento do Di e no controle da estrutura do aço. Entretanto, quando outros elementos tais como Si, Mn e Cr podem desempenhar esse papel, não há uma necessidade particular de adicionar Mo. O outro é um efeito da adição de Mo de inibir o amaciamento quando a temperatura de um componente de aço tal como uma engrenagem ou uma roldana de transmissão continuamente variável aumenta durante o uso. O Mo é preferivelmente adicionado até um teor de 0,05% ou maior para realizar esse efeito. Mas, também nesse caso, não há necessidade particular de adicionar Mo quando a necessidade por elementos que amaciem e diminuam a resistência for satisfeita por elementos diferentes do Mo. Como o Mo aumenta notavelmente a resistência à deformação à temperatura ambiente, a adição a um aço para forjamento a frio é preferivelmente mantida até um teor de 0,4% ou menos. Uma vez que o Mo é um elemento estabilizador de bcc, entretanto, ele pode efetivamente ser utilizado em um aço para ser forjado a alta temperatura. Mas quando adicionado até um teor acima de 1,5%, o Mo aumenta acentuadamente a resistência à deformação a altas temperaturas. O limite superior de adição de Mo é, portanto, definido como 1,5%. A adição de Ni produz principalmente dois efeitos. Um é o papel que o Ni desempenha no aumento do Di e no controle da estrutura do aço. Entretanto, quando outros elementos tais como Si, Mn e Cr podem desempenhar esse papel, não há necessidade particular de adicionar Ni. O outro é o efeito da adição de Ni na melhoria da tenacidade, que é necessária nos componentes de aço tais como engrenagens de baixa velocidade. Quando usado para esse propósito, o Ni é preferivelmente adicionado até um teor de 0,4% ou maior. Por outro lado, o Ni prejudica a capacidade de carburação quando adicionado até um teor acima de 4,5%. A faixa do teor de Ni é, portanto, definida como 4,5% ou menos. O Ni é um elemento estabilizador de fcc. Portanto, a adição de um elemento estabilizador de bcc simultaneamente com Ni é eficaz para reduzir a resistência à deformação numa zona de alta temperatura.

Al: 0,0001 a 2,0% A adição de Al é direcionada principalmente a três propósitos. O primeiro é utilizar o AIN. A ocorrência de grãos brutos durante a carburação pode ser evitada explorando-se a capacidade do AIN precipitar para jdíq o movimento nos limites dos grãos. A um teor de Al de menos de 0,0001%, esse efeito não é apresentado porque a quantidade de precipitados de AIN precipita é insuficiente. O Al deve, portanto, ser adicionado a um teor de 0,0001% ou maior. O segundo propósito é utilizar o Al como elemento estabilizador de bcc em um aço para forjamento na zona de alta temperatura. A resistência à deformação durante o forjamento na zona de alta temperatura pode ser reduzida pelo aumento da fração de bcc. O terceiro propósito é transmitir capacidade de endurecimento ao aço. O Di pode ser aumentado pela adição de Al. A adição de Al até um teor acima de 2,0 prejudica a capacidade de carburação. A faixa de teor de Al é, portanto, definida como 0,0001 a 2,0%, mais preferivelmente 0,001 a 2.0%. A adição de Al até um teor de mais de 0,06% a 2.0% aumenta a fração de bcc, reduzindo assim efetivamente a resistência à deformação nas zonas de forjamento morno e a quente.

Cu: 0,6 a 2,0% A adição de Cu produz principalmente três efeitos. O primeiro é o papel que o Cu desempenha na melhoria da resistência à corrosão do aço. O segundo é a atividade de melhoria da tenacidade e da resistência à fadiga do Cu, que trabalha para o bom efeito quando o Cu é adicionado a um aço para engrenagens de baixa velocidade. Esses dois efeitos são pequenos quando o Cu é adicionado até um teor de menos de 0,6%. O limite inferior do teor de Cu é, portanto, definido como 0,6%. O terceiro efeito é transmitir capacidade de dureza ao aço, que é apresentado a um teor de Cu de mais de 1%. A adição de Cu até um teor acima de 2% degrada pesadamente a ductilidade a quente do aço e leva à ocorrência de muitas falhas durante a laminação. A faixa de teor de Cu é portanto definida como 0,6 a 2,0%. Como o Cu aumenta a resistência à deformação à temperatura ambiente, seu teor em um aço para forjamento a frio é, portanto, preferivelmente mantido em 1,5% ou menos. Além disso, o Cu é um elemento estabilizador de fcc. Portanto, para reduzir a resistência à deformação na zona de alta temperatura, é eficaz adicionar um elemento estabilizador de bcc simultaneamente. B: não menos que BL dado pela equação (7) abaixo e não maior que 0,008% e Ti: 0,15% ou menor (inclusive 0%). BL = 0,0004 + 10,8/ 14 x ([%N] -14/47,9 x [%Ti]) ...(7), onde ([%N] -14 / 47,9 x [%Ti]) de menos de 0 é tratado como 0, um símbolo entre colchetes [ ] indicando o teor (% em massa) do elemento em questão. B é um elemento útil que aumenta o Di do aço sem aumentar significativamente a resistência à deformação. Para promover a capacidade de endurecimento, o teor de B soluto de 0,0004% ou maior é necessário. Entretanto, devido à forte afinidade entre B e N, o B adicionado prontamente se combina com o N soluto para formar BN, reduzindo assim o B soluto e tornando impossível garantir a capacidade de endurecimento. Portanto, uma vez que o teor de B = (teor de B soluto + B contido no BN), o limite inferior do teor de B para garantir o teor de B soluto necessário torna-se a quantidade de B soluto mais a quantidade de B que forma BN. O peso atômico do B é 10,8 e o de N é 14, então a quantidade de B que forma BN é 10,8 /14 x N.

Além disso, o N tem uma afinidade mais forte pelo Ti que pelo B. Portanto, se o Ti for adicionado, o TiN é formado antes e a quantidade de B que forma BN decresce. Como o peso atômico do N é 14 e o do Ti é 47,9 , a quantidade de N que permanece após a formação de TiN é (N - 14 / 47,9 x Ti) e esse N remanescente forma BN. Disso segue que um teor de B igual a ou maior que o BL determinado pela Equação (7) é necessário para garantir um B soluto de 0,0004% ou maior. Entretanto, conforme também explicado mais tarde, se o Ti for adicionado em uma quantidade maior que aquela consumida para a formação de TiN objetivada para garantir o teor de B solu- to desejado, a quantidade em excesso não contribui para a formação de TiN. Portanto, quando ([%N] - 14 /47,9 x [%Ti]) for menor que 0, ele é tratado como 0.

Definir o limite inferior do teor de B dessa forma torna possível garantir um teor de B soluto de 0,0004% ou maior e portanto alcança uma capacidade de endurecimento adequada. Quando o teor de B excede 0,008%, seu efeito satura e a capacidade de produção é prejudicada. O limite superior do teor de B é, portanto, definido como 0,008%.

Conforme explicado anteriormente, o Ti, quando adicionado, forma TiN. Entretanto, quando o teor de N é suficientemente baixo e B é adicionado até um teor que garanta um B soluto adequado, não há necessidade de adicionar Ti com o propósito de formação de TiN objetivada para garantir um teor de B soluto requerido.

Entretanto, o TiN tem um efeito de inibir o embrutecimento do grão de cristal. Além disso, o Ti presente acima de 47,9 /14 x N forma TiC, o qual, como o TiN, inibe o movimento nos limites dos grãos. A adição de Ti é eficaz quando grãos brutos tendem a ocorrer devido à alta temperatura de carburação ou similar. Para usar carbonitretos formados de Ti para evitar o movimento nos limites dos grãos, o Ti deve preferivelmente ser adicionado até um teor de 0,005% ou maior. Quando o teor de Ti excede 0,15%, ocorrem carbonitretos brutos de Ti que agem como pontos de partida para fratura por fadiga. O limite superior do teor de Ti é, portanto, definido como 0,15%.

Quando o B é adicionado, o Di é determinado usando-se as Equações (3) e (4) a seguir, que são obtidas multiplicando-se os lados direitos das Equações (1) e (2) por 1,976, um fator com base em uma avaliação do efeito da adição de B no Di.

Di = 5,41 x Di(Si) x Di(Mn) x Di(Cr) x Di(Mo) x Di(Ni) x Di(AI) x 1,976 ...(3) Di = 5,41 x Di(Si) x Di(Mn) x Di(Cr) x Di(Mo) x Di(Ni) x Di(AI) x Di(Cu) x 1,976 ...(4).

Na formulação das Equações (3) e (4), as seguintes experiências foram executadas para determinar a contribuição do B em relação às Equações (1) e (2).

Especificamente, numerosos lingotes de composições controladas para as faixas de componentes a seguir foram produzidos e laminados em materiais de aço: Teor de C fixo de 0,4%, Cr: 0 a 5,0%, Si: 0 a 3,0%, Mn: 0,01 a 4,0%, Mo: 0 a 1,5%, Ni: 0 a 4,5%, S: 0,35% ou menos, Al: 0,0001 a 2,0%, P: 0,2% ou menos, N: 0,03% ou menos, Cu: 0 a 2,0%, B: 0 a 0,007%, e o saldo de Fe e as inevitáveis impurezas. Corpos de prova de aços laminados das diferentes composições previamente mencionadas preparados na forma especificada pela JIS G 0561 (2000) foram testados quanto à capacidade de endurecimento pelo endurecimento a partir da temperatura da região da austenita. Os dados obtidos dos testes foram analisados para a diferença na capacidade de endurecimento entre aços com 0.4% de C contendo e não contendo B adicionado, e o Di foi determinado pelo método ajustado na literatura geral anteriormente mencionada referência Yakiiresei de Shigeo Owaku. O valor médio dos efeitos de B na capacidade de endurecimento foi descoberto ser 1,976. As Equações (3) e (4) foram obtidas multiplicando-se os lados direitos das Equações (1) e (2) por esse valor.

Um ou ambos entre Nb: 0,005 a 0,1% e V: 0,01 a 0,5% O tratamento térmico de um componente após o forjamento, corte ou outra usinagem pode provocar embrutecimento dos grãos se a temperatura do tratamento térmico for alta. Nesse caso, o componente pode se deformar ou experimentar algum outro problema porque a região do grão embrutecido tem uma estrutura diferente das que a circundam. Quando a distorção do tratamento térmico deve ser controlada estritamente, o embrutecimento do grão deve ser evitado. A capacidade do carbonitreto de Nb e do carbonitreto de V de jDin o movimento nos limites dos grãos pode ser efetivamente usado para esse propósito.

Para usar os carbonitretos de Nb formados para evitar o movimento nos limites dos grãos, o Nb deve ser adicionado até um teor de 0,005% ou maior. Por outro lado, a resistência à deformação diminui de forma acentuada quando o teor de Nb excede 0,1%. O limite superior do teor de Nb é, portanto, definido como 0,1%, de forma que a faixa de teor de Nb é definida como 0,005 a 0,1%.

Para usar os carbonitretos de V formados para evitar o movimento nos limites dos grãos, ο V deve ser adicionado até um teor de 0,01% ou maior. Por outro lado, a adição de V acima de 0,5% provoca a ocorrência de falhas durante a laminação. O limite superior do teor de V é, portanto, definido como 0,5%, de forma que a faixa de teor de V é, portanto, definida como 0,01 0,5%.

Um ou mais entre Mg: 0,0002 a 0,003%, Te: 0,0002 a 0,003%, Ca: 0,0003 a 0,003%, Zr: 0,0003 a 0,005%, e REM: 0,0003 a 0,005%.

Inclusões alongadas de MnS no componente de aço são desvantajosas pelo fato de que elas transmitem anisotropia às propriedades mecânicas do componente e agem como pontos de partida para fratura por fadiga do metal. Alguns componentes requerem uma resistência à fadiga muito alta. Um ou mais entre Mg, Te, Ca, Zr e REM são adicionados a tais componentes para controlar a morfologia do MnS. Entretanto, as quantidades adicionadas são limitadas a faixas especificadas pelas razões a seguir. O teor mínimo de Mg para controlar a morfologia do MnS é 0,0002%. Mas um teor de Mg de mais de 0,003% embrutece os óxidos e degrada, ao invés de melhorar, a resistência à fadiga. A faixa de teor de Mg é, portanto, definida como 0,0002 a 0,003%. O teor mínimo de Te para controlar a morfologia do MnS é 0,0002%. Mas um teor de Te maior que 0,003% fortalece grandemente a fragilização a quente para tornar o aço duro de processar durante a produção. A faixa de teor de Te é, portanto, definida como 0,0002 a 0,003%. O teor mínimo de Ca para controlar a morfologia do MnS é 0,0003%. Mas um teor de Ca acima de 0,003% embrutece os óxidos e degrada, ao invés de melhorar, a resistência à fadiga. A faixa de teor de Ca é, portanto, definida como 0,0003 a 0,003%. O teor mínimo de Zr para controlar a morfologia do MnS é 0,0003%. Mas um teor de Zr acima de 0,005% embrutece os óxidos e degrada, ao invés de melhorar, a resistência à fadiga. A faixa de teor de Zr é, portanto, definida como 0,0003 a 0,005%. O teor mínimo de REM para controlar a morfologia do MnS é 0,0003%. Mas um teor de REM maior que 0,005% embrutece os óxidos e degrada, ao invés de melhorar, a resistência à fadiga. A faixa de teor de REM é, portanto, definida como 0,0003 a 0,005%.

Quando o aço da invenção é tratado termicamente após o forja-mento, corte e/ou outra usinagem, pode ser usado qualquer um de vários processos de endurecimento da superfície, inclusive carburação a gás, car-buração a vácuo, carburação de alto carbono e carbonitrificação. Além disso, o endurecimento por aquecimento a alta frequência pode ser conduzido após, e em combinação com, esses processos. O aço da invenção oferece excelente performance de forjamento que permite a redução da resistência à deformação no forjamento a frio, no forjamento morno e no forjamento a quente. Como tal, é um aço que permite a produção de componentes pela combinação de dois ou mais desses processos. A presente invenção é explicada abaixo em maiores detalhes em relação aos exemplos de trabalho. Entretanto, a presente invenção não está de forma alguma limitada aos exemplos a seguir e deve ser entendido que modificações adequadas podem ser feitas sem sair da essência da presente invenção e que todas as modificações caem dentro do escopo técnico da presente invenção.

EXEMPLOS

Primeiro Conjunto de Exemplos Inicialmente serão explicados exemplos de forjamento a frio. Barras laminadas de um aço produzido para ter a composição química mostrada na Tabela 1 foram aquecidas até 1.150°C, laminadas a quente e sofreram laminação de acabamento a 930°C para produção de barras de aço de 50 mm de diâmetro.

Tabela 1 (1a parte) Componentes do aço (% em massa) _________ ___________ Amostras cortadas das barras de aço da Tabela 1 e trabalhadas em corpos de prova cilíndricos de 14 mm de diâmetro por 21 mm de comprimento foram submetidas a um teste de compressão a uma taxa de tensão de 10/s à temperatura ambiente. O estresse de fluxo máximo até a tensão equivalente de 0,5 foi então investigado.

Amostras cortadas das barras de aço e trabalhadas em corpos de prova cilíndrico de 17,5 mm de diâmetro por 52,5 mm de comprimento foram submetidas a um tratamento térmico combinando carburação a gás/resfriamento, carburação a vácuo/resfriamento, ou carbonitrifica-ção/resfriamento com posterior aquecimento por indução a alta frequência. A carburação a gás foi conduzida a 950°C sob um potencial de carbono de 1,1% por 176 minutos e então sob um potencial de carbono de 0,8% por 110 minutos, seguido de resfriamento e encruamento a 160°C. Em adição, o tratamento térmico foi também foi conduzido ao nível de carburação a gás de longa duração a 950°C sob potencial de carbono de 1,1% por 234 minutos e então sob potencial de carbono de 0,8% por 146 minutos, seguido de resfri- amento e encruamento a 160°C. A carbonitrificação foi conduzida por carbu-ração a 940°C, com potencial de carbono de 0,8%, e então nitrificação pela redução da temperatura do mesmo forno para 840°C e adição de NH3 até uma concentração de 7%, seguido de resfriamento. O aquecimento por indução de alta frequência foi feito a 900°C, seguido de resfriamento a água. Todo o encruamento foi conduzido a 160°C. A seguir o corpo de prova foi cortado transversalmente, a superfície da seção transversal foi polida, e a distribuição da dureza HV na seção transversal foi medida internamente a partir da superfície do corpo de prova sob uma carga de 200 g usando-se um microtestador de dureza Vickers, determinando assim a profundidade de endurecimento efetivo.

Os resultados do estudo acima estão mostrados na Tabela 2. As frações bcc (%) e a resistência à deformação (MPa) à temperatura ambiente também estão mostradas na Tabela 2. As frações bcc foram calculadas por computador a partir do % dos componentes mostrados na Tabela 1 e da temperatura de deformação (temperatura ambiente) mostrados na Tabela 2 usando-se o programa Thermo-Calc disponibilizado pela Thermo-Calc Software.

Tabela 2 O aço usado no teste n° 1 foi um aço comparativo JIS SCr420 com um teor de C de 0,2% e um Di de 60. Os aços da invenção usados dos testes n° 5 ao n° 7 foram esse aço reduzido em resistência à deformação durante o forjamento a frio. Os aços da invenção do teste n° 5 ao teste n° 7 foram todos grandemente reduzidos em resistência à deformação. As profundidades de endurecimento efetivo dos aços da invenção com baixos valores de Di foram de cerca de 85% do aço do teste n° 1 e foram, em todos os casos, 0,6 mm ou maior, enquanto a profundidade de endurecimento efetivo do aço da invenção do teste n° 27, que tinha um alto Di, foi 0,88 mm, comparável àquele do aço do teste n° 1. Além disso, o aço do teste n° 11, que foi submetido à carbonitrificação -> aquecimento à alta frequência -» resfriamento têmpera, e o aço do teste n° 19, que foi submetido à carburação a gás -» aquecimento à alta frequência -* resfriamento -> têmpera, e o aço do teste n° 6, que foi submetido à carburação a gás de longa duração -» resfriamento ->■ têmpera, tiveram profundidades de endurecimento efetivo comparáveis apesar de terem um baixo Di. O aço usado no teste n° 2 foi um aço comparativo JIS SNCM220 com um teor de C de 0,2% e um Di de 95. Onde a resistência à deformação deve ser reduzida enquanto se mantém esse Di, os aços da invenção usados nos testes de n° 15 ao n° 27 são adequados. Quando o componente endurecido é pequeno, é claro que é possível utilizar qualquer um dos aços usados nos testes n° 5 ao n° 27. O aço usado no teste n° 3 foi um aço comparativo JIS SCM420 com um teor de C de 0,2% e um Di de 125. Onde o aço deve ser amaciado enquanto se mantém esse Di, os aços da invenção usados nos testes n° 21 ao n° 27 são adequados. Quando o componente endurecido for pequeno, é claro que é possível utilizar qualquer um dos aços usados nos testes n° 5 ao n° 27. O aço usado no teste n° 4 foi um aço comparativo JIS SNCM815 com um teor de C de 0,15% e um Di de 191. Onde o aço deve ser amaciado enquanto se mantém esse Di, os aços da invenção usados nos testes n° 24 a n° 27 são adequados. Quando o componente endurecido é pequeno, é claro que é possível utilizar qualquer um dos aços usados no teste n° 5 ao n° 27.

Um aço com um grande Di é geralmente usado para um grande componente. No caso dos aços da invenção, é similarmente possível usar um aço da invenção com um grande Di para um grande componente.

Além disso, o Di não é o único fator que determina as propriedades de um aço e, por exemplo, a tenacidade pode ser aumentada pela adição de Ni. Nesse caso, o Di é mantido adicionando-se Ni até um teor dentro da faixa definida pela composição química da invenção. O aço usado no teste n° 28 tinha um Di abaixo da faixa da invenção. Uma vez que sua capacidade de endurecimento foi, portanto, insuficiente, ele alcançou uma dureza após a carburação, resfriamento / endurecimento e têmpera de apenas cerca de Hv 400 mesmo na camada de super- fície externa. Como resultado, sua profundidade de endurecimento efetivo, isto é, a profundidade para a porção tendo uma dureza de Hv 550, foi 0 mm. Os aços do teste n° 29 e do teste n° 30 tiveram valores de Di abaixo da faixa da invenção. Uma vez que suas capacidades de endurecimento foram, portanto, insuficientes, eles alcançaram durezas após a carburação, resfriamento / endurecimento e têmpera de apenas cerca de Hv 550 mesmo na camada de superfície externa. Como resultado, suas profundidades de endurecimento efetivo, isto é, profundidades para a porção que tem uma dureza de Hv 550, foi 0 mm. Os aços do teste n° 31 e do teste n° 32 tiveram valores de Di abaixo da faixa da invenção. Uma vez que sua capacidade de endurecimento foi, portanto, insuficiente, eles tiveram profundidades de endurecimento efetivo insuficiente após a carburação, resfriamento / endurecimento e têmpera. O aço do teste n° 33 teve um teor de Si acima da faixa da invenção. Uma vez que sua capacidade de carburação foi, portanto, inferior, nenhuma camada efetiva endurecida foi obtida. O aço do teste n° 34 teve um teor de C acima da faixa da invenção e teve, portanto, alta resistência à deformação. O aço do teste n° 35 teve um teor de Mn acima da faixa da invenção e teve, portanto, uma alta resistência à deformação. O aço do teste n° 36 teve um teor de P acima da faixa da invenção e, portanto, sofreu fratura, o que tornou impossível a produção. O aço do teste n° 37 teve um teor de S fora da faixa da invenção. Ele sofreu, portanto, uma fragilização a quente que resultou em fratura que tornou impossível a produção. O aço do teste n° 38 teve um teor de Cr acima da faixa da invenção. Uma vez que sua capacidade de carburação foi, portanto, inferior, nenhuma camada efetivamente endurecida foi obtida. O aço no teste n° 39 teve um teor de Al acima da faixa da invenção. Uma vez que sua capacidade de carburação foi, portanto, inferior, nenhuma camada efetivamente endurecida foi obtida. O aço do teste n° 40 teve um teor de N acima da faixa da invenção e portanto sofreu fratura, o que tornou a produção impossível.

Segundo Coniunto de Exemplos Exemplos de forjamento morno e a quente serão explicados ini- cialmente. Barras laminadas de aços produzidos para terem as composições químicas mostradas na tabela 3 foram aquecidos até 1.150°C, laminados a quente, e sofreram laminação de acabamento a 930°C para fabricação de barras de aço com 50 mm de diâmetro.

Tabela 3 (1a parte) Componentes do aço (% em massa) Tabela 3 (2a parte) Componentes do aco (% em massa) Amostras cortadas das barras de aço da tabela 3 e trabalhadas em corpos de prova cilíndricos de 8 mm de diâmetro por 12 mm de compri- mento foram submetidos ao teste de compressão a uma taxa de tensão de 10/s às temperaturas indicadas na tabela 4. O estresse de fluxo máximo até a tensão equivalente de 0,5 foi investigado.

Amostras cortadas das barras de aço e trabalhadas em corpos de prova cilíndricos de 17,5 mm de diâmetro por 52,5 mm de comprimento foram submetidas a tratamento térmico combinando carburação a gás/resfriamento, carburação a vácuo/resfriamento, ou carbonitrifica-ção/resfriamento com posterior aquecimento por indução à alta frequência. A carburação a gás foi conduzida a 950°C sob potencial de carbono de 1,1% por 176 minutos e então a um potencial de carbono de 0,8% por 110 minutos seguido de resfriamento e têmpera a 160°C. Em adição, a carburação a gás foi também conduzida ao nível de carburação de longa duração a 950°C sob potencial de carbono de 1,1% por 234 minutos e então com potencial de carbono de 0,6% por 146 minutos, seguido de resfriamento e têmpera a 160°C. A carburação a vácuo foi conduzida a 940°C por 200 minutos, seguido de resfriamento e têmpera a 160°C. Em adição, a carburação a vácuo foi também conduzida em um nível de longa duração a 940°C por 265 minutos, seguido de resfriamento e têmpera a 160°C. A carbonitrificação foi conduzida por uma carburação a 940°C, potencial de carbono de 0,8%, e então ni-truração pela redução da temperatura do mesmo forno até 840°C e adição de NH3 até uma concentração de 7%, seguido de resfriamento. O aquecimento por indução de alta frequência foi feito a 900°C, seguido de resfriamento por água. Toda a têmpera foi conduzida a 160°C. A seguir, o corpo de prova foi cortado transversalmente, a superfície da seção transversal foi polida, e a distribuição da dureza Hv na seção transversal foi medida internamente a partir da superfície do corpo de prova sob uma carga de 200g usando-se um microtestador de dureza Vickers, determinando-se assim a profundidade de endurecimento efetivo.

Os resultados de estudo prévio estão mostrados na tabela 4. As frações bcc (%) na temperatura de forjamento estão também mostradas na tabela 4. As frações bcc foram calculadas por computador a partir dos componentes (%) mostrados na tabela 3 e as temperaturas de forjamento (°C) mostradas na tabela 4 usando-se o programa Thermo-calc disponibilizado pela Thermo-Calc Software.

Tabe a 4 ______________________________________________________________ Os aços usados nos testes de n°41 a n° 44 foram aços comparativos JIS SCr420 com um teor de C de 0,2% e valores de Di de 60 a 61. Os aços da invenção usados nos testes de n° 50 a n° 95 foram aços com resistência à deformação reduzida durante o forjamento na zona de alta temperatura. Os aços comparados no forjamento a 800°C foram os aços do teste n° 41 e o aço da invenção do teste n° 55. Os aços comparados no forjamento a 850°C foram o aço do teste n° 42 e os aços da invenção dos testes n° 50 ao n° 54, teste n° 56 ao n° 70, teste n° 72, teste n° 74 ao teste n° 77, teste n° 80, teste n° 81, teste n° 83, teste n° 85 ao n° 88, teste n° 91, teste n° 94 e teste n° 95. Os aços comparados no forjamento a 900 °C foram os aços de teste n° 43 e os aços da invenção de teste n° 71. teste n° 73, teste n° 78, teste n° 82, teste n° 84, teste n° 90 e teste n° 92. Os aços comparados no forjamento a 1200°C foram os aços do teste n° 44 e os aços da invenção do teste n° 89 e do teste n° 93. Todos os aços da invenção tiveram resistência à deformação grandemente reduzida. Os aços do teste n° 41 ao teste n° 44 tiveram uma baixa fase de bcc macio em todas as temperaturas de forjamento. Em contraste, os aços da invenção, que foram reduzidos não apenas nos teores dos elementos de ligação com alta capacidade de fortalecimento da solução sólida mas também regulados variadamente quanto à composição química, tiveram uma alta fração de fase de bcc macio e alcançaram uma resistência à deformação reduzida.

As profundidades de endurecimento efetivo dos aços da invenção com baixos valores de Di foram de cerca de 85% para os aços comparativos dos testes n° 41 ao n° 44 e foram, em todos os casos, 0,6 mm ou mai- or. Além disso, o aço do teste n° 56, que foi submetido à carbonitrificação -> aquecimento à alta frequência -» resfriamento —> têmpera, e o aço do teste n° 66, que foi submetido a carburação a gás -» aquecimento a alta temperatura -> resfriamento -» têmpera, e os aços do teste n° 85, teste n° 89 e teste n° 93, que foram submetidos à carburação de longa duração -» resfriamento -> têmpera, tiveram profundidades de endurecimento efetivo de 0,88 mm ou maior apesar de terem um baixo Di. O aço usado no teste n° 45 foi um aço comparativo SAE 8620 com um teor de C de 0,2% e um Di de 93. Onde o aço deve ser amaciado enquanto mantém esse Di, os aços da invenção usados no teste de n° 60 ao n° 95 são adequados. Quando o componente endurecido for pequeno, é, naturalmente, possível utilizar qualquer um dos aços usados nos testes de n° 50 ao n° 95. O aço usado no teste n° 46 foi um aço comparativo JIS SNCM220 com um teor de C de 0,2% e um Di de 95. Onde o aço deve ser amaciado enquanto mantém esse Di, os aços da invenção usados no teste n° 61 ao teste n° 95 são adequados. Quando o componente endurecido for pequeno, é, naturalmente, possível utilizar qualquer um dos aços usados nos testes de n° 50 ao n° 95.

Além disso, o Di não é o único fator determinante das propriedades de um aço e, por exemplo. A tenacidade pode ser aumentada pela adição de Ni. Nesse caso, o Di é mantido pela adição de Ni até um teor dentro da faixa definida pela composição química da invenção. O aço usado no teste n° 47 foi um aço comparativo DIN 20MnCr5 com um teor de C de 0,2% e um Di de 105. Onde o aço deve ser amaciado enquanto mantém esse Di, os aços da invenção usados nos testes de n° 66 ao teste n° 95 são adequados. Quando o componente endurecido for pequeno, é, naturalmente, possível usar qualquer um dos aços dos testes de n° 50 ao n° 95. O aço usado no teste n° 48 foi um aço comparativo JIS SCM420 com um teor de C de 0,2% e um Di de 125. Onde o aço deve ser amaciado enquanto mantém esse Di, os aços da invenção usados no teste n° 71 ao teste n° 95 são adequados. Quando o componente endurecido for pequeno, é, naturalmente, possível utilizar qualquer um dos aços usados nos testes de n° 50 ao n° 95. O aço usado no teste n° 49 foi um aço comparativo JIS SNCM815 com um teor de C de 0,15% e um Di de 191. Onde o aço deve ser amaciado enquanto mantém esse Di, os aços da invenção usados no teste n° 79 ao teste n° 95 são adequados. Quando o componente endurecido for pequeno, é, naturalmente, possível utilizar qualquer um dos aços usados nos testes n° 50 ao n° 95. O aço usado no teste n° 96 teve um Di abaixo da faixa da invenção. Uma vez que sua capacidade de endurecimento foi, portanto, insuficiente, ele alcançou uma dureza após a carburação, resfriamento / endurecimento e têmpera de apenas Hv 400 mesmo na camada de superfície externa. Como resultado, sua profundidade de endurecimento efetivo, isto é, a profundidade até a porção tendo uma dureza de Hv 550, foi de 0 mm. Os aços dos testes de n° 97 e n° 98 tiveram valores de Di abaixo da faixa da invenção. Uma vez que suas capacidades de endurecimento foram, portanto, insuficientes, eles alcançaram durezas após a carburação, resfriamento / endurecimento e têmpera de apenas cerca de Hv 500 mesmo na camada de superfície externa. Como resultado, suas profundidades de endurecimento efetivo, isto é, as profundidades até a porção tendo uma dureza de Hv 550, foi de 0 mm. Os aços dos testes n° 99 e n° 100 tiveram valores de Di abaixo da faixa da invenção. Uma vez que suas capacidades de endurecimento foram , portanto, insuficientes, eles tiveram profundidades de endurecimento efetivo insuficientes após a carburação, resfriamento / endurecimento e têmpera. O aço do teste 101 teve um teor de Si acima da faixa da invenção. Uma vez que sua capacidade de carburação foi, portanto, inferior, nenhuma camada endurecida efetiva foi obtida. O aço do teste n° 102 teve um teor de C acima da faixa da invenção e teve, portanto, uma alta resistência à defor- mação.

APLICABILIDADE INDUSTRIAL A presente invenção reduz grandemente a resistência à deformação do aço durante o forjamento a frio, morno ou a quente e fornece um aço apresentando a resistência requerida após o tratamento térmico que se segue ao forjamento, melhorando assim notavelmente a eficiência da produção do componente.

REIVINDICAÇÕES

Claims

1. Aço para forjamento caracterizado pio fato de compreender, em % em massa: C: 0,001 a menos de 0,07%, Si: 3,0% ou menos, Mn: 0,01 a 4,0%, Cr: 5,0% ou menos, P: 0,2% ou menos, S: 0,35% ou menos, Al: 0,0001 a 2,0%, N: 0,03% ou menos, B: não menos que o BL dado pela equação (7) abaixo e não maior que 0,008%, Ti: 0,15% ou menos (inclusive 0%), um ou ambos entre Mo: 1,5% ou menos (inclusive 0%) e Ni: 4,5% ou menos (inclusive 0%), e opcionalmente um ou mais selecionados de: Cu: 0,6 a 2,0%, Nb: 0,005 a 0,1%, V: 0,01 a 0,5%, Mg: 0,0002 a 0,003%, Te: 0,0002 a 0,003%, Ca: 0,0003 a 0,003%, Zr: 0,0003 a 0,005% e REM: 0,0003 a 0,005%, e um saldo de ferro e as inevitáveis impurezas; sendo que o Di dado pela equação (4) a seguir é 60 ou maior: Di = 5,41 x Di(Si) x Di(Mn) x Di(Cr) x Di(Mo) x Di(Ni) x Di(AI) x Di(Cu) x1,976 ..........................................(4) onde Di(Si) = 0,7 x [%Si] + 1, Di(Mn) = 3,335 x [%Mn] + 1 quando Mn < 1,2%, Di(Mn) = 5,1 x [%Mn] - 1,12 quando 1,2% < Mn, Di(Ni) = 0,3633 x [%Ni] + 1 quando Ni < 1,5%, Di(Ni) = 0,442 x [%Ni] + 0,8884 quando 1,5% < Ni < 1,7, Di(Ni) = 0,4 x [%Ni] + 0,96 quando 1,7% < Ni < 1,8, Di(Ni) = 0,7 x [%Ni] + 0,42 quando 1,8% < Ni < 1,9, Di(Ni) = 0,2867 x [%Ni] + 1,2055 quando 1,9% < Ni, Di(Cr) = 2,16 x [%Cr] + 1, Di(Mo) = 3 x [%Mo] + 1, Di(AI) = 1 quando Al < 0,05%, e Di(AI) = 4 x [%AI] + 1 quando 0,05% < Al, Di(Cu) =1 quando Cu < 1% e Di(Cu) = 0,36248 x [%Cu] + 1.0016 quando 1% < Cu, onde BL = 0,0004 + 10,8 /14 x ([%N] -14 / 47,9 x [%Ti]) ...............3 (7) onde ([%N] -14 / 47,9 x [%Ti]) de menos que 0 é tratado como 0, um símbolo entre colchetes [ ] indicando o teor (% em massa) do elemento em questão.