BR102015013910A2 - aço para partes mecânicas tratadas na superfície com altas características, e partes mecânicas feitas deste aço e método de fabricação destas - Google Patents

Abstract

1/1 resumo “aço para partes mecânicas tratadas na superfície com altas características, e partes mecânicas feitas deste aço e método de fabricação destas” aço para o qual a composição é, em porcentagens de massa, • 0,35% = c = 0,50%; • 0,30% = mn = 1,50%; • quantidades residuais = cr = 1,50%; • 0,05% = mo = 0,50%; • 0,15 = si = 1,20%; • quantidades residuais = ni = 1,0%; • quantidades residuais = cu = 1,0%; • quantidades residuais = v = 0,35%; • quantidades residuais = al = 0,10%; • quantidades residuais = b = 0,005%; • quantidades residuais = ti = 0,10%; • quantidades residuais = nb = 0,10%; • quantidades residuais = s = 0,15%; • quantidades residuais = ca = 0,010%; • quantidades residuais = te = 0,030%; • quantidades residuais = se = 0,050%; • quantidades residuais = bi = 0,050%; • quantidades residuais = pb = 0,100%; • quantidades residuais = n = 0,020%; o restante sendo ferro e impurezas resultantes da elaboração, e os teores de c, mn e cr sendo tais que 830 – 270 c% – 90 mn% – 70 cr%) = 620. um método para fabricar uma parte mecânica feita deste aço, e a parte mecânica assim obtida.

Description

“AÇO PARA PARTES MECÂNICAS TRATADAS NA SUPERFÍCIE COM ALTAS CARACTERÍSTICAS, E PARTES MECÂNICAS FEITAS DESTE AÇO E MÉTODO DE FABRICAÇÃO DESTAS” [0001] A invenção se refere a aços para partes mecânicas com altas características, obtidas por moldagem a quente (notadamente forjamento ou laminação), e sendo sujeitas, em seu escopo de manutenção, a um tratamento de calor para endurecimento da superfície com o propósito de se obter uma microestrutura com alta dureza em uma profundidade controlada.

[0002] As partes feitas com estes aços podem ser, como exemplos não limitantes, placas produzidas a partir de aço laminado e depois transformadas em tarugos, ou eixos de manivela de veículos automotivos.

[0003] Para produzir partes com altas características mecânicas, presentemente, é conhecido o uso de graus de aço chamados aços “microligados” que, após forjamento ou laminação a quente, dão a possibilidade de se obter características mecânicas que são superiores àquelas de graus ferrítico-perlíticos usuais sem, no entanto, exigir qualquer tratamento de calor adicional.

[0004] Portanto, o grau 38MnSiV5 (que contém, em porcentagem de massa, cerca de 0,38% de C, 1,25% de Mn, 0,6% de Si, 0,12% de V) é amplamente usado para produzir eixos de manivela automobilísticos, uma vez que permite, considerando as dimensões típicas da parte, tensões de tração Rm a serem obtidas da ordem de 900 MPa, no melhor caso. Ainda, o teor de carbono de 0,38% garante que se obterá uma região de superfície do produto de durezas maiores que ou iguais a 620-650 HV após execução de um tratamento de superfície com calor localizado por indução seguida de têmpera.

[0005] No entanto, também é bem conhecido que microestrutura ferrítico-perlítica não são as mais adequadas para tratamentos de endurecimento locais rápidos, tais como têmpera de superfície por indução. De fato, as regiões de ferrite pró-eutectóide, o tamanho das quais é tipicamente medido em dezenas de pm, formam regiões fortemente esvaziadas de carbono. Para alcançar uma austenita homogênea após a têmpera, a difusão de carbono é, portanto, necessária nos comprimentos correspondentes. Se isto não for um problema para métodos de austenitização convencionais, os tempos muito curtos usados para têmpera por indução (ou o endurecimento de superfície por laser, que é uma solução alternativa), garantem que os grãos de ferrite podem continuar desprovidos de carbono após têmpera. A microestrutura resultante é, então, heterogênea.

[0006] Se as características mecânicas no volume de 38mnSiV5 (ou de outro grau ferrítico-perlítico microligado) forem estimadas insuficientes para a aplicação contemplada, os graus martensíticos ditos de “têmpera-recozimento”, por exemplo o grau 42CrMo4 (que contém cerca de 0,42% de C, 1 % de Cr, 0,2% de Mo). Subsequentemente ao forjamento, à laminação, ou a qualquer outro método de moldagem a quente, as partes fabricadas com estes graus requerem um tratamento de calor de austenitização e têmpera, para os quais as limitações financeiras não precisam mais ser demonstradas em um contexto de um custo de energia constantemente crescente. Uma vantagem, no entanto, é que microestruturas martensíticas, exceto se forem fortemente recozidas, austenitizam muito mais facilmente do que estruturas ferrítico-perlíticas.

[0007] Hoje, há muitos graus que dão a possibilidade de se obter altas características mecânicas em uma parte forjada ou barra laminada crua, sem uso de qualquer resfriamento ou tratamento de calor subsequente controlado. Estes graus, descritos nos documentos mencionados na Tabela 1, são baseados na obtenção de uma microestrutura que é, majoritariamente, bainítica após a moldagem. Como mostrado na Tabela 1, elas são muito amplamente baseadas em teores de carbono menores que ou iguais a 0,35%. Estes teores são teores de massa como todos os outros que serão dados neste texto.

Tabela 1: Teores de carbono tomados de documentos relacionados a graus de aço que têm uma estrutura majoritariamente bainítica.

[0008] Dois dos exemplos anteriores são distintos dos outros. O primeiro, EP-A-0 717 116, de fato, não se refere à obtenção inicial da mícroestrutura bainítica, mas à resposta ao aquecimento parcial subsequente de uma parte que já teria tal mícroestrutura. O segundo, EP-B-0 787 812, na verdade, se refere a graus que levam a uma mícroestrutura bainítica, mas que têm outras limitações que serão discutidas subsequentemente.

[0009] É rapidamente lembrado aqui que tratamentos de endurecimento de superfícies a que se referem a presente invenção são aqueles que consistem, em uma primeira fase, em aquecer localmente (e, portanto, com frequência, rapidamente) da região próxima à superfície da parte, e, então, em uma segunda fase, em temperá-lo para obter, na vizinhança da superfície, na região aquecida anteríormente, uma camada majoritariamente formada por martensita fresca. A dureza alcançada por uma tal região é, então, essencialmente condicionada pelo teor de carbono do grau de aço usado. É usualmente obtida uma dureza Hv da ordem de 400 a 500 para um teor de carbono de 0,1 %, e uma dureza Hv da ordem de 900 a 1000 para um teor de C de 0,6%, com, entre estes dois intervalos, uma relação dureza/teor de C substancialmente linear.

[0010] É difícil obter durezas confiáveis da ordem de 650-700 Hv para teores de carbono de menos de 0,35-0,37% por massa. Estes são intervalos de composições específicos para os quais não há soluções ditas “bainíticas”.

[0011] Como foi possível ver anteriormente, um grau bainítico que tenha tal teor de carbono iria permitir provisão de características de núcleo mecânicas aprimoradas em comparação a graus ferrítico-perlíticos microligados ou obter desempenhos idênticos com os graus que são temperados-recozidos sem, no entanto, exigir qualquer tratamento de calor. Ainda, a microestrutura bainítica permite rápida austenitização e, portanto, fornece uma vantagem adicional em comparação a microestruturas ferrítico-perlíticas, como será demonstrado subsequentemente.

[0012] Estas “soluções bainíticas” são, no entanto, difíceis de serem obtidas para altos teores de carbono.

[0013] Evidentemente, é conhecido para a profissional do campo que, se houver total liberdade de escolha de tratamento de calor, é possível obter, na maioria dos aços especiais, todas as possíveis microestruturas de um aço. Por exemplo, a transformação isotérmica a 400 °C de um aço-carbono C50 pode ser contemplada para se obter uma microestrutura bainítica. Para tanto, em uma primeira fase, o componente deve ser austenitizado e, então temperado até a temperatura de transformação desejada, na qual é mantido até transformação completa, antes de ser resfriado de volta para a temperatura ambiente. Isto exige, no entanto, para evitar a formação de ferrite-perlita, o resfriamento da parte em uma taxa alta, da ordem de 100 °C/s, entre a temperatura de austenitização e a temperatura de transformação. Mesmo com o uso de banhos de sal para têmpera, esta restrição limita, portanto, a possibilidade de se obter uma estrutura bainítica em toda a parte, para partes de dimensões muito pequenas (uma espessura de alguns milímetros).

[0014] Pode-se ver, portanto, por meio deste exemplo, que, se a obtenção de uma microestrutura bainítica é sempre possível em princípio, as limitações conjuntas inerentes aos métodos de aplicação e às dimensões das partes são as que irão muito frequentemente gerar dificuldades de obtenção da estrutura, e irão exigir adaptação de graus de aço. Portanto, para prevenir a formação de ferrite-perlita no exemplo anterior, é necessário aumentar os teores de elementos de liga tais como Mn, Cr, Mo. O risco, então, é de que a transformação bainítica se torne tão lenta que não seja mais possível durante resfriamento contínuo, A redução do teor de carbono é, então, imposta, uma vez que é este o elemento que tem o efeito mais pronunciado na taxa de transformação de austenita em bainita. É por isto que a totalidade das soluções mostradas na Tabela 1 são preferencialmente orientadas no sentido de teores de carbono de menos de 0,25%, como é visto em seus exemplos de aplicação.

[0015] O objeto da invenção é, portanto, propor um novo grau de aço que tenha um teor de carbono compatível com o uso para um tratamento de superfície por indução seguido por têmpera (portanto, > 0,35%), e que dê a possibilidade de se obter características mecânicas superiores moldadas a quente. Para isto, e mais especificamente, o grau de aço deverá dar a possibilidade de se obter uma microestrutura que seja majoritariamente bainítica para partes com dimensões típicas de 20 a 100 mm na espessura por resfriamento natural após laminação a quente ou forja mento a quente, e de se alcançar, assim, tensões de tração Rm de um mínimo de 920 MPa (para um diâmetro de 80 mm), ou ao menos 10% superior a o que se é obtido com as melhores soluções ferrítico-perlíticas microligadas utilizadas identicamente.

[0016] É especificado que por “microestrutura majoritariamente bainítica”, no escopo da invenção, se está referindo à presença de no máximo 20% de martensita e/ou ferrite-perlita, mas que a austenita residual é considerada uma parte integral da microestrutura bainítica.

[0017] Ainda, é especificado que as morfologias de bainitas, às vezes chamadas “ferrite acicular” ou “bainita intragranular” não são consideradas distintas da microestrutura bainítica para aços da invenção, e que o termo de “bainita” deveria ser entendido genericamente, excluindo, portanto, ferrite-perlita, ferrite Widmanstatten ou martensita.

[0018] Para este propósito, o objeto da invenção é um aço para partes mecânicas tratadas na superfície com altas características, caracterizado pelo fato de que sua composição é, em porcentagens de massa: • 0,35% < C < 0,50%; • 0,30% < Mn < 1,50%; • quantidades residuais < Cr < 1,50%; • 0,05% <Mo< 0,50%; • 0,15 < Si < 1,20%; • quantidades residuais < Ni < 1,0%; • quantidades residuais < Cu < 1,0%; • quantidades residuais < V < 0,35%; • quantidades residuais < Al < 0,10%; • quantidades residuais < B < 0,005%; • quantidades residuais < Ti < 0,10%; • quantidades residuais < Nb < 0,10%; • quantidades residuais < S < 0,15%; • quantidades residuais < Ca < 0,010%; • quantidades residuais < Te < 0,030%; • quantidades residuais < Se < 0,050%; • quantidades residuais < Bi < 0,050%; • quantidades residuais < Pb < 0,100%; • quantidades residuais < N < 0,020%; o restante sendo ferro e impurezas resultantes da elaboração, e os teores de C, Mn e Cr sendo tais que 830 - 270 C% - 90 Mn% - 70 Cr%) < 620.

[0019] Ele pode conter quantidades residuais < Ni < 0,5%.

[0020] Ele pode conter 0,15% < Mo < 0,30%.

[0021] Ele pode conter 0,005% < Al < 0,10%.

[0022] Ele pode conter 0,0005% < B < 0,005%.

[0023] Ele pode conter 0,005% < Ti < 0,03%.

[0024] Ele pode conter quantidades residuais < N < 0,0080% e pelo fato de que Ti > 3,5 N.

[0025] Ele pode conter 0,005% < S < 0,15%.

[0026] O objeto da invenção também é um método para fabricar uma parte mecânica de aço, caracterizada pelo fato de que inclui os seguintes passos: • um aço cuja composição é para partes mecânicas tratadas na superfície com altas características é moldado e solidificado; • conformação a quente de tal aço solidificado é executada na região austenítica, notadamente por forjamento a quente ou laminação a quente, para obter um produto semiacabado conformado a quente; • o produto semiacabado conformado a quente é resfriado em uma taxa que lhe dá uma estrutura bainítica que contém um total de, no máximo, 20% de martensita e/ou perlita e/ou ferrite; • ele é opcionalmente seguido por uma ou mais operações de usinagem para dar à parte suas dimensões desejadas; • ele é seguido por um tratamento de calor parcial com o propósito de obter localmente uma microestrutura martensítica fracamente ou não recozida; • ele é opcionalmente seguido por retificação para dar à parte suas dimensões finais.

[0027] O tratamento de calor parcial pode ser um tratamento de superfície.

[0028] Tal tratamento de calor parcial pode ser um tratamento de superfície por indução seguido por têmpera local.

[0029] O resfriamento do produto semiacabado conformado a quente pode ser seguido por recozimento a 200-400 °C por 30 minutos a 8 horas.

[0030] O tratamento de calor parcial pode ser seguido por recozimento entre 150 °C e 350 °C.

[0031] Antes ou depois da(s) operação(ões) de usinagem, é possível seguir com recozimento executado a 200-400 °C por 1 a 2 horas.

[0032] O resfriamento que segue a conformação a quente do produto semiacabado pode ocorrer em ar calmo.

[0033] O resfriamento que segue a conformação a quente do produto semiacabado pode ocorrer em ar pulsado.

[0034] O objeto da invenção também é uma parte mecânica de aço, caracterizada pelo fato de que é obtida com o método anterior.

[0035] Esta pode ser uma placa produzida a partir de uma barra que foi laminada e, então, cortada em tarugos.

[0036] Esta pode ser um eixo de manivela forjado cujos entalhes e/ou apoios e/ou mancais foram reforçados por meios de tal tratamento de calor parcial.

[0037] Como será entendido, a invenção é baseada em uma composição de aço bem definida e em sua associação com uma estrutura metalúrgica em que uma grande maioria é bainitica no sentido definido anteriormente, a última podendo ser obtida por meios simples, tais como resfriamento em ar calmo ou pulsado.

[0038] A invenção será melhor entendida com a leitura da descrição que segue, em referência às seguintes figuras: • a Fig. 1, que mostra a dureza Hv 0,5 medida a partir da superfície no sentido do núcleo de um entalhe de um eixo de manivela feito em um aço de referência do tipo 38MnSiV5, tratado na superfície por têmpera por indução, para duas posições diferentes na região tratada, isto é, um mancai e um filete genérico; • a Fig. 2, que mostra medidas de dureza comparáveis àquelas da Fig. 1 conduzidas em um aço de acordo com a invenção.

[0039] Em associação às condições de método supracitadas, os graus da presente invenção dão a possibilidade de se obter tensões de tração Rm maiores que ou iguais a pelo menos 920 MPa e que podem alcançar 1150 MPa, por um lado, e durezas da ordem de 650 Hv nas regiões endurecidas por um tratamento como descrito anteriormente (têmpera de superfície por indução, por exemplo).

[0040] No entanto, estes graus, em termos de propriedades mecânicas no volume, após seu forjamento e resfriamento natural, ou no estado de laminação a quente cru após resfriamento natural, fornecem razões Ra/Rm relativamente baixas, que variam entre 0,55 e 0,70, expressando limites de elasticidade Re significativamente menores do que aqueles obtidos em graus temperados-recozidos de mesma força mecânica. Se for necessário para a aplicação contemplada da parte, isto pode ser aprimorado pelo uso de recozimento em temperaturas situadas entre 200 e 400 °C, ou, no caso em que for executada a adição de vanádio em uma quantidade de ao menos 0,1%, recozimento em temperaturas situadas entre 550 e 680 °C.

[0041] A seleção de intervalos de composição para os diversos elementos do grau de acordo com a invenção será justificada agora. Como dito, todos os teores são dados em porcentagem de massa.

[0042] O teor de C se situa entre 0,35 e 0,50%. Este intervalo, que até agora tem sido visto como sendo considerado implicitamente como inadequado para se obter uma microestrutura bainítica durante resfriamento natural, é imposto pela exigência de se obter uma dureza mínima de cerca de 600 Hv na região referente ao tratamento local discutido anteriormente (indução, laser, etc.). Além de 0,50%, a obtenção de uma microestrutura bainítica homogênea se torna difícil ou, até mesmo, impossível, sem um controle muito acurado da trajetória de resfriamento de toda a parte, o que geralmente não pode ser executado em instalações industriais para as partes fabricadas a que se refere principalmente a invenção.

[0043] O teor de Mn se situa entre 0,30 e 1,50%. O manganês é utilizado, junto ao cromo, para baixar a temperatura Bs do início da formação de bainita durante resfriamento contínuo. No entanto, o Mn contribui significativamente para a formação de bandas segregadas que seriam, no intervalo exigido de teores de carbono, particularmente prejudiciais. De fato, elas podem levar, dependendo da trajetória de resfriamento, à formação de bandas martensíticas de dureza muito alta. Por esta razão, o teor de Mn máximo é limitado a 1,5%.

[0044] O teor de Cr se situa entre quantidades residuais e 1,5%. Na presente invenção, o Cr é usado da mesma forma que o Mn, para baixar a temperatura Bs de início da transformação bainítica.

[0045] Os teores de C, Mn e Cr devem, adicionalmente, ser tais que 830 - 270 C% - 90 Mn% - 70 Cr% < 620. Cabe observar que este valor (referenciado subsequentemente como Bs’) não reflete estritamente o valor de Bs que será obtido, mas está correlacionado a este, uma vez que o efeito do Mo é notadamente excluído dele deliberadamente. De fato, é sabido que o Mo influencia de uma forma muito mais significativa a transformação ferrítico-perlítica, na qual tem um efeito de retardamento muito pronunciado, do que a transformação bainítica, em que tem uma influência relativamente pequena. Portanto, não é sua pequena influência na temperatura de início da formação de bainita que é desejada, mas apenas seu papel na transformação ferrítico-perlítica. Será visto posteriormente porque Bs’ não pode exceder 620.

[0046] O Si se situa entre 0,15 e 1,20%. Como é bem sabido, o silício pode ser utilizado para evitar a formação de carbonetos durante a transformação bainítica. No entanto, o mínimo citado na literatura científica para a obtenção deste efeito está localizado em 1,2 ou 1,5%. Como será demonstrado subsequentemente, a presente invenção utiliza inter alia a descoberta pelos inventores de que este limite pode, na verdade, ser significativamente mais baixo para as composições relevantes, e notadamente da ordem de 0,5-0,6%, ou até mesmo menos. Ainda, será visto que o nível de Si pode ser utilizado para ajustar o valor da força mecânica para mantê-lo no intervalo esperado. Adições de Si acima de 1,20% são indesejáveis, uma vez que pioram os problemas de segregação e descarbonetação no forjamento ou em tratamento a calor, o que deve ser particularmente evitado no caso da invenção quando o teor de C for relativamente alto, e quando as bandas segregadas podem, portanto, ser novamente encontradas com uma estrutura martensítica muito dura.

[0047] O Ni se situa entre quantidades residuais e 1,0%, preferencialmente entre quantidades residuais e 0,50%. Ele pode estar presente exclusivamente por causa de sua introdução por meio das matérias-primas como elemento residual, ou ser adicionado em uma quantidade pequena para contribuir para a redução da temperatura Bs. Mas seu teor é limitado a 1%, preferencialmente 0,5%, por razões de custo, uma vez que este elemento é caro e passível de ter um preço que flutua fortemente no mercado.

[0048] O Mo se situa entre 0,05% e 0,50%, preferencialmente entre 0,15 e 0,30%. O papel do molibdênio na aptidão à têmpera é bem estabelecido: ele dá a possibilidade de evitar a formação de ferrite e perlita, mas, no entanto, ele não reduz a velocidade da formação de bainita, ou o faz muito pouco. Ele pode, portanto, ser adicionado em uma quantidade variável, dependendo do diâmetro da parte. Um segundo benefício do molibdênio é limitar a sensibilidade da fragilidade reversível quando do recozimento (ver Bhadeshia, Mater. Sei. Forum, High Performance Bainitic Steels, Vol. 500-501, 2005). No caso atual, a dificuldade de se usar teores de Mn altos, por causa do requerimento de segregações de limitação, torna o uso de Mo mais particularmente necessário. O limite superior é estabelecido principalmente por razões econômicas.

[0049] Ο V se situa entre quantidades residuais e 0,35%. A adição de vanádio torna possível aumentar a aptidão à têmpera de forma similar a o que se é obtido com a adição de Mo por um lado, isto é, com uma redução substancial da velocidade de formação de ferrite-perlíta e uma redução da velocidade substancialmente menor da transformação bainítica. Na medida em que ο V não precipita durante a transformação bainítica, ele dá a possibilidade de se obter uma dureza secundária e um aumento altamente significativo no limite elástico Re durante um recozimento secundário da parte descrita anteriormente. Sua adição é limitada a 0,35% por razões econômicas.

[0050] O Cu se situa entre quantidades residuais e 1,0%. Ele pode ser utilizado opcionalmente para contribuir para o endurecimento, mas causa dificuldades na aplicação para teores de mais de 1%, notadamente fragilização pela formação de metal líquido a altas temperaturas, o que pode levar ao problema conhecido pelos trabalhadores de laminadores como rachaduras ou “casca de laranja” (orange peel).

[0051] O Al se situa entre quantidades residuais e 0,10%, preferencialmente entre 0,005 e 0,10%. O Al é opcionalmente adicionado para garantir a desoxidação do aço e prevenir crescimento excessivo dos grãos austenítícos quando mantido em uma alta temperatura (por exemplo, em um tratamento de cimentação), o que seria executado na parte após aplicação do método de acordo com a invenção.

[0052] O B se situa entre quantidades residuais e 0,005%, preferencialmente entre 0,0005 e 0,005%. Este elemento opcional pode ser usado para partes com grandes diâmetros para garantir a homogeneidade da estrutura ao limitar a presença de ferrite. Neste caso, pode ser preferível combinar a adição de B com a adição de Ti, que captura o nitrogênio para formar nitretos e, portanto, evita a formação de nitretos de boro. Portanto, todo o boro é mantido na solução e está, portanto, disponível para cumprir seu papel de homogeneização da estrutura.

[0053] O Ti se situa entre quantidades residuais e 0,10%, preferencialmente entre 0,005 e 0,03%. Como dito acima, este elemento opcional deve ser usado principalmente para graus com boro. No caso de uma elaboração com boro, quando o B é de ao menos 5 ppm, o N será limitado a até, no máximo, 80 ppm e deve-se garantir que a adição de Ti verifique a relação Ti > 3,5 N.

[0054] O Nb se situa entre quantidades residuais e 0,10%. Este elemento opcional pode ser utilizado para refinar a estrutura austenítica após forja mento ou laminação a quente, com a consequência de reduzir os tamanho de pacotes de bainita e aceleração da transformação bainítica.

[0055] O S se situa entre quantidades residuais e 0,15%. Como é amplamente sabido, este elemento pode, se necessário, ser deixado em um nível relativamente alto em tipos de aço a que se refere a invenção, ou mesmo ser adicionado voluntariamente, para aprimorar a usinabílidade do aço. Um teor de 0,005 a 0,15% é, então, dado a ele. Preferencialmente, esta presença significativa de S é acompanhada pela adição de Ca até 0,010%, e/ou de Te até 0,030%, e/ou de Se até 0,050%, e/ou de Bi até 0,050%, e/ou de Pb até 0,100%. Não é especialmente problemático encontrar estes elementos no aço da invenção, mesmo que o teor de S seja baixo.

[0056] Os outros elementos contidos no aço de acordo com a invenção são ferro e impurezas resultantes da elaboração, presentes nos teores usuais para os tipos de aços relevantes.

[0057] Os intervalos preferenciais mencionados para elementos diversos são independentes uns dos outros. Um aço para o qual a composição estaria localizada em apenas um ou alguns destes intervalos preferenciais e não nos outros seria considerado, portanto, como sendo parte da invenção.

[0058] Industrialmente, a parte pode ser produzida por um método para conformação a quente de um tarugo, de uma barra, ou de um bloco que tenha a composição descrita anteriormente, tal como forjamento a quente ou laminação a quente. O método de fabricação da parte pode incluir também a usinagem de barras (ou outros produtos semiacabados) prontas para uso na medida em que a fabricação da última tenha sido executada de acordo com os primeiros passos do método descrito.

[0059] Após moldagem e solidificação por qualquer método (moldagem de lingote ou contínua) de um aço que tenha a composição requerida, o método industrial envolve, primeiramente, um passo para conformação a quente executado na fase austenítica (tipicamente, mas não exclusivamente no intervalo 1100 - 1300 °C), seguido de resfriamento natural. Um dos aspectos significativos da invenção é a possibilidade de se obter altas características mecânicas sem o uso de tratamentos de calor que seriam executados após o forjamento ou laminação, e sem qualquer controle particular que limite altamente a taxa de resfriamento após moldagem a quente, que pode ser executado naturalmente, em ar calmo. Não obstante, se as instalações permitirem isto, uma adaptação do resfriamento pode ser utilizada em certos casos, seja por causa do diâmetro das partes (com partes de grandes dimensões, um resfriamento muito lento pode levar à ocorrência de ferrite e/ou perlita em uma quantidade muito grande), seja para obtenção de características mecânicas superiores àqueles que seriam obtidas por resfriamento natural. O resfriamento com ar pulsado pode ser suficiente para alcançar este objetivo. No entanto, deve-se garantir que o resfriamento não seja muito rápido a ponto de causar uma ocorrência massiva de martensita. Uma profissional do campo pode determinar as condições ótimas de tal resfriamento para partes com determinadas dimensões, por modelagens e testes sistemáticos.

[0060] Ainda, um tratamento de calor de recozimento a baixa temperatura (200 a 400 °C para períodos de 30 minutos a 8 horas) em seguida ao resfriamento dá a possibilidade de obtenção, nos graus de acordo com a invenção, de um aprimoramento altamente significativo no limite de elasticidade sem aumentar a dureza e sem reduzir a resiliência.

[0061] Dependendo da natureza das partes relevantes e dos requisitos do produtor, uma ou várias operações de usinagem podem ocorrer na sequência do forjamento ou laminação a quente, e/ou após um recozimento opcional, para se obter as dimensões e características de superfície específicas desejadas para a parte final.

[0062] Como as características mecânicas requeridas são frequentemente acessíveis por resfriamento natural, como citado anteriormente, elas são, portanto, capazes de ser alcançadas, em certos casos, a partir de um produto semiacabado forjado ou laminado a quente (por exemplo, uma barra), pronto para uso, se este último já tiver a estrutura metalúrgica desejada {essencialmente bainítica), que será descrita abaixo. A composição dos aços da invenção é tal que a probabilidade de obtenção da estrutura desejada naturalmente após resfriamento simples no ar do produto semiacabado forjado ou laminado a quente em condições usuais não é negligenciável, se as dimensões do produto semiacabado levarem a uma taxa de resfriamento adequada em todo seu volume.

[0063] Então, ele é seguido por um tratamento de calor parcial, em particular um tratamento de superfície do produto semiacabado, com o propósito de obtenção local de uma microestrutura martensítica fracamente ou não recozida, um exemplo de tal tratamento sendo um tratamento de superfície por indução, seguido por têmpera local e, opcionalmente, recozimento entre 150 e 350 °C.

[0064] Um tratamento parcial como este é praticado de forma conhecida para reforço local de certas placas de guia ou entalhes, apoios de eixo de manivela e/ou mancais de eixo de manivela para automóveis e caminhões.

[0065] Finalmente, ele é opcionalmente seguido por retificação para dar à parte suas dimensões finais e sua condição de superfície específica.

[0066] Em todo caso, o teor de carbono requerido de acordo com a invenção garante a obtenção de uma dureza adequada nas regiões endurecidas localmente (por indução, mas também por laser ou por qualquer outro método funcionalmente equivalente que resulte no endurecimento da superfície por aquecimento localizado e resfriamento).

[0067] Deve ser entendido que a lista de tratamentos executados não é necessariamente exaustiva e que outros tratamentos de moldagem térmicos ou termomecânicos podem ser adicionados a este, por exemplo. O aspecto essencial é que a operação de moldagem a quente e o resfriamento subsequente, executados em aços que tenham a composição especificada, resultam na microestrutura bainítica em até 80% como desejado, e que o tratamento de calor localizado seja executado nesta microestrutura, com o resultado de formação de microestrutura martensítica fracamente ou não recozida na região a que se refere este tratamento.

[0068] Resultados obtidos com cinco aços que tenham uma composição de acordo com a invenção e com um aço de referência que é do tipo convencional 38MnSiV5 será discutido. Estes resultados são obtidos com moldes de laboratório forjados em círculos de 40 mm, ou em moldes industriais, forjados ou laminados a quente em barras de diferentes diâmetros. As composições destas amostras são exibidas na Tabela 2, bem como os valores do parâmetro Bs’ como definidos anteriormente, que é correlacionado com a temperatura de início da transformação bainítica Bs, mas que está sempre acima desta. Os outros elementos, não especificados na Tabela 2 estão presentes apenas em quantidades residuais, sem nenhum efeito metalúrgico.

[0069] As amostras de Ref. e lnv.1 advêm de colaborações executadas em condições industriais acabadas por laminação a quente em barras de 80 mm. As outras amostras são amostras laboratoriais forjadas em barras de 40 mm.

Tabela 2: Composições e Bs’ das amostras testadas; os teores de Ti, Nb e B são de 0,030%, 0,025% e 0,003%, respectivamente, quando estes elementos estão presentes respectivamente.

[0070] Para se obterem, em todas estas amostras, microestruturas representativas da condição de uma parte forjada, em particular um tamanho de grão de 5 a 7 ASTM, e, assim, garantir a validade das comparações de uma amostra com a outra, procedeu-se sistematicamente com austenitização das barras que, então, foram resfriadas naturalmente ao ar livre e calmo, portanto, sem tentar controlar particularmente sua taxa de resfriamento. Deve estar claro que esta austenitização não é, em si, um passo do método da invenção, mesmo que proceder com esta industrialmente não seja excluído. Mas, ela dá a possibilidade de se obterem as microestruturas mencionadas na Tabela 3, que correspondem àquelas que seriam obtidas industrialmente no final da moldagem a quente e do resfriamento que se segue, como descrito anteriormente. Estes testes são, portanto, acima de tudo, representativos do que é fornecido pela aplicação de têmpera localizado de aços que tenham a composição e a microestrutura global requerida pela invenção no momento no momento em que este tratamento de calor parcial for executado neste.

[0071] Em seguida, em todo caso, um tratamento de acordo com a invenção após a aplicação da conformação a quente às barras. A Tabela 3 mostra as características mecânicas (limite de elasticidade Re, tensão de tração Rm, razão Re/Rm e resiliência KCU) medidas nos produtos assim obtidos.

[0072] Aqui, deve-se enfatizar que os resultados obtidos, em valores absolutos, devem ser analisados apenas no contexto específico a que se referem. A hierarquia entre os graus examinados se manterá, não obstante, idêntica para amostras que tenham as mesmas dimensões, o que seria diferente daqueles dos exemplos mencionados aqui.

Tabela 3: Características mecânicas das amostras após austenitização e resfriamento ao ar livre e calmo.

[0073] Como é visto, os aços que correspondem à invenção usando um teor de silício de apenas 0,2 - 0,3% têm, como comparado com a referência, seja uma vantagem pequena em termos de características mecânicas (caso de lnv.2), ou uma vantagem mais pronunciada, no entanto, em detrimento da homogeneidade microestrutural (lnv.1, onde a presença de martensita é notada em uma barra com um diâmetro de 40 mm resfriado em ar calmo) e da resiliência. Mas, subsequentemente, voltaremos às vantagens que estes graus têm, no entanto, dentro do escopo de um tratamento de têmpera superficial por indução (ou equivalente).

[0074] Em relação ao alto teor de Si da invenção, a Tabela 2 claramente demonstra a possibilidade de se obter a supressão de carbonetos e formação de austenita residual para teores de silício que se mantenham substancialmente inferiores do que os mencionados 1,2 ou 1,5% na literatura como aqueles que permitem que este efeito seja obtido. De fato, apenas uma presença mais forte de Si distingue os aços que compõem os exemplos lnv.2 e lnv.3 (Si = 0,31 % e 0,59% respectívamente). Como é visto, a modificação da microestrutura causada por esta adição de Si é correlacionada com um aumento altamente significativo causado na força mecânica Rm, com, em ambos os casos, valores consideravelmente maiores do que aqueles de referência (até +30%). E as outras propriedades Re e KCU medidas são, praticamente, não afetadas. Mesmo adições maiores de Si, como nos exemplos lnv.4 e lnv.5, dão a possibilidade de aumento adicional do nível de Rm.

[0075] Para comparar a resposta ao tratamento de têmpera por indução da superfície, espécimes de teste foram tratados em uma peça de equipamento industrial projetado para têmpera por indução de entalhes de eixo de manivela. Os aços correspondentes a Ref. e a lnv.1 foram tratados em condições idênticas, isto é, nove rodadas de aquecimento a uma potência de 60 kW, com uma rodada por segundo, e, então, a microestrutura examinada e a profundidade de endurecimento foram medidas. As Figuras 1 e 2 claramente ilustram o benefício trazido pela microestrutura bainítica inicial (lnv.1, Fig. 2) quando comparada com a referência ferrítico-perlítica (Fig. 1). De fato, embora as d u rezas máximas sejam aproximadamente idênticas, o grau ferrítico-perlítico de referência tem maior dificuldade de ser austenitizado, o que é expresso por uma espessura de endurecimento reduzida e por uma heterogeneidade mais pronunciada.

[0076] Exames metalográficos conduzidos por microscopia eletrônica de varredura demonstram, ainda, nas amostras da referência, que constituintes não martensíticos existiram no lugar de velhos grãos ferríticos, mesmo a menos de 0,5 mm da superfície. Este tipo de constituinte não é identificado na amostra lnv.1.

REIVINDICAÇÕES

Claims (21)

1. Método para fabricar uma parte mecânica de aço, caracterizado pelo fato de que inclui as seguintes etapas: um aço para partes mecânicas tratadas na superfície com altas características é moldado e solidificado, cuja composição, em porcentagens de massa, tem: • 0,35% < C < 0,50%; • 0,30% < Mn < 1,50%; • quantidades residuais < Cr < 1,50%; • 0,05% < Mo < 0,50%; • 0,15 < Si < 1,20%; • quantidades residuais < Ni < 1,0%; • quantidades residuais < Cu < 1,0%; • quantidades residuais < V < 0,35%; • quantidades residuais < Al < 0,10%; • quantidades residuais < B < 0,005%; • quantidades residuais < Ti < 0,10%; • quantidades residuais < Nb < 0,10%; • quantidades residuais < S < 0,15%; • quantidades residuais < Ca < 0,010%; • quantidades residuais < Te < 0,030%; • quantidades residuais < Se < 0,050%; • quantidades residuais < Bi < 0,050%; • quantidades residuais < Pb < 0,100%; • quantidades residuais < N < 0,020%; o restante sendo ferro e impurezas resultantes da elaboração, e os teores de C, Mn e Cr sendo tais que 830 - 270 C% - 90 Mn% - 70 Cr%) < 620; conformação a quente de tal aço solidificado é executada no domínio austenítico para obter um produto semiacabado conformado a quente; o produto semiacabado conformado a quente é resfriado a uma taxa que lhe dá uma estrutura bainítica que contém um total de, no máximo, 20% de martensita e/ou perlita e/ou ferrite; ele é seguido por um tratamento de calor parcial com o propósito de obter localmente uma microestrutura martensítica fracamente ou não recozida.

2. Método de acordo com a reivindicação 1, caracterizado pelo fato de que o aço contém quantidades residuais < Ni < 0,5%.

3. Método de acordo com a reivindicação 1 ou 2, caracterizado pelo fato de que o aço contém 0,15% < Mo < 0,30%.

4. Método de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 3, caracterizado pelo fato de que o aço contém 0,005% < Al < 0,10%.

5. Método de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 4, caracterizado pelo fato de que o aço contém 0,0005% < B < 0,005%.

6. Método de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 5, caracterizado pelo fato de que o aço contém 0,005% < Ti < 0,03%.

7. Método de acordo com as reivindicações 5 e 6, caracterizado pelo fato de que o aço contém quantidades residuais < N < 0,0080% e em que Ti > 3,5 N.

8. Método de acordo com uma das reivindicações 1 a 7, caracterizado pelo fato de que o aço contém 0,005% < S < 0,15%.

9. Método de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 8, caracterizado pelo fato de que o tratamento de calor parcial é um tratamento de superfície.

10. Método de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 9, caracterizado pelo fato de que tal tratamento de calor parcial é um tratamento de superfície por indução seguido por têmpera local.

11. Método de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 10, caracterizado pelo fato de que o resfriamento do produto semiacabado conformado a quente é seguido por recozimento a 200-400 °C por 30 minutos a 8 horas.

12. Método de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 11, caracterizado pelo fato de que o tratamento de calor parcial é seguido por recozimento entre 150 °C e 350 °C.

13. Método de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 12, caracterizado pelo fato de que o resfriamento que segue a conformação a quente do produto semiacabado ocorre em ar calmo.

14. Método de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 12, caracterizado pelo fato de que o resfriamento que segue a conformação a quente do produto semiacabado ocorre em ar pulsado.

15. Método de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 14, caracterizado pelo fato de que a conformação a quente do aço solidificado na região austenítica é executada por forjamento a quente ou laminação a quente do aço solidificado.

16. Método de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 15, caracterizado pelo fato de que é seguido por uma ou mais operações de usinagem para dar à parte suas dimensões desejadas.

17. Método de acordo a reivindicação 16, caracterizado pelo fato de que, antes ou depois da(s) operação(ões) de usinagem, é seguido por recozimento executado a 200-400 °C por 1 a 2 horas.

18. Método de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 17, caracterizado pelo fato de que é seguido por retificação para dar à parte suas dimensões finais.

19. Parte mecânica de aço, caracterizada pelo fato de ser obtida com o método do tipo definido em qualquer uma das reivindicações 1 a 18.

20. Parte mecânica de aço de acordo com a reivindicação 19, caracterizada pelo fato de que esta é uma placa usinada a partir de uma barra que foi laminada e, então, cortada em tarugos.

21. Parte mecânica de aço de acordo com a reivindicação 19, caracterizada pelo fato de que esta é um eixo de manivela forjado cujos entalhes e/ou apoios e/ou mancais foram reforçados por meios de tal tratamento de calor parcial.