BR112019016481A2

BR112019016481A2 - aço para a fabricação de um componente por formação a quente e uso do componente

Info

Publication number: BR112019016481A2
Application number: BR112019016481A
Authority: BR
Inventors: Skrlec Jasminko; Lindner Stefan
Original assignee: Outokumpu Oy
Priority date: 2017-02-10
Filing date: 2018-02-05
Publication date: 2020-04-07
Also published as: PT3360981T; EP3360981A1; CN110382723A; HUE051081T2; AU2018217645A1; RU2019124935A3; ES2824461T3; KR20190117561A; CN110382723B; WO2018146050A1; PL3360981T3; RU2019124935A; TW201840867A; CA3052900A1; SG11201906746WA; MX2019009398A; EP3360981B1; US20190352755A1; JP2020509231A; US11788176B2

Abstract

a invenção se refere a um aço para fabricação de um componente por conformação a quente após a austenização. o aço é constituído, em porcentagem em peso, de menos de ou igual a 0,2% de carbono (c), menos de ou igual a 3,5% de silício (si), 1,5 - 16,0% de manganês (mn), 8,0 - 14,0% de cromo (cr), menos de ou igual a 6,0% de níquel (ni), menos de ou igual a 1,0% de nitrogênio (n), menos de ou igual a 1,2% de nióbio (nb) ligado à fórmula nb = 4x (c + n), menos de ou igual a 1,2% de titânio (ti), de modo que ti = 4x (c + n) + 0,15, e adicional te opcionalmente menos de ou igual a 2,0% molibdênio (mo), menos de ou igual a 0,15% vanádio (v), menos de ou igual a 2,0% de cobre (cu), menos de 0,2% de alumínio (al), menos de ou igual a 0,05% de boro (b), sendo o restante ferro e impurezas evitáveis de aços inoxidáveis. a invenção também se refere ao aço em peças de transporte de veículos e em recipientes de pressão ou tubos.

Description

AÇO PARA A FABRICAÇÃO DE UM COMPONENTE POR FORMAÇÃO A QUENTE E USO DO COMPONENTE [0001] A presente invenção se refere a um aço, de um modo preferido, a um aço inoxidável para fabricação de um componente por moldagem a quente. A invenção também se refere ao uso do componente.

[0002] O processo de conformação a quente ou frequentemente denominado endurecimento por pressão permite, juntamente com materiais moldáveis a quente, que sejam alcançadas as metas de emissão de CO2 da indústria automobilística, obtendo peso leve ativo e, ao mesmo tempo, aumentem a segurança dos passageiros. A moldagem a quente é definida como um processo durante o qual uma chapa de aço adequada com microestrutura ferrítica ou martensítica é aquecida até e mantida na temperatura de austenização para uma definição através do tempo de endurecimento. Depois disso, uma etapa do processo de extinção se seguida com uma taxa de resfriamento definida. Além disso, o processo inclui uma remoção de material do forno e a transferência de material para uma ferramenta de moldagem a quente. Na ferramenta, o material é formado para o componente alvo. Dependendo da composição do material, a ferramenta deve ser resfriada ativamente. A taxa de resfriamento é orientada para valores que geram estrutura de endurecimento martensítica para o material. Um componente fabricado com tal processo dispõe de alta resistência à tração com baixa ductilidade e baixo potencial de absorção de energia. Este tipo de componente é usado para componentes relevantes de segurança e acidentes em colunas de carros de passageiros, canais, travessa de assento ou painel de balancim.

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[0003]	Aços	tratáveis	termicamente,	tais	como
22MnB5, ligados	com	manganês	e boro, são	usados	para

moldagem a quente na indústria automotiva. Esta liga atinge, endurecimento por pressão, propriedades mecânicas, como 1.050 MPa de força de rendimento, 1.500 MPa de resistência à tração com alongamento da fratura A₈q = 5 6%, quando a espessura do material é 1,5 milímetros, a temperatura de austenização de 925°C, o tempo de espera de 6 minutos e a taxa de resfriamento definida 27 K / se ainda o tempo de transferência do forno para a ferramenta de moldagem a quente de 7 até 10 segundos.

[0004] A microestrutura inicial para moldagem a quente é martensítica ferrítica ou ferrítica e a microestrutura é transferida por moldagem a quente para uma estrutura de endurecimento martensítica. Outros tipos de transformação da microestrutura só são ajustados, se outras propriedades mecânicas forem necessárias, para alguns componentes de forma parcial ou apenas localmente. Em seguida, as taxas de aquecimento ou resfriamento são variadas. Outros desenvolvimentos para variar a microestrutura são conhecidos na literatura, tais como têmpera adaptada.

[0005] Os componentes fabricados por moldagem a quente da técnica anterior exibem uma elevada dureza e, respectivamente, uma elevada resistência à tração, mas um alongamento fraco. Portanto, os inconvenientes são então uma baixa ductilidade, um comportamento de fratura frágil, bem como uma falha de componente frágil combinada com baixa resistência ao impacto e particularmente um baixo potencial de absorção de energia sob carga abrupta, dinâmica, cíclica

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3/21 e balística. Além da alta absorção de energia, um baixo nível de intrusão para peças de segurança relevantes é simultaneamente necessário. Além disso, os materiais oferecem após moldagem a quente uma capacidade de dobra insuficiente, o que elimina a opção de pós-processamento dos componentes por operações de conformação a frio. Além disso, um acabamento quente sob temperatura de partida martensítica (Ms), por exemplo para o aço 22MnB5 entre 390°C e 415°C dependendo da regra de cálculo, é apenas restritivamente possível para os aços tratáveis por calor da técnica anterior. Como uma desvantagem adicional para a estabilidade do processo de tais materiais durante a conformação a quente, a propriedade de ser um aço sem endurecimento pelo ar pode ser ressaltada. Isso significa que uma taxa crítica de resfriamento deve ser obrigatoriamente observada para alcançar a estrutura de endurecimento totalmente convertida. Isso deve ser adotado a partir da ferramenta de moldagem a quente por passagens de refrigeração, o que torna a ferramenta claramente mais cara. Além disso, o revestimento da ferramenta deve ser configurado respectivamente. Caso contrário, no caso de uma ferramenta aquecida durante a frequência do relógio, mesmo que apenas localmente, peças mais leves com uma microestrutura ferrítica, bainítica ou perlítica surgem e alteram as propriedades do componente resultante de maneira negativa, ou seja, não tendo força ou dureza necessária de componente contra batidas. Durante o processo de resfriamento, a temperatura de acabamento martensítica M_fdeve ser reduzida, antes que a remoção do componente da ferramenta de moldagem a quente seja possível. Isso é

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4/21 necessário para garantir uma transformação completamente martensitica. Mas essa restrição resulta em uma redução significativa do tempo de ciclo e, portanto, é uma grande desvantagem econômica, em comparação com a fabricação em conformação a frio.

[0006] Outra desvantagem é a necessidade de um revestimento de superfície adicional para proteger o material contra incrustações durante a formação a quente e a corrosão durante a vida útil do componente. Os aços tratáveis por calor não preenchem os requisitos de corrosão, especialmente a corrosão úmida em carros de passeio devido ao seu sistema de liga. A camada incrustante não pode existir durante o processamento adicional de componentes e a sua vida útil. Para contornar as desvantagens de uma superfície em branco, a publicação WO 2005/021822 descreve um sistema de corrosão catódica com base em zinco e magnésio. Em contraste, a publicação WO 2011/023418 elabora um sistema ativo de proteção contra corrosão com zinco e níquel. Além disso, é conhecido um revestimento de superfície com zinco e alumínio da publicação EP 1143029, e a publicação EP 1013785 define um revestimento de superfície resistente à incrustação com base em alumínio e silício. Uma matriz orgânica com partículas com base em S1O2 é mencionada na publicação WO 2006/040030. Em todos os tipos desses revestimentos, a espessura da camada é ajustada de 8 a 35 micrômetros. Além disso, todos esses revestimentos têm uma estabilidade de temperatura limitada durante o processo de formação a quente, o que resulta, por um lado em uma janela de processo limitada para formação a quente e por outro lado

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5/21 no perigo de uma fusão indesejada do revestimento durante o processo de austenização. 0 último aspecto resulta em casos de danos com quebra de rolo nos fornos de aquecimento de por causa da contaminação dos rolos de cerâmica com as fases liquidas do revestimento da superfície. Para alguns revestimentos, é necessária uma curva de aquecimento ascendente moderada definida para formar uma camada intermediária resistente ao calor devido aos processos de

difusão na	primeira	etapa e, em	seguida,	continuar com	o
processo de formação	a	quente.	Portanto	, tecnologias	de
aquecimento	rápido	eficientes	em termos de custos	e
eficientes	em termos	de	emissão	com métodos indutivos	ou
condutivos	não podem	ser	utilizadas até o	momento.
[	0007] Os aços	tratáve	is por	calor usados	na

técnica anterior para moldagem a quente e os revestimentos de superfície destes aços mostram ainda mais inconvenientes significativos na sua soldabilidade. Para processos de união térmica dos aços tratáveis por calor, um amolecimento geral pode ser detectado na zona afetada por calor (HAZ) . Em geral, os elementos de liga dos aços tratáveis por calor, como carbono ou boro, neutralizam a soldabilidade. Além disso, as propriedades de alta resistência causam um aumento do risco de fragilização por hidrogênio e, então, também existem tensões mais altas. As tensões colaboram com a estrutura de endurecimento martensítica e a absorção de hidrogênio. A absorção de hidrogênio pode ter sua origem no processo do forno devido a um ponto de orvalho subexcitado durante a formação a quente ou por causa da soldagem durante o processamento do componente endurecido. Devido às fases de fusão durante a soldagem, elementos do

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6/21 revestimento de superfície, como alumínio ou silício, podem ser inseridos na solda. Os resultados são fases AIFe ou AIFeSi intermetálicas frágeis e de redução de resistência. Pelo contrário, se os revestimentos de superfície forem à base de zinco, as fases de zinco de baixo ponto de fusão resultam durante a soldagem e afetam as rachaduras por causa da fragilização do metal líquido.

[0008] Outros desenvolvimentos visam dissociar o endurecimento e o processo de conformação. Em uma primeira etapa, o chamado pré-condicionamento austeniza e extingue uma tira ou uma folha em vez de um endurecimento em prensa com uma microestrutura de transformação parcialmente martens!tica. Em uma etapa subsequente, a tira ou folha pode ser formada para um componente com uma temperatura sob temperatura de transformação A_ci. A publicação US 2015047753A1 e a publicação DE 102016201237A1 descrevem uma forma de processo alternativa para economizar as emissões de CO2 durante a fabricação dos componentes.

[0009] A publicação WO 2010/149561 se refere aos aços inoxidáveis como um grupo de materiais para moldagem a quente. Aços inoxidáveis ferríticos, como 1.4003, aços inoxidáveis martens!ticos ferríticos, como 1.4400 e aços inoxidáveis martens!ticos, como 1.4028 ou 1.4034, são ressaltados. Como uma forma especial, os aços inoxidáveis martens! ticaos com até 6% em peso de níquel são mencionados. O elemento de liga níquel aumenta a proteção contra corrosão e opera como um formador de fase de austenita. A vantagem geral de ter propriedades de endurecimento ao ar é descrita nesta publicação do WO 2010/149561 para estes aços inoxidáveis. A dureza

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7/21 alcançável após a moldagem a quente está relacionada ao nível do teor de carbono. Uma distinção é feita para o nível da temperatura de austenização em relação ao grau de formação, altos graus de formação em temperatura de austenização acima de A_c3 são recomendados para evitar uma influência negativa de carbonetos precipitados. As desvantagens desses aços inoxidáveis conformáveis a quente são, em primeiro lugar, a alta temperatura de austenização, por exemplo, para 1.404 a 1.150°C. Tais temperaturas excedem em grande parte as possibilidades de fornos usados para componentes automotivos moldados a quente. Para atingir um alto nível de ductilidade, um processo de recozimento subsequente é necessário e reduz a eficiência econômica. Além disso, os aços inoxidáveis Martens!ticaos com teor de carbono superior a 0,4% em peso são classificados como não soldáveis em geral. O alto teor de carbono resulta durante a soldagem de taxas de resfriamento típicas para uma transformação estrutural com uma alta tendência de rachaduras por endurecimento e uma fragilização da zona afetada por calor. O alto teor de carbono em relação ao cromo afeta significativamente a redução da resistência à corrosão intergranular após a soldagem nas zonas sensíveis ao calor. Além disso, abaixo das temperaturas para têmpera da solução que são dependentes de liga para este grupo de material entre 400 e 800°C, uma zona de depleção local pode ser detectada devido à segregação de carbonetos concentrados de cromo, como Cr₂3C6· A formação do núcleo nos limites do grão é facilitada em relação às áreas com o grão. Para uma combinação de cargas químicas e mecânicas, pode ocorrer a

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8/21 corrosão sob tensão com um caminho de trinca intergranular.

[0010] O objetivo da presente invenção é eliminar alguns inconvenientes da técnica anterior e obter um aço melhorado, de preferência um aço inoxidável para ser utilizado na fabricação por processo de moldagem a quente de um componente com elevada resistência, elevado alongamento e ductilidade. As características essenciais da presente invenção estão listadas nas reivindicações anexas.

[0011] De acordo com a presente invenção, um aço a ser utilizado em um processo de moldagem a quente é um aço temperado com uma microestrutura definida em várias fases, pelo que se deseja um teor definido de austenita após a moldagem a quente para permitir uma boa ductilidade, absorção de energia e flexibilidade. O aço tem uma microestrutura de grãos finos com carbonetos e nitretos finos homogeneamente distribuídos. No processo de moldagem a quente, utiliza-se uma temperatura reduzida de austenização e uma maior resistência à incrustação em comparação com a técnica anterior. Um revestimento de superfície adicional ou tratamentos de superfície adicionais após a moldagem a quente como um jateamento de areia ou jateamento não são necessários devido à repassivação natural, por meio da camada passiva de óxido de cromo (CrO). Os elementos de liga são equilibrados entre si de uma maneira que é realizada uma alta soldabilidade para os componentes produzidos a quente. Além disso, a temperatura inicial Martens!ticaa M_s é significativamente reduzida para permitir uma maior confiabilidade do processo com um período de tempo mais longo para processos de corte a quente e um tempo reduzido de resfriamento na ferramenta

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9/21 de conformação. Os aços da presente invenção são materiais de endurecimento ao ar. A combinação de uma temperatura de partida Martens!ticaa reduzida e a propriedade de ser um material de endurecimento ao ar resulta em janelas de processo maiores e em uma maior estabilidade dos valores mecânicos e da microestrutura para a fabricação de componentes de moldagem a quente. A temperatura de austenização também é reduzida para minimizar as emissões de dióxido de carbono (CO2) e os custos de energia durante o processo de conformação a quente. Além disso, durante o ciclo de vida do componente fabricado do aço da invenção, um efeito anticorrosivo satisfatório encontra-se disponível. Para obter um componente com alta segurança, um teor de austenita residual definido é ajustado pela combinação do processo de fabricação do material e de moldagem a quente, independente da microestrutura do material inicial antes da moldagem a quente. 0 teor residual de austenita permite uma alta ductilidade e, portanto, um alto potencial de absorção de energia sob cargas de deformação.

[0012] O aço de acordo com a presente invenção consiste em uma porcentagem em peso menor ou igual a 0,2%, preferivelmente 0,08-0,18% carbono (C) , menor ou igual a 3,5%, preferivelmente menor ou igual a 2,0% de silício (Si), 1,5 - 16,0%, preferivelmente 2,0 - 7,0% de manganês (Mn) , 8,0 - 14,0%, preferivelmente 9,5 - 12,5% de cromo (Cr), menor ou igual a 6,0%, preferencialmente menor ou igual a 0,8% de níquel (Ni), menor ou igual a 1,0%, de preferência menor ou igual a 0,05 - 0,6% de nitrogênio (N), menos de ou igual a 1,2%, de preferência 0, 08 - 0, 25% de

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10/21 nióbio (Nb), de modo que Nb = 4x (C + N), menos de ou igual a 1,2%, de preferência 0,3 - 0,4% de titânio (Ti), de modo que Ti = 4x (C + N) + 0,15 ou preferivelmente Ti = 48/12% C + 48/14% N, e ainda opcionalmente menor ou igual a 2,0%, preferivelmente 0,5 - 0,7% de molibdênio (Mo), menos de ou igual a 0,15% de vanádio (V), menos de ou igual a 2,0% de cobre (Cu), inferior a 0,2% de alumínio (Al), menos de ou igual a 0,05% de boro (B), o restante sendo ferro e impurezas evitáveis em aços inoxidáveis.

[0013] O efeito dos elementos de liga no aço da invenção é descrito a seguir:

- o cromo cria uma camada de passivação de óxido de cromo na superfície do objeto de aço e alcança, assim, uma resistência fundamental à corrosão. A capacidade de dimensionamento será substancialmente depreciada. Por conseguinte, o aço da invenção não requer qualquer proteção posterior contra corrosão ou incrustações, tal como um revestimento de superfície separado para o processo de formação a quente, bem como para a vida útil do componente. Além disso, o cromo restringe a solubilidade do carbono, o que resulta em um efeito positivo para a criação da fase de austenita residual. O cromo também melhora os valores das propriedades mecânicas, e o cromo faz efeito de forma que o aço da invenção apareça como um endurecedor ao ar para a faixa de espessura inferior a 10 milímetros. Uma limitação superior do teor de cromo é o resultado da sobretaxa e do equilíbrio da microestrutura, porque o cromo é um formador de fase de ferrita. Com um teor de cromo aumentado, a temperatura de austenização aumenta de uma maneira inadequada, porque a gama de fases de austenita do aço da

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invenção	é reduzida.	0 teor	de	cromo	assim se encontra
entre 8,	0 e 14,0%, de	preferência	entre	9,5 e 12,5%.
	[ 0014 ] A área da	fase	de	austenita que foi
reduzida	pelo cromo,	pode	ser	pelo	menos parcialmente
evitada	pelo carbono,	porque	o c	:arbon<	d é um formador de

fase de austenita. Ao mesmo tempo, o teor de carbono é necessário para a dureza da microestrutura resultante após o processo de moldagem a quente. Juntamente com os outros elementos formadores de fase de austenita, o carbono é responsável por estabilizar e estender a área da fase austenita (γ) durante a moldagem a quente acima da temperatura de austenização, de modo que a microestrutura produzida é saturada com a fase austenita. Após o processo de resfriamento da temperatura de conformação a quente até a temperatura ambiente, existem áreas austeníticas dúcteis em uma matriz Martens!ticaa de alta resistência. Se for desejável transformar novamente a austenita residual em martensita, é possível realizar um tratamento com criogênio ou operações de conformação a frio, como o descascamento. Uma limitação superior do teor de carbono é permitida para alta soldabilidade e atua contra o perigo de corrosão intergranular após a soldagem nas zonas afetadas por calor. Um teor de carbono muito alto aumentará a dureza da fase de martensita após a soldagem e, portanto, o teor de carbono aumenta a suscetibilidade a rachaduras por trincas frias induzidas por tensão. Além disso, com um teor de carbono desejado, o processo de pré-aquecimento antes da soldagem pode ser evitado. Portanto, o teor de carbono é menor ou igual a 0,2%, preferivelmente 0,08 - 0,18%.

[0015] O nitrogênio é um formador da fase de

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12/21 austenita forte, bem como carbono, e, portanto, o teor de carbono pode ser limitado por causa da adição de nitrogênio. Como resultado, a combinação de dureza e soldabilidade pode ser alcançada. Juntamente com cromo e molibdênio, o nitrogênio melhora a resistência à corrosão por corrosão intersticial e corrosão alveolar. Devido ao fato de que a solubilidade do carbono é limitada com o aumento do teor de cromo, o nitrogênio pode ser inverso mais solucionado com maiores teores de cromo. Com a combinação da soma (C + N) em relação ao cromo, uma relação bem equilibrada de maior dureza e proteção contra corrosão pode ser alcançada. A limitação superior de nitrogênio resulta em uma limitação da quantidade adequada de fase de austenita residual e na possibilidade limitada de dissolver nitrogênio em fusão em escala industrial. Além disso, o alto teor de nitrogênio desativa todos os tipos de segregação que não podem dissolver o nitrogênio. Um exemplo é a fase sigma indesejável, que é especialmente crítica durante a soldagem, e também o carboneto Cr₂₃Ce é responsável pela corrosão intergranular.

[0016] A adição de nióbio ao aço da invenção resulta no refinamento do grão e, além disso, o nióbio resulta em numa segregação de carbonetos finos. Durante a vida útil do componente, o aço moldado a quente da invenção mostra assim uma elevada insensibilidade à fratura quebradiça e resistência ao impacto e também após a soldagem nas zonas afetadas por calor. O nióbio estabiliza, como o titânio, o teor de carbono e, portanto, o nióbio evita o aumento do carboneto Cr₂3C₆ e o perigo da corrosão intergranular. Assim, a sensibilização afetada pela

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13/21 temperatura, por exemplo, após a soldadura do componente formado a quente, tornar-se-á acritica. Ao contrário do titânio ou do vanádio, o nióbio tem grande efeito no endurecimento de grãos finos e aumenta, assim, a força de rendimento. Além disso, o nióbio diminui a temperatura de transição da maneira mais eficaz em comparação com outros elementos de liga. E o nióbio melhora a resistência à corrosão sob tensão. Além do nióbio, o vanádio é ligado com um teor inferior a 0,15%. O vanádio aumenta o efeito do refinamento do grão e torna o aço da invenção mais insensível contra o sobreaquecimento. Além disso, o nióbio e o vanádio retardam a recristalização durante o processo de formação a quente e resultam em uma microestrutura de grão fino após o resfriamento da temperatura de austenização.

[0017] O silício aumenta a resistência à incrustação durante a moldagem a quente e inibe a tendência à oxidação. Portanto, o silício é um elemento de liga junto com o nióbio. O teor de silício é limitado a menos de ou igual a 3,5%, de preferência menor ou igual a 2,0%, para evitar uma exposição desnecessária a trincas a quente durante a soldagem, mas também para desviar de fases de baixa fusão indesejadas.

[0018] O molibdênio é opcionalmente adicionado ao aço da invenção, especialmente quando o aço é utilizado para componentes corrosivos particulares. O molibdênio, juntamente com o cromo e o nitrogênio, possui uma alta resistência adicional contra a corrosão alveolar. Além disso, o molibdênio aumenta as propriedades de resistência em altas temperaturas e o aço pode ser usado em aços de

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moldagem	a quente	para	soluções	de	alta temperatura,	por
exemplo,	para blindagens	de	proteção	contra calor.
	[0019] No	caso	em	que	os	formadores de fase	de

austenita, tais como carbono e nitrogênio são limitados ao uso, o níquel é adicionado como um formador de fase de austenita forte a fim de assegurar a criação de austenita residual após a formação a quente. 0 mesmo efeito pode ser alcançado com o cobre em quantidades menores ou iguais a 2,0%.

[0020] Quantidades de elementos acompanhantes indesejados, como fósforo, enxofre e hidrogênio, são limitadas a uma quantidade tão baixa quanto possível. Além disso, o alumínio é limitado a menos de 0,02% e o boro é limitado a menos de 0,05%.

[0021] O aço da invenção é vantajosamente fabricado por fusão contínua ou por fusão em tira. Naturalmente, quaisquer outros métodos de fundição relevantes podem ser utilizados. Após fundição, o aço é deformado em tiras laminadas a quente ou chapas laminadas a frio, folhas ou tiras ou mesmo em uma bobina com uma espessura menos de ou igual a 8,0 mm, preferivelmente entre 0,25 e 4,0 mm. Uma laminação termomecânica pode ser incluída no processo de fabricação do material, a fim de acelerar a transformação da fase de austenita, com o resultado da criação de uma microestrutura fina para as propriedades tecnológicas mecânicas desejadas. O material da presente invenção pode ter microestruturas diferentes, dependendo da liga como um estado de ligação antes da subsequente operação de conformação a quente, a fim de fabricar um componente desejado. Após a moldagem a quente,

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15/21 o componente fabricado possui uma microestrutura Martens!ticaa, parcialmente com fase de austenita residual dúctil.

[0022] O componente fabricado a partir de aço moldado a quente da invenção pode ser usado para transportar partes de veículos, especialmente para peças estruturais e componentes de chassi relevantes a colisões onde alta resistência com nível de intrusão definido é necessária em combinação também com alta ductilidade, alta absorção de energia, alta tenacidade e bom comportamento sob condições de fadiga. O dimensionamento e a resistência à corrosão permitem aplicações em áreas de corrosão úmida. Componentes para ônibus, caminhões, ferrovias ou veículos agrícolas também são concebíveis para carros de passageiros. Devido à combinação dos elementos de liga e do processo de moldagem a quente, o aço da presente invenção tem uma alta resistência ao desgaste, o que o torna adequado para ferramentas, lâminas, lâminas trituradoras e cortadoras de máquinas de cultivo na área de veículos agrícolas. Além disso, recipientes de pressão, armazenamentos, tanques ou tubos também são soluções adequadas, por exemplo, a fabricação de colunas de segurança de alta resistência aos impactos é possível. Uma combinação de hidroformação com uma subsequente formação a quente é adequada para criar peças estruturais complexas, tais como pilares ou capuzes. Com a elevada resistência ao desgaste indicada, o aço da invenção é adicionalmente adequado para soluções antigrafitismo, tais como revestimentos de estradas de ferro, bancos de parques. Além disso, a liga moldável a quente é adequada para utilização

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16/21 em cutelaria devido à microestrutura de grão fino e, assim, pode ser evitada uma etapa adicional do processo, tal como o tratamento com criogênio.

[0023] Com	etapas adicionais	do	processo após a
formação a quente, t	ais como polimento	ou	descamação, o aço
da invenção pode	ser usado	para	soluções domésticas
resistentes ao desga	ste.
[0024] Na	fabricação	de	um	componente por
moldagem a quente	a partir	do aço	da invenção, a

temperatura de austenização depende da solução e das propriedades de solução necessárias. Para soluções de alta resistência ao desgaste, uma temperatura de austenização, diretamente acima da temperatura A^c3, dependendo da liga entre 650°C e 810°C, é adequada para criar carbonetos indissolúveis e de resistência ao desgaste. Para soluções que necessitam de alta ductilidade, potencial de absorção de energia ou flexibilidade como partes estruturais de carros de passageiros, as temperaturas de austenização com carbonetos alocados completamente homogêneos e resolvidos com uma microestrutura fina são as preferidas. Então, uma temperatura de austenização entre 890°C e 980°C é adequada. Para soluções sob condições de alta pressão, como armazenamentos ou recipientes de pressão, uma temperatura de austenização de até 1.200°C pode ser necessária para criar uma microestrutura mais fina sem qualquer formação de carboneto. Mais preferencialmente, a temperatura de austenização está entre 940°C e 980°C em soluções para indústrias automotivas. Para os valores mecânicos típicos do parâmetro de formação a quente da solução de transporte, os valores mecânicos resultam em uma faixa de resistência

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17/21 de Rpo.2 na faixa de 1.100 - 1.350 MPa, a resistência à tração R_m está na faixa de 1.600 - 1.750 MPa e o alongamento A_40x8 está na faixa de 10 - 12,5%. O alongamento A_40x8 significa que o ensaio de tração é feito usando uma haste de tração com o comprimento de 40 mm e com a largura de 8 mm.

[0025] O aço da invenção foi testado com as ligas A - H, e as composições químicas e a microestrutura no estado inicial destas ligas são descritas na tabela 1 a seguir.

Tabela 1

Liga	C	Si	Mn	Cr	Ni	Mo	N	Nb	Microestrutura no estado inicial
A	0,17	0,3	3.5	10.5	6.0	-	0,08	0,08	Austenítica ferrítica (Duplex)
B	0,17	0,3	5.0	9.5	-	-	0,08	0,08	Martensitica
C	0,17	0,3	7.0	9.5	-	-	0,08	0,08	Martensitica
D	0,17	0,3	3.0	12.5	-	-	0,08	0,08	Martensitica
E	0,12	0,3	3.0	12.5	-	-	0,08	0,08	Martensitica
F	0,12	2,0	3,0	10,5	-	-	0,08	0,08	Ferrítica
G	0,12	0,3	2,0	12,5	-	-	0,08	0,18	Ferrítica
H	0,12	0,3	2,5	10,5	-	-	0,08	0,08	Ferrítica

[0026] Os resultados dos ensaios mecânicos para as ligas formadas a quente do aço da invenção estão na seguinte tabela 2. Como temperatura de austenização, foi utilizada uma temperatura típica de austenização para soluções automotivas.

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Tabela 2

Liga	Temperatura de Austenização, °C	Força de rendimento Rp0.2 [MPa]	Resistência à tração R_m [MPa]	Alongamento A_40xa[%]
A	950	1190	1700	11,8
B	940	1120	1620	12,3
e	940	1340	1690	10,3
D	980	1270	1710	11,0
E	980	1260	1640	11,3
F	950	1260	1560	11,3
G	950	1240	1530	11,3
H	950	1220	1500	9, 8

[0027] Os resultados da tabela 2 mostram que, para as ligas A - H na faixa de temperatura de austenização 940 - 980°C, a força de rendimento R_po.2 está na faixa de 1 190 - 1340 MPa e a resistência à tração R_m na faixa de 1500 - 1710 MPa. O alongamento A40X8 está entre 9, 8 e 12,3%.

[0028] O alongamento Ago da liga F também foi testado e na tabela 3 a seguir, os valores de alongamento para Ago e A40X8 na liga F são comparados entre si. Além disso, a tabela 3 mostra os respectivos valores para a força de escoamento e a resistência à tração.

Tabela 3

Liga	Amostra de teste	Força de rendimento Rpo.2 [MPa]	Resistência à tração R_m [MPa]	Alongamento [%]
F	^4 0x8	1260	1560	11,3
A-8 0	1247	1587	9, 1

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19/21 [0029] A seguinte tabela 4 contém as temperaturas mínima e máxima de austenização para as ligas A a H. Também a faixa de temperatura de austenização preferida é indicada para cada liga A a H.

Tabela 4

Liga	Temperatura minima de austenização, °C	Faixa de temperatura de austenização preferida, °C	Temperatura de austenização máxima, 0°C
A	720	920 - 980	1200
B	700	910 - 970	1200
C	670	910 - 970	1200
D	780	950 - 1010	1120
E	800	950 - 1010	1100
F	780	920 - 980	1170
G	830	920 - 980	1080
H	790	920 - 980	1180

[0030] O tempo necessário para atingir a temperatura de austenização a partir da temperatura ambiente foi de 95 segundos até 105 segundos e a velocidade de aquecimento resultante foi então de 3,5 K/s até 4,5 K/s. Além disso, as tecnologias de aquecimento rápido, como a indução, atingem os mesmos valores com um tempo de aquecimento entre 35 segundos e 50 segundos e a velocidade de aquecimento resultante entre 15K/s e 25K/s.

[0031] Dependendo do conceito de liga, temperatura de austenização, tempo de espera na temperatura

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20/21 de austenização, resfriamento, tempo opcional de recozimento e temperatura de recozimento, a microestrutura resultante após resfriamento da temperatura de austenização pode verificar entre 0,5% a 44% de fase de austenita dúctil em uma matriz martens!tica. Sem uma etapa adicional de recozimento, foi identificado um teor máximo de fase de austenita de 9,5%. Tendo uma etapa adicional de recozimento de curta duração (<120s), o conteúdo da fase de austenita aumenta para um máximo de 28%. O máximo teórico do conteúdo da fase de austenita na microestrutura pode ser alcançado com um processo de recozimento de longa duração (30 min.): 44% .

[0032] As temperaturas de partida martensiticas (M_s) para as ligas A - H da invenção são calculadas com a fórmula (% X que significa o conteúdo do elemento X em porcentagem em peso):

M_s = 550 - 350% C - 40% Mn - 20% Cr - 17% Ni 10% Cu - 10% Mo - 35% V - 8% W + 30% Al + 15% Co.

[0033] Os resultados estão listados na Tabela 5 que se segue.

Tabela 5

Liga	M_s [°C]
A	38,5
B	100,5
C	20,5
D	120,5
E	138
F	178

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G	178
H	198

[0034] A tabela 5 mostra que a temperatura de partida martensítica (M_s) é essencialmente menor do que, por exemplo, para o aço 22MnB5, onde a temperatura de partida martensítica está entre 390°C e 415°C.

Claims

REIVINDICAÇÕES

1. Aço para fabricação de um componente por moldagem a quente após a austenização, caracterizado pelo fato de que o aço consisti na porcentagem em peso menor ou igual a 0,2%, carbono (C), menor ou igual a 3,5% de silício (Si), 1,5- 16,0% de manganês (Mn), 8,0 - 14,0% cromo (Cr), menor ou igual a 6,0% de níquel (Ni), menor ou igual a 1% de nitrogênio (N) , menor ou igual a 1,2% de nióbio (Nb) ligado à fórmula Nb = 4x (C + N) , menor ou igual a 1,2% titânio (Ti), de modo que Ti = 4x (C + N) + 0,15, e opcionalmente menor igual ou igual a 2,0% de molibdênio (Mo), menor ou igual a 0,15% de vanádio (V), menor ou igual a 2,0% de cobre (Cu), menos de 0,2% de alumínio (Al), menor ou igual a 0,05% de boro (B) , sendo o restante ferro e impurezas evitáveis nos aços inoxidáveis.
2. Aço de acordo com a reivindicação 1, caracterizado pelo fato de que o aço contém 0,08 - 0,18% de carbono (C).
3. Aço de acordo com a reivindicação 1 ou 2, caracterizado pelo fato de que contém menos do que ou igual a 2,0% de silício (Si).
4. Aço de acordo com a reivindicação 1, 2 ou 3, caracterizado pelo fato de que o aço contém 2,0 - 7,0% de manganês (Mn).
5. Aço de acordo com qualquer das reivindicações anteriores, caracterizado pelo fato de que contêm 9,5 12,5% de cromo (Cr).
6. Aço de acordo com qualquer das reivindicações precedentes, caracterizado pelo fato de que contém menos do que ou igual a 0,8% de níquel (Ni).

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7. Aço de acordo com qualquer das reivindicações anteriores, caracterizado pelo fato de que contém 0,05 a 0,6% de nitrogênio (N).
8. Aço de acordo com qualquer das reivindicações anteriores, caracterizado pelo fato de que o aço contém 0,08 - 0,25% de nióbio (Nb), de modo que Nb = 4x (C + N).
9. Aço de acordo com qualquer uma das reivindicações precedentes, caracterizado pelo fato de que contém 0,3 - 0,4% de titânio (Ti), de modo que Ti = 4x (C + N) + 0,15.
10. Aço de acordo com a reivindicação 9, caracterizado pelo fato de que o teor de Ti no aço é de 48/12% C + 48/14% N.
11. Aço de acordo com qualquer das reivindicações precedentes, caracterizado pelo fato de que o aço contém opcionalmente 0,5 a 0,7% de molibdênio (Mo).
12. Aço de acordo com qualquer das reivindicações precedentes, caracterizado pelo fato de que, após a austenização a uma temperatura compreendida entre 900 e 1200°C, a resistência à deformação do aço austenitico R_po.2 está na faixa de 1100 - 1350 MPa, a resistência à tração do aço austenitico R_m está na faixa de 1600 - 1750 MPa, e o alongamento do aço austenitico A_40xB está na faixa de 10 12,5%.
13. Aço de acordo com uma das reivindicações precedentes, caracterizado pelo fato de que o tempo de aquecimento para atingir a temperatura de austenização é de 35 segundos a 105 segundos e a respectiva velocidade de aquecimento é de 3,5 K/s a 25 K/s.
14. Uso do componente formado a quente fabricado

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3/3 de aço de acordo com a reivindicação 1, em peças de veículos de transporte, especialmente para peças estruturais relevantes contra colisão e componentes de chassis para ônibus, caminhões, veículos agrícolas e carros de passageiros.
15. Uso do componente formado a quente fabricado a partir do aço de acordo com a reivindicação 1, em recipientes ou tubos de pressão para a fabricação de colunas laminadas de segurança resistentes a colisões, peças estruturais complexas, tais como bilhares ou coberturas, para soluções antigrafitismo, tais como, revestimentos para estradas de ferro, bancos de praças e cutelaria.