BRPI0601679B1 - Aço rápido para lâminas de serra - Google Patents

Description

“AÇO RÁPIDO PARA LÂMINAS DE SERRA”. A presente invenção trata de um aço para utilização em ferramentas de corte e usinagem de metais e outros materiais. O aço em questão possui composição que o classifica como aço ferramenta do tipo rápido, possuindo como principal característica o emprego de menor teor de elementos de ligas nobres, como o vanádio, tungstênio e molibdênio, porém com propriedades equivalentes ou superiores às dos aços rápidos menos ligados convencionais e ligeiramente inferiores às dos aços rápidos convencionais mais ligados. Tal arranjo de propriedades foi obtido a partir do emprego do elemento de liga alternativo nióbio e de elementos de liga de menor custo, como silício e alumínio.

As ferramentas de corte são aplicadas para um grande número de operações de corte e usinagem, sendo alguns exemplos operações de cortes em serras de fita, automáticas ou manuais, furação, torneamento, rosqueamento, fresamento, entre outras formas de usinagem de aço, ligas não ferrosas ou outros materiais sólidos. Um importante exemplo de operação a que o aço da presente invenção destina-se são serras, utilizadas em máquinas ou serras para corte manual, ambas podendo ser empregadas na forma rígida, inteiramente em aço rápido, ou bimetálica, com apenas as regiões dos dentes em aço rápido e as demais em aço construção mecânica baixa liga. Outras ferramentas de corte empregam, tipicamente, aços rápidos e podem ser feitas com o aço da presente invenção, sendo elas: brocas helicoidais, fresas de topo, ferramentas de perfil, brochas, bits e brocas especiais para materiais de alta resistência. Também, ferramentas de corte fino, como machos, cossinetes e fresas especiais.

Os mesmos aços rápidos empregados nessas ferramentas também podem ser utilizados como ferramentas de conformação. Exemplos são punções, ferramental para forjamento a frio, matrizes de estampagem e corte de chapas, matrizes para cunhagem, matrizes para conformação de pós metálicos ou cerâmicos, insertos e outras ferramentas para forjamento a quente e a morno, bem como ferramentas em outras aplicações em conformação a frio, a morno ou em conformação a quente, na qual o material conformado possui temperaturas chegando até 1300 °C.

Os aços tradicionalmente empregados em ferramentas de corte são os aços rápidos, que possuem como característica principal uma elevada resistência ao desgaste e retenção de dureza em alta temperatura. Exemplos típicos são os aços da série AISI M ou AISI T, destacando-se os aços AISI M2, M7 e T1. Para ferramentas de menor solicitação podem ser empregados aços menos ligados; os principais aços são o DIN 1.3333 e os aços AISI M50 e M52. A composição química base desses aços é mostrada na Tabela 1, na qual se deve dar ênfase nos elementos tungstênio, molibdênio e vanádio, que contribuem muito no custo final da liga. O efeito destes elementos no custo é apresentado na Tabela 2, normalizado pelo custo das ligas em dezembro de 2005. Nestes valores, é clara a vantagem dos aços menos ligados sobre os aços convencionais, em termos de custo de liga.

Os aços rápidos, portanto, sempre possuíram forte impacto sobre seu custo ligado aos custos das matérias primas (elementos de liga). Contudo, a recente elevação do custo de aços e ferro-ligas tornou isto ainda mais significativo. Em muitas aplicações, mesmo os aços menos ligados já existentes tiveram forte impacto de custo, aumentando o interesse em composições com teor de elementos de liga ainda menor. E, para os aços convencionais, aumentou a necessidade por aços menos ligados que não possuam tão expressiva perda de propriedades, a principal delas a dureza. A dureza mínima na maioria das aplicações é 64 HRC e, como mostra a Tabela 1, os aços M50 e M52 não atendem esta necessidade.

Tabela 1: Aços 3%V compreendidos no Estado da Técnica (ET). São apresentados apenas os principais elementos de liga, em porcentagem em massa e balanço em ferro. * A soma de (W + Mo + V) é calculada pela fórmula 0,7Mo +0,4V+0,3W, sendo os índices relativos ao custo de cada elemento em Dezembro de 2005.

Portanto, fica evidente a necessidade de uma nova composição de aço rápido, capaz de atender a necessidade de baixo teor de elementos de liga, ainda menor que os aços atualmente existentes, e atingindo dureza mínima de 64 HRC e possuindo adequada distribuição de carbonetos não dissolvidos, obtendo assim as propriedades necessárias às aplicações. O aço da presente invenção satisfaz essas necessidades.

Foi objetivo da invenção prímeiramente o estudo da influência dos elementos silício, alumínio e nióbio em uma composição de baixo teor de vanádio, molibdênio e tungstênio. Neste estudo identificou-se o importante efeito do nióbio, porém não suficiente para a evolução da dureza aos patamares necessários. Os elementos alumínio e, principalmente, silício foram, então, empregados no aço da presente invenção, mostrando efeito significativo. A definição dos teores destes elementos e de sua faixa adequada de trabalho promove, portanto, a redução de custo e a obtenção das propriedades objetivadas no materiai. Abaixo, tais faixas são descritas e o efeito de cada elemento é delineado. A fim de satisfazer as condições mencionadas anteriormente, o aço da presente invenção possui uma composição de elementos de Figa que, em porcentagem em massa, consiste de: 0,5 a 1,5 C, preferencialmente 0,8 a 1,1 C, tipicamente 0,87 C. 1.0 a 7,0 Cr, preferencialmente 3,0 a 5,0 Cr, tipicamente 4,0 Cr. 3.0 a 10,0 de Weq (tungstênio equivalente), sendo Weq dado pela relação Weq=W+2.Mo, preferivelmente 4,0 a 8,0 Weq, tipicamente 6,0 Weq. 0,5 a 3,0 Nb, preferivelmente 0,8-1,8 Nb, tipicamente 1,2 Nb, sendo que o Nb pode ser parcialmente ou totalmente substituído por Zr, Ti, Ta ou V, numa relação em que 1,0% de Nb corresponde a 0,5% de V ou Ti e 1,0% de Nb corresponde a 1,0% de Zr ou Ta. 0,3 a 2,0 V, preferivelmente 0,5-1,0 V, tipicamente 0,7 V, sendo que ο V pode ser parcialmente ou totalmente substituído por Nb, numa relação em que 1,0% de Nb corresponde a 0,5% de V. No caso da substituição do V por Nb, o teor de Nb finai da liga deve ser calculado por esta relação e somado ao teor já especificado para a liga. 0,3 a 3,5 Si, preferencialmente 0,7 a 2,0 Si, tipicamente 1,0 Si, sendo que o Si pode ser substituído, parcial ou totalmente, por Al, na razão de 1 para 1. Máximo 8% Co, preferencial mente máximo 5% cobalto, tipicamente máximo 2% Co.

Como será descrito adiante, o alumínio pode ser adicionado ao aço da presente invenção, promovendo vantagens de propriedades. Contudo, composições sem adição de alumínio podem, também, ser empregadas no aço da presente invenção, pela maior facilidade em termos da manufatura da liga. Assim, o teor de alumínio deve ser dosado da seguinte forma: Máximo 1,0 Al, preferencial mente máximo 0,5 Al, tipicamente máximo 0,2 Al para composições com Al como elemento residual. Neste caso, o Al deve ser tratado como impureza. 0,2 a 3,5 Al, preferencial mente 0,5 a 2,0 Al, tipicamente 1,0 Al, somado ao teor de Si descrito acima, para composições com que requerem Al para melhoria de desempenho.

Balanço em ferro e impurezas metálicas ou não metálicas inevitáveis ao processo de aciaria, em que as ditas impurezas não metálicas incluem, mas não estão limitadas aos seguintes elementos, em porcentagem em massa: Máximo 1,5 Mn, preferencialmente máximo 0,8 Mn, tipicamente máximo 0,5 Mn. Máximo 0,10 P, preferencialmente máximo 0,05 P, tipicamente máximo 0,03 P. Máximo 0,10 S, preferencialmente máximo 0,020 S, tipicamente máximo 0,008 S. Máximo 0,1 N, preferencial mente máximo 0,05N, tipicamente máximo 0,01 N. Máximo 0,5 Ce ou outros elementos terras rara, sendo considerados terras rara os elementos da família dos lantanóides ou actinóides da tabela periódica, e os elementos La, Ac, Hf e Rf. Preferencial mente o teor de Ce deve estar abaixo de 0,1, tipicamente abaixo de 0,06. A seguir, são apresentadas as razões da especificação da composição do novo material. As porcentagens indicadas referem-se à porcentagem em massa. C: O carbono é o principal responsável pela resposta ao tratamento térmico e pela formação de carbonetos primários. Seu teor deve estar abaixo de 1,5%, preferivelmente com máximo de 1,1%, para que, após a têmpera, a presença de austenita retida não seja muito elevada, isto é importante em aços menos ligados, como o da presente invenção, pois o carbono tende a formar menos carbonetos de elementos de liga, na forma de primários e eutéticos; assim, consegue-se maior teor de carbono livre após a têmpera, contribuindo para aumento significativo da fração de austenita retida. Porém, o teor de carbono deve ser suficiente para formação dos carbonetos primários, principalmente combinado com o nióbio, bem como carbonetos secundários durante o revenimento e promover o endurecimento da martensita após a têmpera. Assim, o teor de carbono não deve estar abaixo de 0,5%, sendo preferível carbono maior que 0,8%.

Cr: O teor de cromo deve ser superior a 1%, preferencialmente superior a 3%, porque este elemento contribui para a temperabilidade e para a precipitação de carbonetos secundários durante o revenimento e recozimento. Juntamente com o carbono, o cromo também determina a formação de carbonetos primários tipo M7C3, os quais não são desejáveis em aços rápidos, por diminuir a retificabilidade e a tenacidade. Assim, 0 teor de cromo deve ser limitado a 10%, preferencialmente abaixo de 7%. W e Mo: O tungstênio e 0 molibdênio possuem efeitos análogos nos aços rápidos, presentes principalmente nos carbonetos primários tipo M2C ou M6C e carbonetos secundários do mesmo tipo, estes últimos formados durante 0 revenimento ou na condição bruta de solidificação. Assim, podem ser especificados conjuntamente através da relação tungstênio equivalente (Weq), dada pela soma W + 2Mo, que normaliza as diferenças de peso atômico dos dois elementos. Para a presente invenção, objetiva-se 0 uso do molibidênio e do tungstênio principalmente para a formação de carbonetos secundários durante 0 revenimento, promovendo assim a dureza de revenido. Portanto, para adequado volume de precipitação secundária e dureza após revenido, 0 We(, deve ser superior a 3%, preferivelmente maior que 4%. Por outro lado esses elementos contribuem significativamente para 0 custo da liga e, assim, a redução destes elementos é um dos principais aspectos do aço da presente invenção. Portanto, 0 teor de Weq deve ser inferior a 10,0%, preferencialmente menor que 8,0%. V: Para 0 presente aço, 0 vanádio deve possuir função equivalente à descrita para 0 molibdênio e do tungstênio - atuar no endurecimento secundário, formando carbonetos finos no revenimento. O vanádio pode também formar carbonetos primários, porém este não é o objetivo principal de sua adição no aço da presente invenção. O vanádio também tem, ainda, influência significativa no controle do crescimento do grão austenítico, durante a austenitização. Para tais efeitos, o vanádio deve ser superior a 0,3%, preferenciaimente maior que 0,5%. Como também é um importante agente no custo da liga, o teor de vanádio do aço da presente invenção deve ficar abaixo de 2,0%, preferenciaímente abaixo de 1,0%.

Nb: O nióbio tem um importante efeito para o aço da presente invenção. Este elemento forma, principaimente, carbonetos eutéticos tipo MC que apresentam alta dureza e, por isso, são importantes para a resistência ao desgaste das ferramentas produzidas. Outro efeito interessante do nióbio é que os carbonetos MC formados dissolvem pouco tungstênio, molibdênio e vanádio, permitindo que estes elementos fiquem livres, após a austenitização e têmpera, para a precipitação secundária. Assim, o aço rápido ligado ao nióbio permite que seja utilizada menor quantidade de molibdênio, tungstênio e vanádio e, assim, este elemento atua significativamente para redução de custo da liga. Porém, o desempenho da mesma é garantido pela fração de carbonetos MC, finos e de alta dureza, formada pelo nióbio. O teor de nióbio, por outro lado, não pode estar em teor superior a 3%, pois, nestas situações, forma carbonetos primários e grosseiros, dificilmente refinados pelo processo de conformação a quente. Assim, um teor excessivo de nióbio pode prejudicar a tenacidade e a retificabilidade da liga, aiém de aumentar seu custo. Portanto, o teor de nióbio do aço da presente invenção deve estar entre 0,5 e 3,0%, preferencialmente entre 0,8 e 1,8%.

Si: O silício é um dos principais elementos para o aço da presente invenção. Este elemento tem efeito normaimente indesejável nos carbonetos primários e secundários dos aços rápidos mais ligados. Entre eles, destacam-se o aumento do volume de carbonetos primários, prejudicando a retificabilidade e a resposta ao tratamento térmico, e a diminuição da resistência ao revenido. Isto ocorre pelos efeitos do silício no volume de ferrita delta, durante a solidificação, e na redução do volume de carbonetos secundários de alta estabilidade, tipo MC e M2C. Por isso, não é adicionado acima de 0,5% nas composições usuais. Entretanto, o aço da presente invenção, por se tratar de um aço menos ligado, não apresenta problemas negativos quanto a introdução do silício. Pelo contrário, este elemento causa significativo aumento na dureza do revenido. Este efeito não está totalmente elucidado, mas deve resultar do efeito do silício na eliminação da cementita precipitada no revenimento, promovendo aumento da quantidade de carbonetos tipo MC e M2C. Assim, apesar da redução dos elementos promotores de endurecimento secundário, como o tungstênio, o molibdênio e o vanádio, o aumento do teor de silício no aço da presente invenção promove recuperação e elevação da dureza, até valores aceitáveis para aços rápidos, Para tal efeito, o teor de silício deve ser superior a 0,3%, preferencialmente acima de 0,7%. Contudo, o teor deste elemento deve estar abaixo de 3,5%, pois diminui a faixa de austenitização e causar expressivo endurecimento da ferrita, na condição recozida. Preferencialmente, o teor de silício deve estar abaixo de 2,0%.

Al: Para o aço da presente invenção, a adição de alumínio é opcional. Ligeiros ganhos de propriedades, como a resistência ao revenido, podem ser obtidos com teores acima de 0,3%, preferencialmente acima de 0,7%. Contudo, por promover elevado endurecimento da ferrita, alta reatividade do no aço líquido e aumento das temperaturas ACi e AC3, o alumínio deve ficar abaixo de 3,5%, preferencialmente abaixo de 2,0%. Mesmo em teores próximos a 1,0%, o alumínio ainda causa estes efeitos indesejáveis. A variação das temperaturas ACi e AC3 dificulta, principalmente, as condições de recozimento do material, necessitando de temperaturas significativamente mais elevadas. E, a reatividade do metai líquido dificulta os trabalhos de aciaria e a limpeza, em termos de inclusões não metálicas, do aço final obtido. Assim, o aço da presente invenção pode, também, ser produzido com teores residuais de alumínio. Neste caso, o alumínio deve estar abaixo de 1,0%, preferenciaímente abaixo de 0,5%.

Residuais: Os outros elementos, como manganês, níquel, cobre e os normalmente obtidos como residuais normais do processo de elaboração do aço líquido, devem ser entendidos como impurezas, relacionados aos processos de desoxidação de aciaria ou inerentes aos processos de fabricação. Portanto, limita-se o teor de manganês, níquel e cobre a 1,5%, preferencialmente abaixo de 1,0%. Elementos como fósforo e enxofre segregam em contornos de grão e outras interfaces, devendo, portanto, o fósforo estar abaixo de 0,10%, preferencialmente abaixo de 0,05% e o enxofre abaixo 0,050%, preferenciaimente máximo 0,020%. A liga, conforme descrita, pode ser produzida na forma de produtos laminados ou forjados por processos convencionais ou especiais como a metalurgia do pó, conformação por spray ou fundição contínua, em produtos como fio-máquina, barras, arames, chapas e tiras.

Na descrição seguinte de experimentos realizados, é feita referência às figuras anexas, em que: A Figura 1 apresenta a microestrutura bruta de fusão da liga do estado da técnica, ET1, mostrando os mapeamentos de raios-X dos elementos vanádio, tungstênio e molibdênio. No mapeamento, quanto maior a densidade de pontos, maior a concentração relativa do elemento químico. Microestrutura obtida por microscopia eletrônica de varredura (MEV), elétrons secundários; mapeamento de raios-X obtidos por WDS. A Figura 2 apresenta a microestrutura bruta de fusão da liga do estado da técnica, ET2, mostrando os mapeamentos de raios-X dos elementos vanádio, tungstênio e molibdênio. No mapeamento, quanto maior a densidade de pontos, maior a concentração relativa do elemento químico. Microestrutura obtida por microscopia eletrônica de varredura (MEV), elétrons secundários; mapeamento de raios-X obtidos por WDS. A Figura 3 apresenta a microestrutura bruta de fusão da liga da presente invenção, PI1, mostrando os mapeamentos de raios-X dos elementos vanádio, tungstênio, molibdênio e nióbio. No mapeamento, quanto maior a densidade de pontos, maior a concentração relativa do elemento químico. Microestrutura obtida por microscopia eletrônica de varredura (MEV), elétrons secundários; mapeamento de raios-X obtidos por WDS. A Figura 4 apresenta a microestrutura bruta de fusão da liga da presente invenção, PI2, mostrando os mapeamentos de raios-X dos elementos vanádio, tungstênio, molibdênio e nióbio. No mapeamento, quanto maior a densidade de pontos, maior a concentração relativa do elemento químico. Microestrutura obtida por microscopia eletrônica de varredura (MEV), elétrons secundários; mapeamento de raios-X obtidos por WDS. A Figura 5 apresenta a microestrutura bruta de fusão da liga da presente invenção, PI3, mostrando os mapeamentos de raios-X dos elementos vanádio, tungstênio, molibdênio e nióbio. No mapeamento, quanto maior a densidade de pontos, maior a concentração relativa do elemento químico. Microestrutura obtida por microscopia eletrônica de varredura (MEV), elétrons secundários; mapeamento de raios-X obtidos por WDS. A Figura 6 mostra as curvas de revenimento das ligas. Para as ligadas ET2, PI1, PI2 e PI3 foram estudadas curvas para duas temperaturas de austenitização, identificadas no canto superior direito de cada curva. A liga ET1 apenas foi comparada para austenitização a 1200 °C, por ser esta sua temperatura de austenitização usual. Resultados para corpos de prova de aproximadamente 15 mm de secção, submetidos a austenitização na temperatura indicada, por 5 min em temperatura, têmpera em óleo e revenimentos duplos por 2h. A Figura 7 compara as distribuições de tamanho de carbonetos para as ligas ET2, Plt, PI2 e PI3, em a) em valores absolutos e em b) em porcentagem. Resultados obtidos com análise de 12 campos com 1000 x de aumento, totalizando 0,15 mm2 de área analisada em cada liga. A Figura 8 compara uma microestrutura representativa de cada uma das ligas: ET2, PI1, PI2 e PI3, na condição temperada e revenida no pico de dureza, após ataque com nital 4%. Aumento de 500x. EXEMPLO 1: Foram produzidos lingotes experimentais de dois aços do estado da técnica, denominados ET 1 e ET2, para comparação com os lingotes experimentais dos aços da presente invenção, denominados PI1, PI2 e PI3. O aço ET1 corresponde ao DIN 1.3343, similar ao AISI M2 de alto C, muito empregado em ferramentas de aços rápidos e, por isso, servindo como referencia ao material desta invenção. O aço ET2, por outro lado, é um aço já menos ligado, capaz de atingir 64 HRC e muito empregado para serras, nas lâminas de corte. As composições químicas são apresentadas na Tabela 2, sendo também quantificada a soma, normalizada pelo custo, dos elementos de maior custo: tungstênio, molibdênio e vanádio.

Na Tabela 2 observa-se a significativa redução dos elementos de liga dos aços da presente invenção, os quais são convertidos em menor custo de liga - comparados na Tabela 3, calculados para valores do mês de dezembro de 2005. Com estes valores observa-se, a redução que ocorre do aço do estado da técnica ET 1 para ο ET2, mas também a redução na mesma proporção do aço ET2, que já é um aço menos ligado, para os aços da presente invenção. Assim, esses resultados mostram ser o aço desta invenção um segundo passo para redução de custo de liga, em relação aos aços menos ligados já existentes, como o aço ET2. E, em relação ao aço ET1, a diferença de custo de liga é duas vezes maior. A fusão dos Üngotes foi feita em procedimento próximo para as cinco ligas, em forno de indução a vácuo, sendo o vazamento feito em lingoteíras de ferro fundido, produzindo um lingote de 55 kg. Após a solidificação, os lingotes foram recozidos subcriticamente e as cinco composições foram, primeiramente, caracterizados quanto à microestrutura bruta de fusão. Primeiramente, observa-se a maior quantidade de carbonetos primários na liga ET 1, resultado de seu maior teor de elementos de liga. Em segundo lugar, nota-se claramente que a concentração dos elementos vanádio, molibdênio e tungstênio, dada pela densidade de pontos na imagem de raios-X, é significativamente maior nos carbonetos primários nas ligas ET1 e ET2, em relação às ligas PI1, PI2 e PI3. Por outro lado, estas tendem a formar carbonetos predominantes do elemento nióbio. Esses carbonetos são do tipo MC e possuem alta dureza; podem, portanto, substituir bem os carbonetos dos elementos de maior custo, como tungstênio, molibdênio e vanádio. E, somado a este efeito, os carbonetos de nióbio possuem uma característica interessante: a de não conter quantidades expressivas de outros elementos, principalmente molibdênio, tungstênio e vanádio.

Assim, deixam estes elementos mais livres para a formação de carbonetos secundários que, durante o revenimento, são importantes para conferir a alta dureza necessária às aplicações do material.

Em resumo, as Figuras 1 a 5 mostram que os carbonetos primários das ligas PI1, PI2 e PI3 são predomínantemente do tipo MC e ricos em nióbio. Consomem menor quantidade de tungstênio, molibdênio e vanádio que os carbonetos primários dos aços do estado da técnica e, assim, permitem a redução do teor total desses elementos na liga, objetivada com o aço da presente invenção.

Tabela 2: Composições químicas de quatro aços do estado da técnica (ET 1 a ET4) e do aço da presente invenção (PI). _________________Valores em porcentagem em massa e balanço em ferro. * A soma de (W + Mo + V) é calculada pela fórmula 0,7Mo +0,4V+0,3W, sendo os índices relativos ao custo de cada elemento em Dezembro de 2005. A soma é apresentada em termos absolutos (abs.) e relativos (relat.), normalizada pelo aço ET2.

Além dos carbonetos primários, a dureza após tratamento térmico é fundamental para os aços rápidos. Portanto, os lingotes experimentais foram laminados para barras redondas de 34 mm de diâmetro e recozidos, com patamar a 850°C para as ligas ET 1, ET2, PI1 e PI3 e patamar a 980°C para a liga PI3. Após, foram submetidos à tratamentos de têmpera, com austenitização entre 1185 e 1200 °C por 5 min e dois revenimentos, entre 450 e 600 °C, por 2 horas cada.

Tabela 3: Custo da carga metálica, ou seja, do metal-liga contido nos aços ET 1, ET2, PI1, P12 e PI3. Valores normalizados pelo custo da carga metálica da liga ET1 e para a ET2.0s cálculos foram em produção por aciaria elétrica, em dezembro de 2005. A Tabela 4 apresenta a dureza, após têmpera e revenimento, dos aços ET 1, ET2, PI1, PI2 e PI3, que, em forma de gráfico, é apresentada na Figura 6. Os aços menos ligados - ET2, PI1, PI2 e PI3 foram austenitizados a 1185°C e 1200°C. Para o aço mais ligado, ET1, foi empregada apenas a temperatura de austenitização usual deste material, de 1200°C.

Os resultados da Tabela 4 e da Figura 6 indicam que os aços PI2 e PI3, da presente invenção conseguem atingir dureza acima de 64 HRC sendo, portanto, ligas interessantes. Para materiais revenidos em temperaturas próximas ao pico de dureza, a serem empregados em ferramentas que trabalham abaixo de 550 °C, as durezas dos aços PI2 e PI3 são similares. Assim, dada a maior complexidade de elaboração das ligas com alto alumínio, a composição PI2 parece mais interessante; e, neste caso, as durezas praticamente coincidem com o aço ET2. Contudo, para ferramentas que trabalham em temperaturas mais elevadas, a liga PI3 tende a promover maior dureza e, assim, pode ser mais interessante.

Na Figuras 6 fica evidente o aumento de dureza das ligas PI1 e PI2 para a liga PI3, relacionado ao maior teor de silício. Isto ocorre pelo efeito do silício na precipitação secundária, provavelmente devido à redução dos carbonetos secundários tipo M3C e aumento do volume de carbonetos mais refinados, do tipo MC e M2C. Entre as ligas PI2 e PI3, por outro lado, se observa maior dureza da liga PI3 nas temperaturas de revenimento mais elevadas -acima de 550°C. Neste caso, o efeito preponderante é do teor de alumínio da liga PI3, pois este elemento atua aumentando e atividade do carbono e reduzindo a difusão dos elementos; por isso, maior resistência em alta temperatura é obtida.

Tabela 4; Resposta ao tratamento térmico dos aços do estado da técnica (ET 1 e ET2) e dos aços da presente invenção. Resultados de dureza em HRC após austenitização a 1185 e 1200 °C, têmpera em óleo e revenimento duplo de duas horas na temperatura indicada.__________________________________ O tamanho de grão austenítico das ligas ET2, PI1, PI2 e PI3 também foi avaliado para várias temperaturas de austenitização, sendo os resultados mostrados na Tabela 5. Os aços PI1, PI2 e PI3 apresentam tamanho de grão íigeiramente maior que o aço ET2, pois este possui alto teor de vanádio - muito eficiente para o controle do crescimento do tamanho de grão austenítico. Contudo, as ligas PI1, PÍ2 e PI3 possuem tamanho de grão ainda refinado, principalmente até 1185°C e se considerada que a bitola de 33 mm é relativamente grande para aços rápidos. Esta temperatura de austenitização parece, portanto, a mais adequada para o aço da presente invenção.

Tabela 5: Tamanho de grão austenítico, medido pelo método de interceptas Snyder-Graff, para os aços austenitizados entre 1185 e 1200 °C. Os índices + indicam o desvio padrão das medidas.______________________________ Os carbonetos primários do aço ET2 e dos aços da presente invenção - PI1, PI2 e PI3, além da avaliação na condição bruta de fusão, também foram avaliados após conformação a quente. Os resultados foram obtidos via análise computacional de imagens, sendo mostrados na Tabela 6 e na Figura 7.

Observa-se que o aço ET2 possui fração volumétrica total de carbonetos equivalente a dos aços PI2 e PI3; o aço PI1 possui fração volumétrica ligeiramente maior. Em relação ao tamanho, o aço ET2 apresenta carbonetos em menor número total, porém maior número de carbonetos grosseiros (acima de 8 pm).

Os aços PI1, PI2 e PI3 apresentam carbonetos concentrados em faixas mais finas, tanto em número absoluto quanto em valores relativos. Esses resultados, obtidos peta análise quantitativa, podem, também, ser observados qualitativamente na microestrutura dos materiais, mostrada na Figura 8.

Para aços rápidos, a existência de carbonetos mais finos é interessante, pois promovem maiores pontos de resistência e desgaste e atuam de modo a aumentar a tenacidade. Carbonetos finos também são importantes para promover melhor usinabilidade, tornando o aço rápido mais fácil de ser processado durante a fabricação das ferramentas. Portanto, os carbonetos mais refinados obtidos nos aços PI1, PI2 e PI3 são muito interessantes para aplicação em ferramentas de corte. Resultam, principal mente, dos eutéticos de nióbio que, após conformação a quente, apresentam morfologia mais fina que os carbonetos primários da liga ET2, principalmente os ricos em vanádio.

Tabela 6: Resultados de análise quantitativa de imagens das microestruturas dos aços ET2, PI1, PI2 e PI3, em termos do volume e tamanho de carbonetos. Resultados obtidos com análise de 12 campos com 1000 x de aumento, totalizando 0,15 mm2 de área analisada em cada liga.

Fração Volumétrica Portanto, os aços descritos na presente invenção, principalmente os aços ET2 e ET3, apresentam propriedades muito adequadas a ferramentas de aços rápidos utilizadas em situações de baixa solicitação. Como exemplos, citam-se as serras manuais ou utilizadas em máquinas, além de ferramentas de corte como brocas e fresas, empregadas em situações de baixa solicitação de vida útil.

Em todas essas aplicações, as propriedades do aço da presente invenção permitem seu uso substituindo aços como ο ET2, com propriedades equivalentes e significativa redução de custo (ver Tab. 3). O aço da presente invenção também pode substituir aços mais ligados, nesta patente representados pelo aço ET1, com desempenho provavelmente menor, porém com redução de custo extremamente significativa.

Tal combinação de custo e propriedades é somente obtida através de um projeto de liga com a utilização de elementos de menor custo, que objetivam potencializar o efeito dos elementos mais nobres - tungstênio, molibdênio e vanádio. EXEMPLO 2: A fim de avaliar o comportamento na aplicação industrial, os aços da presente invenção foram testados em ensaios de desempenho. Ferramentas de corte do tipo “serras manuais rígidas” foram produzidas e ensaios de corte foram realizados. Os ensaios foram feitos segundo a norma BS 1919, em três lâminas de cada uma das ligas ET2, PI1, PI2 e PI3.

As ligas da presente invenção, PI1, PI2 e PI3, foram produzidas a partir de lingotes experimentais de 55 kg, laminados a quente até dimensões de 2,8 x 12 mm2 e, então, relaminados para a dimensão final da serra. Para referência, foi utilizado o aço ET2, obtido de um lote industrial. A liga ET2 foi escolhida para comparação por ser o material tradicionalmente empregado em laminas de serras manuais. O ensaio consistiu em 10 cortes por lâmina de um feixe de tiras de aço inoxidável UNSS304.00, com dimensões de 2,60 x 25,0 mm2, dureza de 180 HV. A velocidade foi constante, de 70 golpes por minuto, e as forças de corte foram pré-calibradas igualmente para todas as lâminas de serra. Os testes foram feitos em uma máquina apropriada. Os indicadores de desempenho foram: a taxa de desgaste média e o tempo total de corte médio. A taxa de desgaste é caracterizada pela evolução do número de golpes necessários para realização de cada corte. É calculada pela derivada de primeira ordem do gráfico do número de golpes por corte em função do número de cortes. Uma menor taxa de desgaste, significa que a serra realiza um corte com menor número de golpes, o que é sentido pelo usuário como um melhor desempenho. O mesmo ocorre para o tempo de corte - quanto menor, melhor o desempenho da lâmina de serra. Os resultados obtidos no teste de desempenho são mostrados na Tabela 7, para os materiais em duas condições de revenimento.

Tabela 7: Resultados do desempenho das lâminas de serra feitas com os aços ET2, PI1, PI2 e PI3, segmentados entre duas condições de revenimento. O melhor desempenho está relacionado à redução da taxa de desgaste e do tempo de corte.

Revenimento a 540°C A condição mais importante é a de 540°C, pois é a utilizada nas serras produzidas atualmente. Os resultados obtidos são interessantes para as ligas da presente invenção, uma vez que mostram resultados equivalentes ou mesmo superiores aos do aço do estado da técnica (ET2), principalmente para as ligas PI2 e PI3. Para o revenimento a 540°C, a liga com PI3 possui a menor taxa de desgaste; e, assim como a liga PÍ2, resulta em menor tempo de corte que a liga ET2.

Portanto, as ligas PI2 e PI3 podem ser consideradas interessantes para aplicação, pois resultam em significativa redução no teor de elementos de liga e, não obstante, promovem adequado desempenho de corte. Este desempenho, como mostrou a Tabela 7, pode inclusive ser superior aos aços do estado da técnica. Como discutido no Exemplo 1, isto ocorre pelo adequado desenvolvimento da composição química - principalmente pela combinação dos elementos Nb e Si, o que promove alta dureza e carbonetos refinados, propiciando a redução total dos elementos de liga Mo, W e V, de maior custo.

Claims (17)

1- “AÇO RÁPIDO PARA LÂMINAS DE SERRA”, caracterizado por apresentar uma composição de elementos de liga que consistem, em porcentagem em massa, de Carbono entre 0,5 e 1,5; Cromo entre 1,0 e 10,0; Tungstênio equivalente, dado pela relação 2Mo+W, entre 3,0 e 10,0; Nióbio entre 0,5 e 2,0, podendo o Nióbio ser parcialmente substituído por Vanádio, sendo o nióbio mínimo de 0,5%, em uma relação de 2% de Nióbio para cada 1% de Vanádio; Vanádio entre 0,3 e 2,0, podendo o Vanádio ser parcial ou totalmente substituído por Nióbio, em uma relação de 2% de Nióbio para cada 1% de Vanádio, Silício entre 0,3 e 3,5, podendo o Silício ser parcial ou totalmente substituído por Alumínio, em uma relação de 1 para 1; Cobalto menor que 8, o restante substancialmente de Fe e impurezas inevitáveis ao processo de elaboração.

2- “AÇO RÁPIDO PARA LÂMINAS DE SERRA”, de acordo com a reivindicação 1, caracterizado por apresentar uma composição de elementos de liga que consistem essencialmente, em porcentagem em massa, de Carbono entre 0,6 e 1,4, Cromo entre 3,0 e 7,0, Tungstênio equivalente, dado pela relação 2Mo+W, entre 4,0 e 8,0, Nióbio entre 0,8 e 1,6, podendo o Nióbio ser parcialmente substituído por Vanádio, sendo o nióbio mínimo de 0,5%, em uma relação de 2% de Nióbio para cada 1% de Vanádio; Vanádio entre 0,5 e 1,0, podendo o Vanádio ser parcial ou totalmente substituído por Nióbio, em uma relação de 2% de Nióbio para cada 1% de Vanádio, Silício entre 0,7 e 2,0, podendo o Silício ser parcial ou totalmente substituído por Alumínio, em uma relação de 1 para 1; Cobalto menor que 5, o restante substancialmente de Fe e impurezas inevitáveis ao processo de elaboração.

3- “AÇO RÁPIDO PARA LÂMINAS DE SERRA”, de acordo com a reivindicação 1, caracterizado por apresentar uma composição de elementos de liga que consistem essencialmente, em porcentagem em massa, de Carbono entre 0,8 e 1,1, Cromo entre 3,0 e 5,0, Tungstênio equivalente, dado pela relação 2Mo+W, entre 4,0 e 8,0, Nióbio entre 0,8 e 1,4, podendo o Nióbio ser parcialmente substituído por Vanádio, sendo o nióbio mínimo de 0,5%, em uma relação de 2% de Nióbio para cada 1% de Vanádio; Vanádio entre 0,5 e 1,0, podendo o Vanádio ser parcial ou totalmente substituído por Nióbio, em uma relação de 2% de Nióbio para cada 1% de Vanádio, Silício entre 0,7 e 1,5, podendo o Silício ser parcial ou totalmente substituído por Alumínio, em uma relação de 1 para 1; Cobalto menor que 2, o restante substancialmente de Fe e impurezas inevitáveis.

4- “AÇO RÁPIDO PARA LÂMINAS DE SERRA”, de acordo com quaisquer das reivindicações 1 a 3, caracterizado por conter, em porcentagem em massa, Alumínio entre 0,5 e 2,0%.

5- “AÇO RÁPIDO PARA LÂMINAS DE SERRA”, de acordo com quaisquer das reivindicações 1 a 3, caracterizado por conter, em porcentagem em massa, Alumínio entre 0,8 e 1,2%.

6- “AÇO RÁPIDO PARA LÂMINAS DE SERRA”, de acordo com quaisquer das reivindicações 1 a 3, caracterizado por conter, em porcentagem em massa, máximo 1,5 de Manganês, máximo 1,0 de Alumínio, máximo 0,10 de Fósforo, máximo 0,10 de Enxofre e máximo 0,10 de Nitrogênio.

7- “AÇO RÁPIDO PARA LÂMINAS DE SERRA”, de acordo com quaisquer das reivindicações 1 a 6, caracterizado por conter, em porcentagem em massa, máximo 1,0 de Manganês, máximo 0,5 de Alumínio, máximo 0,08 de Fósforo, máximo 0,01 de Enxofre e máximo 0,02 de Nitrogênio.

8- “AÇO RÁPIDO PARA LÂMINAS DE SERRA”, de acordo com quaisquer das reivindicações 1 a 7, caracterizado por conter, em porcentagem em massa, Cobalto menor que 1.

9- “AÇO RÁPIDO PARA LÂMINAS DE SERRA”, de acordo com quaisquer das reivindicações 1 a 7, caracterizado por conter, em porcentagem em massa, máximo 0,5 de Manganês, máximo 0,2 de Alumínio, máximo 0,04 de Fósforo, máximo 0,005 de Enxofre e máximo 0,01 de Nitrogênio.

10- “AÇO RÁPIDO PARA LÂMINAS DE SERRA”, de acordo com quaisquer das reivindicações 1 a 9, caracterizado por conter, em porcentagem em massa, máximo 0,5 Ce ou outros elementos terras rara, sendo considerados terra rara os elementos da família dos lantanóides ou actinóides da tabela periódica, e os elementos La, Ac, Hf e Rf.

11- “AÇO RÁPIDO PARA LÂMINAS DE SERRA”, de acordo com quaisquer das reivindicações 1 a 10, caracterizado por conter, em porcentagem em massa, os elementos Titânio, Zircônio ou Tântalo substituindo parcial ou totalmente os elementos Nióbio ou Vanádio, numa relação em que 1 parte de Ti corresponde a 1 parte de Vanádio ou 0,5 partes de Nióbio; e 1 parte de Ta ou Zr correspondem a 2 partes de Vanádio ou 1 parte de Nióbio.

12- “AÇO RÁPIDO PARA LÂMINAS DE SERRA”, de acordo com quaisquer das reivindicações 1 a 11, caracterizado por ser utilizado em ferramentas corte e usinagem.

13- “AÇO RÁPIDO PARA LÂMINAS DE SERRA”, de acordo com quaisquer das reivindicações 1 a 11, caracterizado por ser utilizado em lâminas de serra, para uso em máquinas ou serras manuais, sejam elas inteiramente constituídas de aço rápido ou do tipo bimetálica, sendo esta última com apenas as partes de corte feitas em aço rápido.

14- “AÇO RÁPIDO PARA LÂMINAS DE SERRA”, de acordo com quaisquer das reivindicações 1 a 11, caracterizado por ser utilizado em ferramentas de corte rotativa, como brocas helicoidais, fresas, machos, cossinetes e outras ferramentas empregadas na usinagem de materiais metálicos ou outros materiais.

15- “AÇO RÁPIDO PARA LÂMINAS DE SERRA”, de acordo com quaisquer das reivindicações 1 a 11, caracterizado por ser utilizado em ferramentas de usinagem de baixa expectativa de vida útil, como ferramentas industriais de baixa produtividade e ferramentas de uso doméstico.

16- “AÇO RÁPIDO PARA LÂMINAS DE SERRA”, de acordo com quaisquer das reivindicações 1 a 11, caracterizado por ser utilizado em ferramentas de processos conformação a frio, conformação a morno e conformação a quente, de aço, ligas não ferrosas ou outros materiais sólidos.

17- “AÇO RÁPIDO PARA LÂMINAS DE SERRA”, de acordo com quaisquer das reivindicações 1 a 11, caracterizado por ser produzido por processos de fundição convencional, fundição continua ou por processos que envolvam fragmentação e agregação da liga, entre eles, a metalurgia do pó, a injeção de pós e a conformação por spray, em produtos finais obtidos por conformação a quente, como, por exemplo, fio-máquina, barras, arames, chapas e tiras, ou mesmo produtos usados diretamente na condição bruta de fundição.