BRPI0706549B1

BRPI0706549B1 - mola de aço de alta resistência superior em resistência à fratura frágil e método de fabricação da mesma

Info

Publication number: BRPI0706549B1
Application number: BRPI0706549A
Authority: BR
Inventors: Hiroshi Yaguchi; Takuya Kochi; Wataru Urushihara
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2006-01-23
Filing date: 2007-01-23
Publication date: 2015-09-08
Also published as: KR101029431B1; DE602007010102D1; EP1985721A1; JP4027956B2; ES2352856T3; WO2007083808A1; JP2007191776A; CA2632407A1; CA2632407C; KR20080080210A; BRPI0706549A2; US8038934B2; ATE486147T1; CN101365820B; US20100224287A1; EP1985721A4; EP1985721B1; CN101365820A

Abstract

mola de aço de alta resistência superior em resistência à fratura por fragilidade e método de fabricaçao da mesma. a presente invenção se refere a uma mola de aço dotada de uma alta resistência de não menos que 1900 mpa e ainda exibe excelente resistência a fratura por fragilidade. ainda descrito é um método para a produção da referida mola de aço. especificamente descrito está uma mola de aço de alta resistência contendo, em massa % 0,4% - 0,6% de c, 1,4% 3,0% de si, 0,1% - 1,0% de mn, 0.2% - 2.5% de cr, não mais do que 0.025% de r, não mais do que 0.025% de 5, não mais do que 0.006% de n, não mais do que 0.1% de aí e não mais do que 0.0030% de o como os componentes básicos. na referida mola de aço, o teor de c de solução sólida não é mais do que 0,15%, o teor de cr contido como depósitos contendo cr é não mais do que 0,10%, e o valor ts representado pela fórmula abaixo é não mais do que 24,8%. com relação à estrutura constitucional, a mola de aço apresenta um tamanho de grão de austenita anterior de não mais do que rim. na fórmula a seguir, [xl representa a massa % do elemento x. ts = 28.5* [cl + 4.9*tsi] + 0.5*[mn] + 2.5*[cr] + 177*[v] +37*[mo].

Description

"MOLA DE AÇO DE ALTA RESISTÊNCIA SUPERIOR EM RESISTÊNCIA À FRATURA FRÁGIL E MÉTODO DE FABRICAÇÃO DA MESMA" Campo Técnico A presente invenção se refere a uma mola de aço dotada de uma alta resistência de 1900 MPa ou mais e particularmente dotada de uma resistência aprimorada à fratura frágil.

Antecedentes da Invenção Recentemente, desenvolvimentos técnicos para se alcançar uma alta economia de combustível superior de automóveis foram ativamente conduzidos sob o ponto de vista de reduzir a carga ambiental. Com relação à mola de válvula e à mola de suspensão, que são partes do automóvel, estudos estão sendo conduzidos sobre um aumento de configuração de tensão e a redução do tamanho. Com relação a isto, é necessário que a mola de aço usada seja dotada de alta resistência. Em geral, entretanto, quando materiais metálicos são tornados altamente resistentes, a resistência à fratura frágil representada pela fadiga e fratura retardada é deteriorada. Portanto, para se alcançar alta resistência, é necessário torná-la compatível com a resistência à fratura.

Para se ir de encontro a esta necessidade, por exemplo, na patente Japonesa aberta (JP-A) No. 0 6-30 6542 é proposta uma mola de aço aprimorada em resistência à fadiga ao controlar a composição de uma inclusão não metálica e na JP-A No. 10-121201 é proposta uma mola de aço de alta resistência aprimorada na resistência a fratura retardada ao controlar a quantidade de segregação P no limite da granulação de pré-austenita do aço dotado da estrutura da martensita. Ainda, na JP-A No. 2003-306747 é proposta uma mola de aço aprimorada na resistência a fatiga ao controlar o y residual, na JP-A No 2003-213372 é proposta uma mola de aço aprimorada na resistência à fatiga ao controlar o tamanho do grão da pré-austenita. Na JP-A No. 2003-105485 é descrita uma mola de aço de alta resistência aprimorada na resistência a fratura por fadiga induzida a hidrogênio ao tornar a estrutura do aço em uma estrutura lamelar de martensita e ferrita.

Descrição da Invenção O problema a ser resolvido pela presente invenção A mola de aço usada como o material de partes de segurança fundamentais cuja ruptura leva à acidente grave, tal como a mola de válvula e mola de suspensão, é necessária ter uma resistência à fratura frágil satisfatória e estável mesmo quando a mesma seja tornada de alta resistência. Entretanto, a mola de aço convencional não alcançou ainda uma satisfatória resistência à fratura quando a mesma é tornada de alta resistência a 1900 MPa ou mais em termos de resistência à tração. A presente invenção foi realizada em vista das circunst6ancias acima mencionadas e é um objetivo da presente invenção proporcionar uma mola de aço dotada de uma alta resistência de 1900 MPa ou mais e superior na resistência à fratura frágil. Em muitos casos, a estrutura da martensita é aplicada como uma estrutura de metal de um aço de alta resistência. Entretanto, quando o aço é reforçado usando a es- trutura da martensita, a resistência à fratura varia grandemente dependendo das condições de trabalho. Particularmente, quando o aço é afetado por hidrogênio ou o aço apresenta uma fenda, uma fratura frágil ao longo do imite da granula-ção de pré-austenita é apta a ocorrer, a qual pode resultar em deterioração súbita da resistência à fratura. Na presente invenção, componentes e estrutura de uma mola de aço são especificados sob o ponto de vista de que a prevenção da fratura frágil caracterizada pelo limite de fratura da gra-nulação de pré-austenita é importante para garantir para garantir uma resistência à fratura estável independentemente das condições de trabalho e utilizar a estrutura da martensita para alcançar uma alta resistência. Deste modo a presente invenção foi completada. A mola de aço de acordo com a presente invenção compreende componentes químicos a seguir em % em massa, C: 0,4% -0,6%, Si: 1,4% - 3,0%, Mn: 0,1% - 1,0%, Cr: 0,2% -2,5%, P: 0,025% ou menos, S: 0,025% ou menos, N: 0,006% ou menos, Al: 0,1% ou menos, e 0: 0,0030% ou menos, com o restante sendo Fe e impurezas inevitáveis, onde a quantidade de C soluto C é 0,15% ou menos, a quantidade de Cr contido como um precipitado contendo Cr é 0.10% ou menos, um valor de TS (favor observar: TS não significa resistência à tração, o mesmo daqui adiante) representado pela equação a seguir é 24,8% ou mais, e o tamanho do grão de pré-austenita é 10 nm ou menor: TS = 28,5*[C]+4,9*[Si]+0,5*[Mn]+2,5*[Cr]+1,7*[V]+3,7*[M o] onde [X] representa % em massa do elemento X. A mola de aço de acordo com a presente invenção pode adicionalmente compreender, como componentes químicos, um ou mais elementos selecionados a partir do grupo A (Mg: 100 ppm ou menos, Ca: 100 ppm ou menos, REM: 1,5 ppm ou menos), grupo B (B: 100 ppm ou menos, Mo: 1,0% ou menos), grupo C (Ni: 1,0% ou menos, Cu: 1,0% ou menos), e grupo D (V: 0,3% ou menos, Ti: 0,1% ou menos, Nb: 0,1% ou menos, Zr: 0,1% ou menos). O método de fabricar uma mola de aço de acordo com a presente invenção compreende as etapas de submeter a aço dotado dos componentes químicos acima a um trabalho plástico de 0,10 ou mais em verdadeira tensão, após submeter a um tratamento de têmpera envolvendo aquecer o aço a uma temperatura TI de 850°C a 1100°C a uma taxa de aquecimento média a 200°C ou superior de 20 K/s ou mais e então resfriar o aço a uma temperatura de 200°C ou inferior a uma taxa de resfriamento média de 30 K/s ou mais, e subseqüentemente submeter o aço a um tratamento de revenido envolvendo aquecer o aço a uma temperatura de T2°C ou superior determinada pela equação a seguir a uma taxa de aquecimento média a 300°C ou superior de 20 K/s ou mais e então resfriar o aço a uma temperatura de 300°C ou inferior com um tempo de estadia tl a 300°C ou superior de 240 segundos ou menos: T2 = 8* [Si]+47*[Μη]+21*[Cr]+140*[V]+ 169*[Mo]+385 onde [X] representa % em massa do elemento X. A mola de aço de acordo com a presente invenção apresenta uma resistência à tração de 1900 MPa ou mais e no entanto apresenta uma resistência à fratura estável indepen- dentemente do ambiente de trabalho, assim é adequada como o material de uma parte de segurança fundamental e pode contribuir grandemente para a redução da carga ambiental por uma alta resistência. Além disto, o método de fabricação de acordo com a presente invenção pode facilmente fabricar o aço de alta resistência superior na resistência a fratura e é assim superior em produtividade.

Breve Descrição dos Desenhos A Figura 1 é um diagrama de tratamento de calor mostrando um processo para a fabricação de mola de aço de acordo com a presente invenção; A Figura 2 é um diagrama explicativo mostrando de que maneira os quarto pontos sendo testados deve ser realizado no qual (A) é um diagrama inteiro e (B) é diagrama ampliado da peça de teste; A Figura 3 é um gráfico mostrando a relação entre a resistência à tração e vida de fratura nos exemplos; e A Figura 4 é um gráfico mostrando a relação entre a resistência à tração e o percentual de fratura frágil nos exemplos.

Melhor modo de realizar a presente invenção Primeiro será dada uma descrição sobre os componentes químicos da mola de aço de acordo com a presente invenção e a razão pela qual os seus conteúdos são limitados às faixas a seguir. Todas as unidades na descrição a seguir são em % em massa. C: 0,4% - 0,6% Carbono (C) é um elemento que exerce uma influên- cia na resistência de um material de aço. Quanto maior a quantidade de C, maior a resistência obtida. Se o teor de C for inferior a 0,4%, a alta resistência de 1900 MPa ou mais pretendida na presente invenção não será obtida. Por outro lado, se o teor de C exceder a 0,6%, a quantidade de auste-nita retida após têmpera e revenido irá aumentar e ocorrerão variações nas características. No caso da mola de suspensão, a resistência à corrosão será deteriorada se o teor de C for alto. Em vista dos pontos acima, na presente invenção, um limite mais baixo do teor de C é ajustado em 0,4% e um limite mais alto do mesmo em 0,6%.

Si: 1,4% - 3,0% Silício (Si) é um elemento eficaz para aprimorar resistência a dobra necessária para as molas. Um teor de Si de 1,4% ou mais é necessário para alcançar a resistência à dobra necessária para a resistência da mola pretendida na presente invenção. De forma preferida, o teor de Si é 1,7% ou mais, de forma mais preferida 1,9% ou mais. Entretanto, uma vez que o Si acelera a descarbonização, um teor excessivo de Si resulta então na deterioração da resistência à fadiga em virtude da descarbonização da superfície do aço, Assim, um limite mais alto do teor de Si é ajustado em 3,0%, de forma preferida 2,8%, de forma mais preferida 2,5%.

Mn: 0,1% - 1,0% Manganês (Mn) é um elemento útil que é utilizado como um elemento de desoxidação e que forma MnS inofensivo junto com S como um elemento nocivo no aço. Este efeito não será exibido em uma extensão satisfatória se o teor de Mn for inferior a 0,1%. Entretanto, um teor de Mn excessivo permite facilidade de formação de campos de segregação no decurso da solidificação na fabricação do aço, com variações conseqüentes no material. Assim, um limite mais baixo do teor de Mn é ajustado em 0,1%, de forma preferida 0,15%, de forma mais preferida 0,2%, enquanto um limite mais alto do mesmo é ajustado em 1,0%, de forma preferida 0,8%, de forma mais preferida 0.4%.

Cr: 0,2% - 2,5% Cromo (Cr} é eficaz para garantir resistência após revenido; além disto, o mesmo aperfeiçoa a resistência à corrosão e é portanto um importante elemento para a mola de suspensão que necessita uma alta resistência à corrosão. Entretanto, um teor de Cr excessivo resultará na formação de um carbureto duto rico em cromo e deterioração da resistência à fratura. Assim, de modo a se obter o efeito de resistência à corrosão, um limite mais baixo do teor de Cr é ajustado em 0,2%, de forma preferida 0,4%, de forma mais preferida 0,7%, enquanto em consideração da deterioração da resistência à fratura, um limite mais alto do mesmo é ajustado em 2,5%, de forma preferida 2,3%, de forma mais preferida 2,0%. P: 0,025% ou menos Fósforo (P) é um elemento nocivo que deteriora a resistência à fratura do aço e portanto, é importante se reduzir o teor de P. Por esta razão, um limite mais alto do teor de P é ajustado em 0,025%. De forma preferida, o teor de P é de 0,015% ou menos, de forma mais preferida 0,01% ou menos . S: 0,025% ou menos Enxofre (S) é também um elemento nocivo que deteriora a resistência à fratura do aço e portanto é importante se reduzir o teor de S. Por esta razão, um limite mais alto do teor de S é ajustado em 0,025%. De forma preferida, o teor de S é 0,015% ou menos, de forma mais preferida 0,010% ou menos. N: 0,006% ou menos Nitrogênio (N) , se presente como soluto de nitrogênio, deteriora a resistência à fratura do aço. Entretanto, no caso onde o aço contém um elemento que forma um nitreto com nitrogênio, por exemplo, Al ou Ti, o nitrogênio pode agir de modo eficaz no refinamento da estrutura. Na presente invenção, para minimizar o soluto de nitrogênio, um limite mais alto do teor de N é ajustado em 0,006%. De forma preferida, o teor de N é 0,005% ou menos, de forma mais preferida 0,004% ou menos.

Al: 0,1% ou menos Alumínio (Al) é adicionado principalmente como um elemento de desoxidação. O alumínio forma A1N com N, fixando o N e o tornando inofensivo. Ademais, o alumínio contribui para refinar a estrutura. Entretanto, o alumínio acelera a descarbonização, como no caso de uma mola de aço contendo uma grande quantidade de Si, não é desejável se adicionar uma grande quantidade de Al. Adicionalmente, a fratura por fadiga se inicia a partir de um óxido de alumínio bruto. Assim, na presente invenção, o teor de Al é ajustado em 0,1% ou menos, de forma preferida 0,07% ou menos, de forma mais preferida 0,05% ou menos. Como um limite mais baixo do mesmo, nenhuma limitação é feita, mas por razão de fixar o N, é preferível se satisfazer a relação de [Al] (% em massa) > 2 x [N] (% em massa). 0: 0,0030% ou menos Um aumento em uma quantidade de oxigênio (0) contido no aço leva à formação de um óxido bruto, a partir do que se inicia a fratura. Portanto, na presente invenção, um limite mais alto do teor de O é ajustado em 0,0030%. De forma preferida, o teor de 0 é 0,0020% ou menos, de forma mais preferida 0,0015% ou menos. A mola de aço de acordo com a presente invenção compreende os componentes básicos acima e o equilíbrio de Fe e as impurezas inevitáveis. Neste caso, o teor de soluto de C no aço, o teor de Cr (teor de Cr do tipo composto) contido como um precipitado contendo Cr, e um valor de TS representado por uma equação que será referida posteriormente, serão definidos como a seguir.

Teor de soluto de C: 0,15% ou menos Martensita de aço carbono quando resfriada está em um estado de solução sólida supersaturada de C. Por reveni-do, o C se precipita como um carbureto e a quantidade solução sólida diminui. Se o revenido for realizado a uma extensão satisfatória, a composição se aproxima de uma composição de equilíbrio termodinâmico. Entretanto, na medida em que a quantidade de soluto de C diminui como um resultado do revenido, a resistência da martensita se torna mais baixa. Uma alta resistência pode ser obtida ao se realizar um tratamento de revenido em uma baixa temperatura por um curto período de tempo. Neste caso, entretanto, o soluto de C não pode precipitar em sua completa extensão e está apto a permanecer no aço em um estado de soluto mesmo após revenido. Se elementos de ligação são adicionados para garantir a necessária resistência após revenido, a precipitação e o desenvolvimento de carbureto são suprimidos, de modo que se torna mais fácil para o soluto de C permanecer. Uma alta resistência é obtida se o soluto de C permanece, mas de acordo com o achado realizado pelos presentes inventores, a fratura frágil se torna muito fácil de ocorrer se o soluto de C estiver presente em excesso de 0,15%. Portanto, na presente invenção, o teor de soluto de C é controlado a 0,15% ou menos. De forma preferida, o teor de soluto de C é 0,12% ou menos, de forma mais preferida 0,07% ou menos.

Teor de composto do tipo Cr: 0,10% ou menos C em soluto supersaturado se precipita principalmente como cementita por revenido. No caso onde um elemento de liga é adicionado, um carbureto especial diferente de cementita pode ser precipitado ou o elemento de liga pode ser (sólido-) dissolvido em cementita, onde a resistência necessária após revenido é garantida. Particularmente, com Cr adicionado, o Cr (sólido-) é dissolvido em cementita e faz com que a dureza da cementita em si aumente. Conforme o caso, um carbureto de Cr duro é formado. Este fenômeno é eficaz para garantir a resistência necessária. Por outro lado, com relação a resistência à fratura, uma vez que o carbureto se torna duro e a cementita e carbureto de Cr são precipitados relativamente brutos, ocorre concentração de tensão nos precipitados e a resistência à fratura é relativamente deteriorada. Para aprimorar a resistência à fratura é necessário se suprimir a formação de precipitados contendo Cr no reve-nido. De acordo com um experimento conduzido pelos presentes inventores observou-se que, ao se controlar o teor de Cr (teor de Cr do tipo composto) contido no precipitado contendo Cr no aço a 0,10% ou menos, a formação de precipitado contendo Cr é suprimida e a resistência à fratura é aprimorada. Portanto, um limite mais alto do teor de Cr do tipo composto é ajustado em 0,10%, de forma preferida 0,08%, de forma mais preferida 0,06%.

Valor TS: 24,8% ou mais TS = 28,5*[C]+4,9*[Si]+0,5*[Mn]+2,5*[Cr]+1,7*[V]+3,7*[Mo] 0 valor TS é um parâmetro que define a resistência do aço após revenido e é calculado pela equação TS acima com base nas quantidades dos elementos C, Si, Mn, Cr, V e Mo usadas que exercem uma grande influência na resistência após o revenido. Se o valor TS for menor do que 24,8%, é difícil se garantir estabilidade da resistência de 1900 MPa ou mais que é necessária para a mola de aço alta resistência. Portanto, um limite mais baixo de valor TS é ajustado em 24,8%, de forma preferida 26,3%, de forma mais preferida 27,8%. Os aumentos (taxas) das quantidades dos elementos na equação TS foram calculados com base nos dados de exemplo de trabalho que será referido posteriormente.

Os componentes da mola de aço de alta resistência de acordo com a presente invenção são como acima descritos, mas pode ser adicionado um ou mais elementos (elementos de aprimoramento de característica) selecionados a partir do grupo A (Mg, Ca, REM) dotado de uma ação de amolecimento de óxido, grupo B (B, Mo) eficaz para aprimorar a capacidade de endurecimento, grupo C (Ni, Cu) eficaz for inibir a descar-bonização da camada de superfície e aprimorar a resistência à corrosão, e grupo D (V, Ti, Nb, Zr) formando carbonitritos e eficaz para refinar a estrutura.

As quantidades dos elementos de aprimoramento de característica acima a serem adicionadas e a razão para a especificação das quantidades serão descritas em detalhes abaixo.

Mg: 100 ppm ou menos Magnésio (Mg) exibe um efeito de amolecimento de óxido. De forma preferida, o Mg é adicionado 0,1 ppm ou mais. Uma quantidade excessiva de Mg ocasiona uma mudança nas propriedades do óxido e portanto um limite mais alto do teor de Mg é ajustado em 100 ppm, de forma preferida 50 ppm, de forma mais preferida 40 ppm. [0025] Ca: 100 ppm ou menos Cálcio (Ca) também exibe um efeito de amolecimento de óxido e forma sulfito facilmente, tornando o enxofre inofensivo (S) . Para alcançar efetivamente esta ação, é preferível que o cálcio seja adicionado em uma quantidade de 0,1 ppm ou mais. Entretanto, uma quantidade excessiva de Ca ocasiona uma mudança nas propriedades do óxido e portanto um limite mais alto do teor de Ca é ajustado em 100 ppm, de forma preferida 50 ppm, de forma mais preferida 40 ppm. REM: 1,5 ppm ou menos Um elemento de terras raras (REM) também exibe um efeito de amolecimento de óxido e é de forma preferida adicionado em uma quantidade de 0,1 ppm ou mais. Entretanto, um excesso de quantidade do mesmo ocasiona uma mudança nas propriedades do óxido e, portanto um limite mais alto do teor de REM é ajustado em 1.5 ppm, de forma preferida 0,5 ppm. [0027] B: 100 ppm ou menos Boro (B) exibe uma ação de aprimoramento da capacidade de endurecimento e é, portanto eficaz para se obter uma estrutura da martensita a partir da austenita fina. Adicionalmente, o boro fixa N as BN e deste modo o torna inofensivo. Para alcançar esta ação de modo eficaz é preferível se adicionar B em uma quantidade de 1 ppm ou mais. Entretanto, uma quantidade excessiva de B forma borocarburetos e, portanto um limite superior do teor de B é ajustado em 50 ppm, de forma preferida 15 ppm.

Mo: 1,0% ou menos Molibdênio (Mo) também funciona para aprimorar a capacidade de endurecimento e torna mais fácil a estrutura da martensita a partir da austenita fina. Além disto, Mo é um elemento eficaz para garantir uma alta resistência após o revenido. Para permitir que as referidas ações sejam exibidas de modo eficaz é preferível se adicionar Mo em uma quantidade de 0,1% ou mais. Para alcançar um efeito satisfatório de forma preferida se adiciona Mo em uma quantidade de 0,15% ou mais, de forma mais preferida 0,2% ou mais. Entretanto, se Mo for adicionado em um excesso de quantidade, a resistência do aço laminado aumenta e se torna difícil de realizar descamação e estiramento de fio antes da têmpera. Portanto, um limite mais alto do teor de Mo é ajustado em 1,0%, de forma preferida 0,7%, de forma mais preferida 0,5%. [0029] Ni: 1,0% ou menos Níquel (Ni) é eficaz for inibir a descarbonização da camada de superfície e aprimorar a resistência à corrosão. Para alcançar esta ação de modo eficaz é preferível se adicionar Ni em uma quantidade de 0,2% "ou mais, de forma mais preferida 0,25% ou mais. Entretanto, se Ni for adicionado em um excesso de quantidade, a quantidade de austenita retida após têmpera aumenta e ocorrem variações nas características. Portanto, um limite mais alto do teor de Ni é ajustado em 1,0%, e levando-se em consideração o custo do material, é de forma preferida 0.7%, de forma mais preferida 0,5% .

Cu: 1,0% ou menos Cobre (Cu), como o Ni, é também eficaz para inibir a descarbonização da camada de superfície e aprimorar resistência à corrosão. Ademais, Cu forma a sulfito e deste modo torna S inofensivo. Para tornar as referidas ações eficazes é preferível se adicionar Cu em uma quantidade de 0,1% ou mais. Para se obter um efeito satisfatório é preferível se adicionar Cu em uma quantidade de 0,15% ou mais, de forma mais preferida 0,2% ou mais. Quando a quantidade de Cu exce- de 0,5% é preferível que Ni seja também adicionado em uma quantidade igual ou maior do que a quantidade de Cu adicionado. Entretanto, se Cu for adicionado em um excesso de quantidade, ruptura pode ocorrer no trabalho a quente. Portanto, um limite mais alto do teor de Cu é ajustado em 1,0%, e levando em conta o custo do material, é de forma preferida 0,7%, de forma mais preferida 0,5%. V: 0,3% ou menos Vanádio (V) forma carbonitritos, deste modo contribuindo para refinar a estrutura e é também eficaz para garantir uma alta resistência após o revenido. Para alcançar esta ação de modo eficaz é preferível se adicionar V em uma quantidade de 0,02% ou mais. Para alcançar um efeito satisfatório é preferível se adicionar V em uma quantidade de 0,03% ou mais, de forma mais preferida 0,05% ou mais. Entretanto, se V for adicionado em excesso, a resistência do material laminado aumenta, tornando difícil se realizar des-camação e estiramento de fio antes da têmpera. Portanto, um limite mais alto do teor de V é ajustado em 0,3%, de forma preferida 0,25%, de forma mais preferida 0,2%.

Ti: 0,1% ou menos Titânio (Ti) forma carbonitritos e deste modo contribui para refinar a estrutura. O mesmo também forma ni-tritos e sulfitos, deste modo tornando N e S inofensivo. Para alcançar as referidas ações de modo eficaz é preferível se adicionar Ti em uma quantidade de forma preferida de 0,01% ou mais, de forma mais preferida 0,02% ou mais, ainda de forma mais preferida 0,03% ou mais, de modo a satisfazer a relação de [Ti]>3,5x [N] . Entretanto, se Ti for adicionado em excesso, há uma preocupação de que TiN bruto possa ser formado, ocasionando deterioração da robustez e ductilidade. Portanto, um limite mais alto do teor de Ti é ajustado em 0,1%, de forma preferida 0,08%, de forma mais preferida 0,06%. [0033] Nb: 0,1% ou menos Nióbio (Nb) também forma carbonitritos e deste modo contribui principalmente para refinar a estrutura. Para alcançar esta ação de modo eficaz é preferível se adicionar Nb em uma quantidade de 0,002% ou mais. Para alcançar um efeito satisfatório é preferível se adicionar Nb em uma quantidade de 0,003% ou mais, de forma mais preferida 0,005% ou mais. Entretanto, uma quantidade excessiva de Nb provoca a formação de carbonitritos brutos, com conseqüente deterioração da robustez e ductilidade do aço. Portanto, um limite mais alto do teor de Nb é ajustado em 0,1%, de forma preferida 0,08%, de forma mais preferida 0,06%.

Zr: 0,1% ou menos Zircônio (Zr) forma carbonitritos e deste modo contribui para refinar a estrutura. Para alcançar esta ação de modo eficaz é preferível adicionar Zr em uma quantidade de 0,003% ou mais, de forma mais preferida 0,005% ou mais. Entretanto, uma quantidade excessiva de Zr ocasiona a formação de carbonitritos brutos, com a conseqüente deterioração da robustez e ductilidade do aço. Portanto, um limite mais alto do teor de Zr é ajustado em 0,1%, de forma preferida 0.08%, de forma mais preferida 0,06%.

Os componentes químicos do aço de acordo com a presente invenção são como acima descritos. Ademais, em uma estrutura de aço, o tamanho de grão da pré-austenita é ajustado em 10 pm ou menos. Com relação às características do aço de martensita, quanto mais fino o tamanho de grão da pré-austenita, melhor. Particularmente, o refinamento da estrutura é sempre eficaz para aprimorar a resistência à fratura. Para aprimorar a resistência à fratura da mola de aço dotada de uma resistência de 1900 MPa ou mais de acordo com a presente invenção, é necessário que o tamanho de grão da pré-austenita seja controlado a 10 μτη ou menos, de forma preferida 8 pm ou menos, de forma mais preferida 6 pm ou menos. A mola de aço de acordo com a presente invenção é constituída por uma estrutura da martensita temperada, mas pode conter austenita retida parcialmente em uma faixa de 5% ou menos em termos de percentual por volume. A mola de aço de acordo com a presente invenção, que apresenta os componentes e estrutura acima, é 1900 MPa ou mais em resistência à tração e no entanto é superior em resistência à fratura. Com relação a resistência à tração, a mesma pode ser ajustada de forma preferida a 2000 MPa ou mais, de forma mais preferida 2100 MPa ou mais, ao se ajustar os componentes e a estrutura dentro do âmbito da presente invenção. Assim, a mola em questão pode ser produzida com maior resistência.

Uma descrição a seguir é agora proporcionada sobre o método de fabricação da mola de aço de alta resistência de acordo com a presente invenção. 0 método de fabricação de acordo com a presente invenção compreende as etapas de produzir um aço dotado dos componentes químicos acima por um método convencional, sub-seqüentemente como mostrado na Figura 1, (1) uma etapa de trabalho de plástico (PW) de submeter o aço a um trabalho plástico de 0,10 ou mais em deformação verdadeira, (2) após realização do trabalho plástico (PW) ao aço, uma etapa sub-seqüente de têmpera de aquecer o aço a uma temperatura TI de 850°C a 1100°C a uma taxa de aquecimento média (HR1) a 200°C ou superior de 20 K/s ou mais, e (3) uma etapa de revenido subseqüente de aquecer o aço a um limite mais baixo de temperatura de revenido T2 (°C) ou superior determinada pela equação a seguir a uma taxa de aquecimento média (HR2) a 300°C ou superior de 20 K/s ou mais e então resfriar o aço a 300°C ou inferior com um tempo de estadia tl a 300°C ou superior de 240 segundos ou mais curto: T2 = 8*[Si]+47*[Μη]+21*[Cr]+140*[V]+169*[Mo]+385, onde [X] representa % em massa do elemento X.

Assim, na etapa de trabalho plástico acima, o aço é submetido, antes da têmpera, a um trabalho plástico (PW) de 0,1 ou mais em deformação verdadeira. Isto ocorre pela seguinte razão. Se o aço for submetido a um trabalho predeterminado antes da têmpera, a uniformização da nucleação da austenita é acelerada durante o aquecimento na têmpera. Se a deformação verdadeira for inferior a 0,10, a quantidade de trabalho plástico é insuficiente e é impossível se tornar a nucleação uniforme, tornando assim impossível se obter um tamanho de grão de austenita de 10 pm ou menos. Portanto, a deformação verdadeira a ser proporcionada ao aço é ajustada em 0,1 ou mais, de forma preferida 0,15 ou mais, de forma mais preferida 0,20 ou mais.

Na etapa de têmpera acima, o aquecimento na têmpera é realizado a uma temperatura TI de 850°C a 1100°C a uma taxa de aquecimento média HRl a 200°C ou superior de 20K/s. Isto ocorre pela razão a seguir. Ao se aumentar a taxa de aquecimento se pretende evitar uma redução da tensão introduzida na etapa de trabalho plástico antes da têmpera deste modo tornando a nucleação uniforme. Neste caso, se a taxa de aquecimento média HRl for inferior a 20 K/s, ocorrerá uma recuperação da tensão introduzida na etapa de trabalho plástico, tornando impossível se alcançar a nucleação uniforme da austenita. Portanto, a taxa de aquecimento média HRl é ajustado em 20 K/s ou mais, de forma preferida 40 K/s ou mais, de forma mais preferida 70 K/s ou mais. Ao se ajustar a temperatura de aquecimento TI de 850° a 1100°C é possível se evitar a dissolução dos carbonitritos que inibem o desenvolvimento de grais de cristal e conseqüentemente é possível se obter grãos de austenita mais finos. A razão pela qual o resfriamento é realizado a 200°C ou inferior a uma taxa de resfriamento média CRI de 30 K/s ou mais após aquecimento é que se pretende obter uma estrutura da martensita. Os grãos de austenita antes do resfriamento são finos, então se a taxa de resfriamento média for inferior a 30 K/s, é difícil se obter uma estrutura temperada completa. Portanto, a taxa de resfriamento média CRI é ajustado em 30 K/s ou mais, de forma preferida 50 K/s ou mais, de forma mais preferida 70 K/s du mais. [0040] Na etapa de revenido a quantidade de soluto de C e aquela do composto do tipo Cr são controladas. Para permitir gue o soluto de C se precipite como um carbureto e deste mo-io reduzindo a quantidade de soluto de C, é necessário se adotar condições de revenido levando-se em consideração a Influência de um componente de liga. Ao controlar o limite Inferior da temperatura de revenido na temperatura calculada aela equação anterior T2 ou superior é possível se reduzir a guantidade de soluto de C a 0,15% ou menos. O limite inferi-ar da temperatura de revenido (temperatura de aquecimento) é ie forma preferida T2 + 15°C, de forma mais preferida T2 + 30°C, still de forma mais preferida T2 + 45°C. O aumento (taxa) da quantidade do elemento na equação T2 foi calculado ;om base nos dados de exemplo de trabalho a serem descritos josteriormente. A quantidade de Cr do tipo composto é também consolada pelas condições de revenido. (Sólido-) dissolução ie Cr em cementita e a precipitação de Cr carburetos ocorre sm temperaturas relativamente altas. Na presente invenção, guando o aquecimento é realizado na etapa de revenido, a taca de aquecimento média HR2 a 300°C ou superior é ajustado sm 20 K/s ou mais para suprimir a quantidade de Cr do tipo momposto no decurso de aquecimento até T2. De forma preferi-ia, a taxa de aquecimento média é ajustado em 40 K/s ou nais, de forma mais preferida 70 K/s ou mais. Após aquecimento a uma temperatura de T2 ou superior e retenção por um cempo apropriado (em geral na faixa de 0 segundos ou mais a menos de 240 segundos), o resfriamento é conduzido. Nesta ocasião, um tempo de retenção tl a 300° ou superior é ajustado em 240 segundos ou menos para suprimir o aumento na quantidade de Cr do tipo composto no curso a partir da retenção na temperatura de revenido ao resfriamento. Ao assim controlar o tempo de retenção na região de temperatura de 300°C ou superior onde a quantidade de Cr do tipo composto é bastante provável aumentar, é possível se controlar a quantidade de Cr do tipo composto a 0.1% ou menos. O tempo tl é ajustado de forma preferida a 90 segundos ou menos, de forma mais preferida 20 segundos ou menos. A presente invenção será descrita abaixo mais concretamente por exemplos de trabalho, mas a presente invenção não deve ser interpretada como limitada pelos exemplos a seguir .

Exemplos Os aços mostrados nas Tabelas 1 e 2 abaixo são fundidos a vácuo, seguido por forja a quente e rolagem a quente por métodos convencionais, para proporcionar barras brutas de 16 mm de diâmetro.

As barras brutas foram então submetidas a estira-mento de fio, e em seguida a têmpera e revenido sob as condições mostradas nas Tabelas 3 a 6. Em tratamentos de têmpera e revenido, um forno elétrico de objetivo geral, um banho de sal e um forno de aquecimento de alta freqüência foram usados, termopares foram fixados às superfícies das barras brutas para medir a temperatura e as condições do tratamento foram controladas. O valor de "rem" nas Tabelas 1 e 2 signi- fica a quantidade total de La, Ce, Pr, e Nd. 0 tempo de reação na temperatura de revenido foi ajustada na faixa de 0 a 3000 segundos (0 segundos ou mais a menos de 240 segundos para aqueles que os valores de tl satisfazem a condição definida na presente invenção).

Os aços após o revenido assim fabricados foram checados quanto à estrutura ao se determinar o tamanho de grão da pré-austenita da maneira a seguir. A amostra de aço para observação foi cortada de modo que uma seção transversal do mesmo se tornou uma superfície de observação. Δ amostra foi então enterrada em uma resina, seguida de polimento, e então a superfície de observação foi gravada se usando uma solução de gravação contendo ácido pícrico como o componente principal, permitindo que os limites do grão de pré-austenita apareçam. A observação foi realizada em uma ampliação de 200X a 1000X usando um microscópio ótico e o tamanho do grão da pré-austenita foi determinado por método de comparação. A determinação do tamanho do grão foi realizada em quatro campos visuais ou mais um valor médio foi obtido. A partir do tamanho do grão assim obtido foi calculado um tamanho médio de grão usando uma expressão de conversão descrita na literatura (Umemoto, Grain Size Number e Grain Dia-meter, " Fueram, 2 (1997), 29) . Com relação aos aços onde os limites dos grãos de pré-austenita são difíceis de aparecer antes do revenido, os mesmos foram submetidos a tratamento a calor a 500°C por 2 horas a 12 horas de modo a facilitar o desenvolvimento dos limites dos grãos e foram então observados . A quantidade de soluto de C em cada aço após o re-venido foi calculada a partir dos picos de difração de raio-X da maneira a seguir usando o método Rietveld. As amostras de avaliação foram cada uma das quais cortadas de modo que a seção transversal ou uma seção central longitudinal de cada fio de aço após a temperatura se tornar uma superfície de avaliação, e então polida e submetida a difração de raio-x. Para avaliação da quantidade de soluto de C, pelo menos duas amostras foram preparadas para cada aço, e então a medição acima foi realizada e um valor médio foi determinado. A quantidade de Cr do tipo composto em cada aço após o revenido foi determinada da maneira a seguir usando o método de extração eletrolítica. A partir de cada aço após o revenido foi fabricado uma amostra colunar dotada de um diâmetro de 8 mm e um comprimento de 20 mm por um trabalho de corte úmido da superfície do aço. A amostra foi eletrolizada a 100 mA por 5 horas em uma solução eletrolítica (a solução eletrolítica com base de 10% AA) para dissolver o metal Fe na fase de base eletroliticamente e um composto no aço foi recuperado como um resíduo a partir do eletrólito. Como um filtro para a recuperação de um resíduo foi usado um filtro de membrana dotado de um diâmetro de malha de 0,1 pm, um produto da Advantec Toyo Kaisha Ltd. A quantidade de Cr {wCr[g]} contido no composto assim recuperado foi medido, e com base em uma mudança no peso, AW [g] de cada amostra antes e após a dissolução elétrica, a proporção no aço, Wp(Cr), da quantidade de Cr que forma o composto foi calculada de acordo com a equação a seguir: Wp(Cr) = wCr/AW x 100 (% em massa) . Com relação à avaliação da inclusão, pelo menos três amostras foram fabricadas para cada aço, e então as medidas acima foram realizadas e um valor médio foi determinado. Os resultados obtidos são também mostrados nas Tabelas 3 a 6.

Ademais, um teste de tensão e um teste de fragilidade anti-hidrogênio foram conduzidos usando as amostras de aço. Uma peça de teste de tensão de barra arredondada foi fabricada a partir de cada aço após revenido e foi submetido a usinagem. Usando a peça de teste assim usinada e uma máquina de teste universal, o teste de tensão foi conduzido a uma velocidade de cruzeta de 10 mm/min e a resistência à tração foi medida e usada como o índice de avaliação de resistência .

No teste de fragilidade anti-hidrogênio, uma peça de teste de placa plana (65 mm de comprimento por 10 mm de largura por 1,5 mm de espessura) foi fabricada a partir de cada aço após o revenido e um teste de flexão de quatro pontos de carga de catodo foi conduzido usando a peça de teste. No teste de flexão de quatro pontos de carga de catodo, como mostrado na Figura 2, uma peça de teste abastecida com S com uma tensão de dobra (1400 MPa) é carregada com catodo a um potencial de -700 mV em uma solução ácida (0,5 mol/1 H2SO4 + 0,01 mol/1 KSCN) e o tempo necessário a partir do início da carga até a fratura é medido. A referida vida de fratura foi usada como um índice de avaliação de resistência à fragilidade de hidrogênio. Se a vida de fratura for de 1000 segundos ou mais, a resistência é garantida para a fragilidade de hidrogênio no ambiente atual e, portanto a resistência à fragilidade de hidrogênio foi avaliada com base na vida de fratura de 1000 segundos. Na Figura 2, o numeral 11 denota um eletrodo de platina e o numeral 12 denota um eletrodo padrão (SC).

Ademais, para a avaliação da resistência à fratura frágil, cada amostra fraturada no teste de quarto ponto de carga de catodo foi checada para a forma da fratura. Após o final do teste de quarto ponto de carga de catodo, cada referida amostra fraturada foi armazenada e a superfície fraturada foi observada com uma ampliação de 500 X a 2000 X usando um microscópio de leitura eletrônico (SEM). Na fotografia da superfície fraturada obtida, a proporção do limite da granulação de fratura da pré-austenita como uma fratura frágil foi medida como uma fratura percentual por fragilidade e foi usada como um índice de resistência à fratura frágil. Quanto menor a proporção da fratura de limite de grão de pré-austenita, isto é, quanto menor o percentual de fratura frágil, maior a excelência da resistência à fratura frágil. Ao se avaliar o percentual de fratura frágil, a partir de superfície fraturada se observando fotografias de pelo menos cinco campos visuais, o percentual da área nas fotografias do limite da granulação das porções de fratura de pré-austenita foi medido usando um programa de análise de imagem ImagePro ver. 4) . O percentual de fratura frágil foi avaliado com base em 85% pelo fato de que o percentual de fratura frágil é 85% no caso da mola de suspensão aço SUP12 prática de uma resistência à tração classe 1750 MPa.

Um resultado dos referidos testes é também mostra- do nas Tabelas de 3 a 6. Ademais, a relação entre a resistência à tração e a vida de fratura é resumida no gráfico da Figura 3 e a relação entre a resistência à tração e o percentual de fratura frágil é resumido no gráfico da Figura 4. A partir das Tabelas de 3 a 6 e das Figuras 3 e 4 é visto que os exemplos da presente invenção (os círculos nas figuras 3 e 4 e os números de amostra livres do símbolo * nas tabelas) que satisfazem todas as condições nos componentes e as condições de fabricação definidas na presente invenção, são dotados de uma alta resistência de 1900 MPa ou mais e no entanto são dotados de uma alta resistência à fragilidade de hidrogênio de 1000 segundos ou mais em termos de vida de fratura e que o percentual de fratura frágil é de 85% ou menos e assim a fratura frágil é suprimida satisfatória e estavelmente. Por outro lado, é visto que os exemplos comparativos não satisfazendo as condições definidas na presente invenção não possuem a resistência à tração de 1900 MPa ou mais, assim como a referida resistência à fragilidade por hidrogênio e resistência à fratura frágil como satisfazem os valores de referência respectivos, e que mesmo se uma alta resistência for alcançada, existe um problema em sua aplicação ao membro para o qual uma resistência à fratura estável é necessária, por exemplo, aplicação como o material da mola de suspensão. 27 tá Μ P to Ο £ tá tá O

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Claims

1. Mola de aço, CARACTERIZADA por compreender os componentes químicos a seguir em % em massa: C: 0,4% - 0,6%; Si: 1,4% - 3,0%; Mn: 0,1% - 1,0%; Cr: 0,2% - 2,5%; P: 0,025% ou menos; S: 0,025% ou menos; N: 0,006% ou menos; Al: 0,1% ou menos; O: 0,0030% ou menos; com o restante sendo Fe e impurezas inevitáveis, onde a quantidade de soluto de C é de 0,15% ou menos, a quantidade de Cr contido como um precipitado contendo Cr é de 0,10% ou menos, um valor TS representado pela equação a seguir é de 24,8% ou mais, e o tamanho de grão da pré-austenita é de 10 pm ou menos, e onde f onde [X] representa % em massa do elemento X.

2. Mola de aço, de acordo com a reivindicação 1, CARACTERIZADA por adicionalmente compreender, como componentes químicos, um ou mais elementos selecionados a partir do grupo que consiste em: Mg: 100 ppm ou menos; Ca: 100 ppm ou menos; e REM: 1,5 ppm ou menos.

3. Mola de aço, de acordo com a reivindicação 1 ou 2, CARACTERIZADA por adicionalmente compreender, como componentes químicos, um ou dois elementos selecionados a partir de: B: 100 ppm ou menos; e Mo: 1,0% ou menos.

4. Mola de aço, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 3, CARACTERIZADA por adicionalmente compreender, como componentes químicos, um ou dois elementos selecionados a partir de: Ni: 1,0% ou menos; e Cu: 1,0% ou menos.

5. Mola de aço, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 4, CARACTERIZADA por adicionalmente compreender, como componentes químicos, um ou dois elementos selecionados a partir de: V: 0,3% ou menos; Ti: 0,1% ou menos; Nb: 0,1% ou menos; e Zr: 0,1% ou menos.

6. Método para a fabricação de uma mola de aço, definida de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 5, CARACTERIZADO por compreender as etapas de: submeter um aço dotado dos componentes químicos, conforme definidos em qualquer uma das reivindicações de 1 a 5, a um trabalho plástico de 0,10 ou mais em deformação verdade ir If; após, submeter o aço a um tratamento de têmpera envolvendo o aquecimento do aço a uma temperatura TI de 850°C a 1100°C a uma taxa de aquecimento média a 200°C ou superior de 20 K/s ou mais e então resfriar o aço a uma temperatura de 200°C ou inferior a uma taxa de resfriamento média de 30 K/s ou mais; e subseqüentemente submeter o aço a um tratamento de revenido envolvendo o aquecimento o aço a uma temperatura de T2°C ou superior determinada pela equação a seguir a uma taxa de aquecimento média a 300°C ou superior de 20 K/s ou mais e então resfriar o aço a uma temperatura de 300°C ou inferior ao tempo de residência tl a 300°C ou superior de 240 segundos ou menos, onde onde [X] representa % em massa do elemento X.