BRPI0809532A2

BRPI0809532A2 - aço microligado forjado a quente e aço laminado a quente excelentes em capacidade de separação por fratura e em capacidade de usinagem, e componente feito de aço microligado forjado a quente

Info

Publication number: BRPI0809532A2
Application number: BRPI0809532-9A
Authority: BR
Inventors: Manabu Kubota; Shinya Teramoto
Original assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2008-02-26
Filing date: 2008-11-05
Publication date: 2011-11-08
Also published as: TW200936784A; WO2009107282A1; US20100143180A1; EP2246451A1; CA2681788A1; CN101652493B; RU2431694C2; JP5251872B2; MY154415A; PL2246451T3; US8715428B2; US20140219858A1; EP2246451B1; TWI470089B; US9255314B2; JPWO2009107282A1; KR20090109548A; KR20120049405A; RU2009136184A; EP2246451A4

Abstract

AçO MICROLIGADO FORJADO A QUENTE E AçO LAMINADO A QUENTE EXCELENTES EM CAPACIDADE DE SEPARAçãO POR FRATURA E EM CAPACIDADE DE USINAGEM, E COMPONENTE FEITO DE AçO MICROLIGADO FORJADO A QUENTE. A presente invenção refere-se a um aço microligado forjado a quente e a um aço laminado a quente que apresenta excelentes capacida- des de separação por fratura e de usinagem, sem prejudicar a produtividade ou as propriedades mecânicas e sem adição de Pb ou similares. A invenção também refere-se a um componente feito de aço microligado forjado a quente. O aço microligado forjado a quente compreende, em % em mas- sa, C: maior que 0,35 a 0,60%, Si: 0,50 a 2,50%, Mn: 0,20 a 2,00%, P: 0,010 a 0,150%, 5: 0,040 a 0,150%, V: 0,10 a 0,50%, Zr: 0,0005 a 0,0050%, Ca: 0,0005 a 0,0050% e N: 0,0020 a 0,0200%, o Aí sendo limitado a menos de 0,010%, e um equilíbrio substancialmente em Fe e inevitáveis impurezas.

Description

Relatório Descritivo da Patente de Invenção para "AÇO Ml- CROLIGADO FORJADO A QUENTE E AÇO LAMINADO A QUENTE EX- CELENTES EM CAPACIDADE DE SEPARAÇÃO POR FRATURA E EM CAPACIDADE DE USINAGEM, E COMPONENTE FEITO DE AÇO Ml- CROLIGADO FORJADO A QUENTE".

CAMPO DA INVENÇÃO

A presente invenção refere-se a um aço microligado forjado a quente e laminado a quente que apresenta excelentes capacidades de divi- são por fratura e de usinagem e que pode ser usado em componentes de aço para uso na separação por fratura e a um componente feito de aço mi- croligado forjado a quente.

DESCRIÇÃO DA TÉCNICA RELATIVA

prática recente de se utilizar componentes forjados no motor e na suspensão de automóveis é a de se utilizar aços microligados forjados a quente que eliminam a necessidade de tratamento térmico de têmpera e re- venido. Um aço microligado é projetado para ter uma composição química que permita ao aço alcançar excelentes propriedades mecânicas em seu estado resfriado a ar ou resfriado a ar forçado.

Um componente em que o aço microligado tem sido extensiva- mente empregado é a biela do motor (ou "conrod"), que é o componente do motor que transmite o movimento do pistão para o virabrequim. A biela com- preende duas peças, a saber, uma capa e uma haste. O "conrod" é ligado ao virabrequim em sua "extremidade grande" aparafusando-se a haste e a capa juntamente com o virabrequim fixado entre eles. O método consagrado de fabricação de "conrod" era forjar inicialmente uma capa e uma haste separa- damente ou em uma forma unitária que mais tarde era cortado mecanica- mente e então submeter as faces compatíveis a uma usinagem de alta pre- cisão. Além disso, o processamento com fixação para evitar desalinhamento das faces compatíveis era geralmente usado. Isto também complicava as etapas do processamento e aumentava os custos de produção.

À luz dessas desvantagens, um novo método de proceder com a fabricação e instalação de "conrod" surgiu relativamente recentemente. Es- pecificamente, a capa e a haste são forjadas em uma forma unitária, são formados entalhes no interior da extremidade grande, e a capa e a haste são separadas por fratura pela aplicação de um esforço de tração de impacto no estado frio. O conrod é ligado ao virabrequim usando as faces de separação por fratura como as faces casadas em sua condição "conforme separadas" sem usinagem. Esse método torna possível eliminar o processo de usina- gem da face casada. Ele também torna desnecessário o processamento dos pinos porque o desalinhamento pode ser evitado tirando vantagem da rugo- sidade da face separada por fratura. O custo do processamento dos compo- nentes também diminui correspondentemente. Um outro mérito é que o con- rod pode ser reduzido em tamanho e peso porque a eliminação dos pinos diminui a área da face casada.

Na Europa e nos Estados Unidos, onde o conrod separado por fratura é amplamente adotado, o aço mais comumente usado para a produ- ção de conrod é o C70S6 sob a norma DIN. Este é um aço microligado de alto carbono contendo 0,7% C. É dada uma estrutura consistindo quase in- teiramente em perlita de baixa ductilidade/tenacidade para minimizar a mu- dança dimensional durante a separação por fratura. Embora o C70S6 seja um aço excelente na capacidade de separação por fratura graças à sua pe- quena deformação durante a separação, ele apresenta uma estrutura mais bruta que a estrutura ferrita/perlita dos aços microligados de médio carbono usados atualmente como aços para conrod. É, portanto, baixo em razão de rendimento (limite de elasticidade / limite de resistência à tração e não pode ser aplicado em conrods de alta resistência que necessitem um alto limite de elasticidade. Além disso, a capacidade de usinagem inferior do C70S6 devi- do à sua estrutura de perlita tem evitado que o aço encontre uma utilização extensiva.

Para elevar a razão de rendimento, é necessário manter o teor de carbono baixo e aumentar a fração de ferrita. Entretanto, ao aumentar-se a fração de ferrita aumenta-se a ductilidade/tenacidade. Uma vez que uma deformação plástica pesada ocorre, portanto, próximo das faces de cisão durante a separação por fratura, a capacidade de separação por fratura é degradada pela deformação aumentada do diâmetro interno da extremidade grande do conrod. Por outro lado, o Pb tem sido freqüentemente adicionado aos aços para conrods de aços microligados de alta resistência para o pro- pósito de capacidade de usinagem. Mas um aço adicionado com Pb não é mais prático porque o uso de Pb precisa ser atualmente restrito devido à carga ele coloca no ambiente natural. Assim, o assunto não resolvido em relação aos aços para conrods de separação por fratura é desenvolver uma tecnologia capaz de alcançar concomitantemente um baixo teor de carbono (alto limite de elasticidade) e uma boa capacidade de separação por fratura e de alcançar uma capacidade de usinagem satisfatória sem adição de Pb ou outras substâncias que aumentem a carga ambiental.

Aços para os componentes separados por fratura foram desen- volvidos em resposta às necessidades precedentes. Por exemplo, o Pedido de Patente Japonesa (A) n° 2002-256394 define um refino de estrutura pela regularização do equilíbrio entre O e Al e entre OeN. Entretanto, ele apre- senta a desvantagem de usar Pb ou similar como meio de garantir a capaci- dade de usinagem. O Pedido de Patente Japonesa (A) n° 2003-193184 defi- ne melhorias na separação por fratura e na capacidade de usinagem defi- nindo os teores de C e V e a fração de área de ferrita. Entretanto, devido à baixa fração de área de ferrita de 20% ou menos, a razão de rendimento é tão baixa que torna a aplicação para um conrod de alta resistência imprati- cável. Um outro problema é que a melhoria da capacidade de usinagem é inadequada porque a fração de estrutura de perlita é grande, de forma que o Pb ou similar é usado como meio de garantir a capacidade de usinagem. O Pedido de Patente Japonesa (A) n° 2003-301238 define que prescrevendo- se o número de partículas de MnS de modo a aumentar o refino da estrutu- ra, é possível aumentar-se o limite de elasticidade e simultaneamente me- lhorar a capacidade de separação por fratura. Esta tecnologia requer a dis- persão de muito MnS de um diâmetro circular equivalente de a 1 μm. Mas a adição de uma grande quantidade de S para esse propósito leva inevitavel- mente à ocorrência de MnS alongado tendo uma razão de aspecto bruto de- vido à extensão na direção da laminação ou do forjamento. Quando tal MnS bruto alongado está presente, ocorrem fraturas na forma de descascamento paralelo à direção do alongamento do MnS1 no que é chamado de "separa- ção". Como resultado, a capacidade de separação por fratura torna-se pior, não melhor, devido à deformação aumentada durante a separação por fratu- ra. Uma outra desvantagem dessa técnica anterior é que ela usa Pb ou simi- lar como meio para garantir a capacidade de usinagem. O Pedido de Paten- te Japonesa (A) n° 2000-73141 define que a capacidade de separação por fratura é melhorada prescrevendo-se o número de inclusões de sulfeto de não menos que 1 μίτι de largura e também definindo sua razão de aspecto, reduzindo assim a ductilidade/tenacidade. Entretanto, a presença de uma grande quantidade de MnS bruto disperso de menos de 1 μιτι de largura au- menta a taxa de ocorrência de fraturas durante o forjamento a quente e de- grada as propriedades de fadiga. O Pedido de Patente Japonesa (A) n° 2005-54228 define a melhoria da capacidade de separação por fratura do aço pelo aquecimento do aço até uma temperatura ultra alta próxima da só- lido-líquido de modo a embrutecer notavelmente a estrutura. Mas essa técni- ca propõe casos de uma maior praticabilidade porque o forjamento em uma temperatura ultra alta não apenas requer um investimento em um novo equi- pamento mas também diminui o rendimento e aumenta a descarbonetação e a carepa.

SUMÁRIO DA INVENÇÃO

O objetivo da presente invenção é tratar com as circunstâncias precedentes fornecendo um aço microligado forjado a quente e aço lamina- do a quente que sejam excelentes em capacidade de separação por fratura e em capacidade de usinagem, sem prejudicar a produtividade ou as propri- edades mecânicas e sem adição de Pb ou similares, e um componente feito de aço micro ligado forjado a quente.

A presente invenção foi alcançada com base na descoberta de que otimizando os teores de C e V para aumentar a capacidade de separa- ção por fratura, e também e simultaneamente controlando as quantidades adicionadas dos três componentes Zr, Ca e Al, dispersando assim finamente uma grande quantidade de inclusões de MnS, é possível aumentar a capaci- dade de separação por fratura para acima do nível da técnica anterior sem degradar as propriedades mecânicas e a produtividade e simultaneamente para melhorar a capacidade de usinagem sem adicionar Pb ou similar. A essência da invenção é como apresentada abaixo. Conforme designado em relação à presente invenção, "inclusões de MnS" é definido para incluir não apenas MnS mas contendo elementos formadores de sulfetos tais como Ca e Mg ou elementos formadores de carbossulfetos tais como C1 Ti e Zr.

(1) Um aço microligado forjado a quente excelente em capaci- dade de separação por fratura e capacidade de usinagem compreendendo, em % em massa, C: maior que 0,35 a 0,60%, Si: 0,50 a 2,50%, Mn: 0,20 a 2,00%, P: 0,010 a 0,150%, S: 0,040 a 0,150%, V: 0,10 a 0,50%, Zr: 0,0005 a 0,0050%, Ca: 0,0005 a 0.,050% e N: 0,0020 a 0,0200%, o Al sendo limitado a menos de 0,010%, e um equilíbrio substancialmente em Fe e as inevitá- veis impurezas.

(2) Um aço microligado forjado a quente excelente em capaci- dade de separação por fratura e capacidade de usinagem conforme o item (1), também compreendendo, em % em massa, um ou mais elementos entre Cr: 0,05 a 0,25%, Nb: 0,005 a 0,050% e Ti: 0,005 a 0,050%.

(3) Um aço microligado forjado a quente excelente em capaci- dade de separação por fratura e capacidade de usinagem conforme o item (1) ou (2), também compreendendo, em % em massa, Mg: 0,0005 a 0,0050%.

(4) Um aço microligado forjado a quente, laminado a quente excelente em capacidade de separação por fratura e em capacidade de usi- nagem tendo uma composição do aço ajustada como em qualquer um dos itens (1) a (3), onde o número de inclusões de MnS de largura igual ou maior que 1 μm presente a 1/4 do diâmetro do aço laminado a quente é 10% ou menos (incluindo 0%) do número total de inclusões de MnS ali e a razão de aspecto média das inclusões de MnS é 10 ou menos.

(5) Um componente de aço microligado forjado a quente exce- lente em capacidade de separação por fratura e capacidade de usinagem tendo uma composição do aço conforme apresentada em qualquer um dos itens (1) a (3), onde a estrutura do aço compreende uma fração de bainita de 3% ou menos (incluindo 0%) e um saldo de ferrita/perlita.

BREVE DESCRIÇÃO DOS DESENHOS

A figura 1 é um par de imagens mostrando o estado das inclu- sões de MnS no aço, onde (a) e (b) mostram os estados das inclusões de MnS em um exemplo comparativo e em um exemplo da invenção, respecti- vamente.

DESCRIÇÃO DETALHADA DA INVENÇÃO

Os inventores executaram um estudo em profundidade em rela- ção aos fatores que afetam a capacidade de separação por fratura e a capa- cidade de usinagem de um aço microligado para componentes separados por fratura. Suas descobertas foram como segue:

(a) A capacidade de separação por fratura diminui notavelmen- te quando se forma bainita, tornando necessário evitar-se a formação de bainita e estabelecer uma estrutura composta quase inteiramente de ferri- ta/perlita.

(b) Tanto a capacidade de separação por fratura e a razão de rendimento podem ser melhoradas pela otimização do teor de C. Especifi- camente um teor excessivo de C diminui a razão de rendimento pelo aumen- to da fração de perlita bruta, enquanto um teor deficiente de C diminui a ca- pacidade de separação por fratura pelo aumento da alta ductilida- de/tenacidade e provocando um refino excessivo da estrutura.

(c) Tanto a capacidade de separação por fratura quanto a ra- zão de rendimento podem ser melhoradas adicionando-se uma quantidade relativamente grande de V. Especificamente, a ferrita é reforçada pelo endu- recimento de precipitação provocado pela precipitação de carbonetos e car- bonitretos de V durante o resfriamento após o forjamento a quente. Uma vez que o reforço da ferrita reduz a ductibilidade/tenacidade, uma boa capacida- de de separação por fratura pode ser alcançada e a razão de rendimento é também aumentada.

(d) Quando inclusões de MnS com pequena razão de aspecto estão abundantemente e finamente dispersas no aço, as inclusões de MnS agem como caminhos de propagação de fraturas durante a separação, me- lhorando assim a capacidade de separação por fratura. As fraturas que se propagam através das inclusões de MnS finamente dispersas de menos de 1 μm que têm um efeito benéfico na capacidade de separação por fratura por- que elas crescem linearmente com pouca ramificação ou dobramento, mini- mizando assim a deformação durante a separação. Por outro lado, quando a quantidade de inclusões de MnS bruto de 1 μηι ou mais de largura é grande, ocorre a separação e as fraturas se formam paralelamente à direção do a- longamento das inclusões de MnS. A capacidade de separação por fratura diminui, portanto, devido à deformação aumentada durante a separação.

(e) As abundantes dispersões finas de inclusões de MnS com pequena razão de aspecto no aço permitem a melhoria da capacidade de usinagem sem prejudicar as propriedades mecânicas tais como proprieda- des de fadiga mesmo quando o teor de S é aumentado.

(f) para alcançar uma melhoria ótima da capacidade de sepa- ração por fratura e da capacidade de usinagem por dispersão fina e abun- dante de inclusões de MnS com pequena razão de aspecto no aço, é neces- sário controlar simultaneamente as quantidades adicionadas dos três com- ponentes Zr, Ca e Al. Isto é, é muito eficaz aumentar o teor de S enquanto se adicionam pequenas quantidades de Zr e Ca, enquanto ao mesmo tempo se limita o teor de Al. Especificamente, uma leve adição de Zr provoca a formação no aço de ZrO2 e óxidos contendo Zr (doravante algumas vezes chamados de "óxidos de Zr") que agem como núcleos de cristalização e pre- cipitação de inclusões de MnS, O efeito dos óxidos de Zr como núcleos de precipitação é maximizado pela incorporação de óxidos de Ca nos óxidos de Zr. Uma vez que a adição leve simultânea de Zr e Ca aumenta, portanto, o numero de locais efetivos de cristalização e precipitação para inclusões de MnS, ela permite uma dispersão uniforme, fina, das inclusões de MnS. Além disso, Zr e Ca se dissolvem nas inclusões de MnS para formar sulfetos com- plexos e reduzir a sua capacidade de deformação, inibindo assim a retirada das inclusões de MnS durante a laminação e o forjamento a quente. Mas quando o Al é adicionado, a formação preferencial de AI2O3 no aço diminui o teor de O no aço. Como resultado, é inibida a formação de óxidos de Zr que produz um efeito de dispersar finamente e uniformemente as inclusões de MnS. O teor de Al deve, portanto, ser limitado ao máximo possível.

A adição excessiva de Zr e Ca provoca a formação de grandes quantidades de ZrN, ZrS, CaO duros e outras inclusões duras e seus gru- pos. Como isto tem o efeito contrário à degradação da capacidade de usina- gem, as propriedades de fadiga e outras propriedades mecânicas, as quan- tidades de adição de Zr e Ca devem ser controladas para dentro de uma faixa baixa. Assim, o controle simultâneo da adição de Zr, ca e Al é altamen- te eficaz para alcançar uma dispersão fina abundante de inclusões de MnS e, com isto, permitir melhorias simultâneas de capacidade de separação por fratura e capacidade de usinagem.

A presente invenção é explicada em detalhes abaixo. Primeiramente serão explicadas as razões para definir a composição química do aço. A menos que indicado de forma diferente, o símbolo % usado em relação ao teor do elemento indica % em massa.

C: Maior que 0,35% a 0,60%

C é adicionado para estabelecer a resistência à tração do com- ponente e aumentar a ductilidade/tenacidade da fração de perlita de modo a alcançar uma boa capacidade de separação por fratura. Entretanto, quando excessivamente adicionada, a fração de perlita se torna muito grande e a razão de rendimento diminui devido ao embrutecimento da estrutura. O teor de C deve, portanto, estar na faixa de mais de 0,35% a 0,60%. A faixa prefe- rida é maior que 0,35% a 0,48%.

Si: 0,50 a 2,50%

Si é adicionado para reforço da ferrita pelo reforço da solução sólida, estabelecendo assim uma boa capacidade de separação por fratura pela redução da ductilidade/tenacidade. Entretanto, quando o Si é adiciona- do excessivamente, a fração de ferrita se torna muito grande, o que tem o efeito contrário de diminuir a capacidade de separação por fratura. O teor de Si deve, portanto, estar na faixa de0,50 a 2,50%. A faixa preferida é 0,60 a 1,50%. Mn: 0,20 a 2,00%

Mn é adicionado para reforçar a ferrita pelo reforço da solução sólida, estabelecendo assim uma boa capacidade de separação por fratura pela redução da ductilidade/tenacidade. Quando excessivamente adiciona- do, entretanto, o espaçamento Iamelar da perlita é reduzido, o que degrada a capacidade de separação por fratura pelo aumento da ductilida- de/tenacidade da perlita e também degrada pesadamente a capacidade de separação por fratura por promover a formação de bainita. O teor de Mn de- ve, portanto, estar na faixa de 0,20 a 2,00%. A faixa preferida é 0,30 a 1,00%.

P: 0,010 a 0,150%

P é adicionado para realizar uma boa capacidade de separação por fratura pela redução da ductilidade/tenacidade da ferrita e da perlita. En- tretanto, uma adição excessiva degrada a ductilidade a quente, o que torna f5 as fraturas e defeitos mais prováveis de acontecer durante o trabalho a quente. O teor de P deve, portanto, estar na faixa de 0,010 a 0,150%. A faixa preferida é 0,030 a 0,070%.

S: 0,040 a 0,150%

S combina com Mn para formar MnS (inclusões de MnS) e traba- lha para melhorar a capacidade de usinagem na proporção da quantidade adicionada. É, portanto, adicionado ativamente para produzir um efeito de melhoria da capacidade de usinagem em lugar daquela do Pb. Além disso, no caso em que, conforme discutido aqui mais tarde, pequenas quantidades de Zr e Ca são adicionadas e o teor de Al é restrito, o S ajuda a alcançar uma dispersão fina abundante de inclusões de MnS com razão de aspecto pequena no aço, melhorando assim a capacidade de separação por fratura por estabelecer caminho para a propagação de fratura durante a separação. Mas uma adição excessiva diminui a ductilidade a quente, o que torna mais prováveis as ocorrências de fraturas e defeitos durante o trabalho a quente. O teor de S deve, portanto, estar na faixa de 0,040 a 0,150%. A faixa prefe- rida é 0,060 a 0,120%.

V: 0,10 a 0,50% V é adicionado porque, durante o resfriamento após o forjamento a quente, ele forma principalmente carbonetos e carbonitretos que reforçam a ferrita pelo endurecimento da precipitação, reduzindo assim a ductilida- de/tenacidade para estabelecer uma boa capacidade de separação por fratu- ra e também aumentar a razão de rendimento. Mas o efeito de V satura quando ele é adicionado excessivamente. O teor de V deve, portanto, estar na faixa de 0,10 a 0,50%. A faixa preferida é 0,20 a 0,35%.

Zr: 0,0005 a 0,0050%, Ca: 0,0005 a 0,0050%, e Al: menos de 0,01%

O controle simultâneo das quantidades adicionadas de Zr, Ca e Al permite abundantes inclusões de MnS de dispersão fina de pequena ra- zão de aspecto no aço. As inclusões de MnS resultantes agem como cami- nhos de propagação de fraturas durante a separação, melhorando assim a capacidade de separação por fratura. As fraturas que se propagam através das inclusões de MnS finamente dispersas têm um efeito benéfico sobre a capacidade de separação por fratura porque elas crescem linearmente com pouca ramificação ou dobramento, minimizando assim a deformação durante a separação. Por outro lado, quando a quantidade de inclusões de MnS bru- to é grande, ocorre a separação e se formam fraturas paralelas à direção de alongamento da inclusão de MnS. A capacidade de separação por fratura, portanto, diminui devido á deformação aumentada durante a separação. Além disso, dispersões finas e abundantes de inclusões de MnS de pequena razão de aspecto no aço permitem a melhoria da capacidade de usinagem sem prejudicar as propriedades mecânicas tais como propriedades de fadiga mesmo quando o teor de S é aumentado. O controle simultâneo das quanti- dades de Zr, Ca e Al tem, portanto, um efeito crítico na melhoria tanto da capacidade de separação por fratura quanto da capacidade de usinagem.

Zr é um desoxidante que forma óxidos de Zr. Os óxidos de Zr aumentam o número de locais de cristalização e precipitação das inclusões de MnS e assim trabalham para estabelecer uma dispersão fina e uniforme das inclusões de MnS. Além disso, o Zr se dissolve nas inclusões de MnS para formar sulfetos complexos e diminuir a sua capacidade de deformação, inibindo assim a retirada das inclusões de MnS durante a laminação e o for- jamento a quente. O Zr é, portanto, altamente eficaz para melhorar a disper- são fina e a anisotropia das inclusões de MnS. Mas uma adição excessiva de Zr provoca a formação de grandes quantidades de ZrS, ZrN duros e ou- tras inclusões não oxidas e seus grupos. Como isto tem o efeito contrário de degradar a capacidade de usinagem, as propriedades de fadiga e outras propriedades mecânicas, o teor de Zr deve estar na faixa de0,0005 a 0,0050%. A faixa preferida é 0,0005 a 0,0030%, a faixa mais preferida é 0,0010 a 0,0030%, e a faixa mais preferida ainda é 0,0015 a 0,0025%.

O Ca é um desoxidante. Ele forma óxidos macios que melhoram a capacidade de usinagem e também se dissolvem nas inclusões de MnS para formar sulfetos complexos e diminuir a sua capacidade de deformação, inibindo assim a retirada das inclusões de MnS durante a laminação e o for- jamento a quente. Além disso, o Ca adicionado em uma pequena quantidade resulta nos óxidos de Ca sendo incorporados dentro e em combinação com os óxidos de Zr para maximizar os efeitos dos óxidos de Zr como núcleos de cristalização e precipitação. Portanto, o Ca adicionado em uma quantidade especificada juntamente com o Zr melhora efetivamente a anisotropia das inclusões de MnS. Mas uma adição excessiva de Ca provoca a formação de grandes quantidades de CaO duro. Como isto tem o efeito contrário de de- gradar a capacidade de usinagem, o teor de Ca deve estar na faixa de 0,0005 a 0,0050%. A faixa preferível é 0,0005 a 0,0030%, a faixa mais prefe- rida é 0,0007 a 0,0025%, e a faixa mais preferida ainda é 0,0010 a 0,0020%.

Al é um forte elemento desoxidante que forma AI2O3. Quando o Al é adicionado a um aço contendo Zr e Ca, a formação preferencial de Al2O3 prejudica a formação de óxidos de Zr e Ca que ajudam a dispersar uniformemente e finamente as inclusões de MnS. Isto leva à formação de uma grande quantidade de inclusões de MnS brutas que prejudicam a capa- cidade de separação por fratura, as propriedades de fadiga e outras proprie- dades mecânicas. O teor de Al deve, portanto, ser reduzido o máximo possí- vel. Em adição, Al2O3 é duro e pode acelerar o desgaste da ferramenta por causar dano a ferramenta durante o corte. Por esta razão, também, o teor de Al deve ser limitado tanto quanto possível. Especificamente, ele necessita ser restrito a menos de 0,010%. A faixa preferida do teor de Al é de menos de 0,007%, e a faixa mais preferida é 0,004% ou menos, O limite inferior da análise do teor de Al é 0,001%.

Do exposto acima segue que se a faixa do teor do para qualquer componente entre Zr, Ca e Al não for atingida, uma dispersão fina e abun- dante de inclusões de MnS com razão de aspecto pequena no aço não po- dem ser alcançadas, tornando impossível a melhoria da capacidade de se- paração por fratura e da capacidade de usinagem.

N: 0,0020 a 0,0200%

N é adicionado porque, durante o resfriamento após o forjamen- to a quente, ele forma principalmente carbonetos de V e carbonitretos de V que agem como núcleos de transformação da ferrita e inibem a formação de bainita, o que prejudica seriamente a capacidade de separação por fratura. Entretanto, uma adição excessiva degrada a ductilidade a quente, o que tor- na as fraturas e os defeitos mais prováveis de ocorrerem durante o trabalho a quente. O teor de N deve, portanto, estar na faixa de 0,0020 a 0,0200%. A faixa preferida é 0,0040 a 0,0100%.

Na presente invenção, um ou mais elementos entre Cr: 0,05 a 0,25%, Nb: 0,005 a 0,050% e Ti: 0,005 a 0,050% são adicionados conforme necessário no caso em que é desejado estabelecer uma capacidade de se- paração por fratura ainda melhor por também reforçar-se a ferrita para redu- zir a ductilidade/tenacidade.

Cr: 0,05 a 0,25%

Cr, como o Mn, trabalha para reforçar a ferrita pelo reforço da solução sólida, diminuendo assim a ductilidade/tenacidade para estabelecer uma boa capacidade de separação por fratura. É necessário o Cr estar pre- sente a um teor de 0,05% ou mais para se obter esse efeito. Mas quando uma quantidade excessiva de Cr é adicionada, o espaçamento Iamelar da perlita é reduzido, o que degrada a capacidade de separação por fratura pe- lo aumento da ductilidade/tenacidade da perlita e também degrada pesada- mente a capacidade de separação por fratura pela promoção da formação de bainita. O teor de Cr deve, portanto, ser 0,25% ou menos. A faixa prefe- rencial é 0,05 a 0,10%.

Nb: 0,005 a 0,050%

Nb é adicionado porque, durante o resfriamento após o forja- mento a quente, ele forma principalmente carbonetos e carbonitretos que reforçam a ferrita pelo endurecimento da precipitação, reduzindo assim a ductilidade/tenacidade para estabelecer uma boa capacidade de separação por fratura. Mas o efeito do Nb satura quando ele é adicionado excessiva- mente. O teor de Nb deve, portanto,estar na faixa de 0,005 a 0,050%, A fai- xa preferida é 0,010 a 0,030%.

Ti: 0,005 a 0,050%

Ti é adicionado porque, durante o resfriamento após o forjamen- to a quente, ele forma principalmente carbonetos e carbonitretos que refor- çam a ferrita pelo endurecimento da precipitação, reduzindo assim a ductili- dade/tenacidade para estabelecer uma boa capacidade de separação por fratura. O teor de Ti deve, portanto, estar na faixa de 0,005 a 0,050%. A faixa preferida é de 0,010 a 0,030%.

Mg: 0,0005 ao 0,0050%.

Mg é um elemento desoxidantes que forma óxidos de Mg. Os óxidos de Mg agem como núcleos de cristalização e precipitação de inclu- sões de MnS. Assim, aumentando-se o número de locais de recristalização e precipitação das inclusões de MnS, eles trabalham para estabelecer uma dispersão fina, uniforme das inclusões de MnS. Além disso, o Mg se dissolve nas inclusões de MnS para formar sulfetos complexos e diminuir a sua ca- pacidade de deformação, inibindo assim a retirada das inclusões de MnS durante a laminação e o forjamento a quente. O Mg é, portanto, eficaz para melhorar a dispersão fina e a anisotropia das inclusões de MnS. Mas uma adição excessiva de Mg provoca a formação de muitas inclusões grandes e seus grupos. Como isto tem o efeito contrário de degradar as propriedades de fadiga e outras propriedades mecânicas, o teor de Mg deve estar na faixa de 0,0005 a 0,0050%. A faixa preferida é 0,0010 a 0,0030%.

Na presente invenção, componentes diferentes dos precedentes, tais como Te, Zn, Sn e similares, podem ser adicionados em quantidades que não prejudiquem o efeito da invenção.

Será feita uma explicação sobre como a invenção especifica o número de inclusões de MnS com uma largura de 1 μm ou maior a 1/4 do diâmetro do aço laminado a quente para ser 10% ou menos (incluindo 0%) do número total de inclusões de MnS ali e a razão média de aspecto das inclusões de MnS para ser 10 ou menos.

A morfologia das inclusões de MnS afeta a capacidade de sepa- ração por fratura e capacidade de usinagem do aço. Observações do MnS estão mostradas na figura 1. No exemplo comparativo mostrado na figura 1(a), numerosas inclusões de MnS medindo 1 μm ou mais de largura estão presentes e muitas têm uma razão de aspecto maior que 10. Ao contrário, no exemplo da invenção mostrado na figura 1(b), as inclusões de MnS são finas, com muito poucas tendo uma largura de 1 μm ou mais, e aquelas de razão de aspecto pequena são preponderantemente numerosas. Dispersão fina, abundante de MnS de razão de aspecto pequena no aço permite às inclusões de MnS agirem como caminhos de propagação de fraturas durante a separação, melhorando assim a capacidade de separação por fratura. As fraturas que se propagam através de tais pequenas inclusões de MnS de menos de 1 μm de largura têm um efeito benéfico na capacidade de separa- ção por fratura porque elas crescem linearmente com pouca ramificação ou dobramento, minimizando assim a deformação durante a separação. Por outro lado, quando a quantidade de inclusões de MnS de uma razão de as- pecto que exceda 10 for grande, ocorre a separação e se formam fraturas paralelas à direção do alongamento das inclusões de MnS. A capacidade de separação por fratura diminui, portanto, devido à deformação aumentada durante a separação. Além disso, uma dispersão fina e abundante de inclu- sões de MnS de razão de aspecto pequena no aço permite a melhoria da capacidade de usinagem sem prejudicar as propriedades mecânicas tais como propriedades de fadiga mesmo quando o teor de S é aumentado. Mas quando a quantidade de inclusões de MnS com uma razão de aspecto exce- dendo 10 for grande ou a quantidade de inclusões de MnS brutas de 1 μm ou mais de largura, as propriedades de fadiga e outras propriedades mecâ- nicas são prejudicadas. Portanto, na região a meio caminho entre o centro e a superfície da haste laminada a quente, o número de inclusões de MnS com largura de 1 μm ou maiores devem ser controladas para 10% ou menos do número total de inclusões de MnS e a razão média de aspecto das inclu- sões de MnS deve ser controlada para 10 ou menos. As faixas preferidas são 5% ou menos e 8 ou menos, respectivamente. A faixa mais preferida da razão media de aspecto das inclusões de MnS é 4,5 ou menos. Não tem nenhum valor que a inclusão de MnS no aço laminado a quente não cresça durante o aquecimento antes do forjamento a quente.

Será dada uma explicação sobre porque a invenção especifica que a fração de bainita responde por 3% ou menos (incluindo 0%) da estru- tura do aço e que a estrutura restante é ferrita/perlita.

Após ser forjado a quente em uma temperatura normal e então resfriado a ar, um componente feito do aço da invenção apresenta funda- mentalmente uma estrutura ferrita/perlita. Uma vez que uma estrutura ferri- ta/perlita cuja composição química é controlada dentro da faixa da presente invenção pode ser feita com baixa ductilidade/tenacidade, é excelente em capacidade de separação por fratura. Entretanto, dependendo das condi- ções de resfriamento após o forjamento a quente e similares, o aço pode experimentar o surgimento de bainita. Como isto causa um refino substancial da estrutura, a ductilidade/tenacidade se torna alta e como resultado a capa- cidade de separação por fratura é fortemente degradada. Uma vez que uma estrutura baixa em bainita é, portanto, preferível, as condições de resfriamento e similares após o forjamento a quente devem ser otimizadas para inibir a formação de bainita, isto é, para manter a fração de área de bainita em 3% u menos (incluindo 0%). Quando a fração de bainita é 3% ou menos, ele não apresenta quase nenhum efeito adverso. "Ferrita", conforme designado aqui, significa uma estrutura que, quando polida e revelada por ataque químico de para ter uma fronteira branca relativamente clara com estruturas adjacentes e substancialmente nenhum carboneto de ferro interno. "Perlita" significa uma estrutura que aparece preta ou cinza sob microscópio leve e apresenta estru- turas Iamelares quando observada com um microscópio eletrônico com am- plificações de 1000 a 20000. "Bainita" significa uma estrutura diferente das estruturas mencionadas acima que geralmente parecem brancas sob obser- vação com microscópio leve e está presente como grãos de forma irregular com uma pequena quantidade de carbureto de ferro precipitado.

Enquanto a fração de bainita do componente forjado a quente feito do aço da invenção tem uma fração de bainita de menos de 3%, o res- friamento após o forjamento a quente não precisa ser resfriado a ar, mas pode, naturalmente, ser um resfriamento forçado tal como resfriamento for- çado com impacto de ar ou similar.

Cu, Ni e Mo1 quando presentes em pequenas quantidades, não têm efeito particular nas propriedades do aço microligado da invenção. En- tretanto, todos esses elementos tendem a promover a formação de bainita em algum nível de adição. Para evitar a ocorrência de bainita, o teor desses elementos como impurezas inevitáveis é preferivelmente controlado para 0,15% para cada um entre Cu e Ni e 0,01% para o Mo. Quando muito O está presente no aço, ele se combina com Si, Al e Zr para formar óxidos duros, que degradam a capacidade de usinagem quando presentes em grandes quantidades, e a dispersão fina de óxidos de Zr se torna impossível. O teor de O é, portanto, preferivelmente controlado para 0,02% ou menos.

EXEMPLOS

A presente invenção é explicada também em relação aos exem- plos abaixo.

Aços produzidos em conversor das composições mostradas na Tabela 1 foram Iingotados continuamente, submetidas a tratamento de dis- persão por encharcamento conforme requerido, e laminados em blocos de peças de trabalho quadradas de 162 mm. Cada peça de trabalho foi lamina- da a quente em uma barra de 45 mm de diâmetro. O sublinhado em relação aos aços comparativos na Tabela 1 indica que o valor está fora da faixa da invenção. Tabela 1

<table>table see original document page 18</column></row><table> A seguir, para examinar o estado dispersado das inclusões de MnS nos aços laminados a quente, um corpo de prova para observação da estrutura foi cortado da região a meio caminho entre o centro e a superfície de cada barra laminada a quente. Uma seção transversal paralela à direção de laminação foi selecionada como superfície de observação de forma que o estado da retirada da inclusão de MnS pudesse ser determinado. A superfí- cie de observação foi polida, após o que as inclusões de MnS foram extraí- das com um processador de imagens. O comprimento da direção de lamina- ção, a espessura da direção radial e a razão de aspecto (comprimento da direção de laminação / espessura da direção radial) das inclusões individuais extraídas foram convertidas para dados digitais. Foi conduzida a medição em relação a 50 campos 500x cada um tendo uma área de 9.000 μηι2. Os dados adquiridos foram usados para calcular a razão média de aspecto e a porcentagem do número total de inclusões de MnS respondeu por inclusões de MnS de 1 μm ou mais de largura.

Um corpo de prova equivalente a um conrod forjado foi então fabricado por forjamento para examinar a estrutura da capacidade de sepa- ração por fratura, e as propriedades mecânicas. Especificamente, uma barra de peça de trabalho de 45 mm de diâmetro foi aquecida até 1.150 a 1.280°C, forjada perpendicularmente até a direção longitudinal da barra até uma es- pessura de 20 mm, e resfriada até a temperatura ambiente ou espontanea- mente ao ar ou por resfriamento com impacto de ar em uma unidade de res- friamento com impacto de ar. O produto n° 5 (veja tabela 2) foi resfriado com impacto de ar e o produto n° 24 foi resfriado com impacto de ar. De cada produto resfriado foi preparado um corpo de prova de tração JIS n° 4, um corpo de prova para avaliação da capacidade de usinagem, e um corpo de prova para avaliação da capacidade de separação por fratura tendo uma forma correspondente à extremidade grande de um conrod. O corpo de pro- va para avaliação da capacidade de separação por fratura foi uma chapa de 18 mm de espessura χ 80 mm χ 80 mm formada no centro com um furo de 50 mm de diâmetro. Em dois locais opostos de 180 graus na superfície in- terna do furo de 50 mm, entalhes em V de 45 graus de 1 mm de profundida- de e um raio de curvatura de 0,5 mm foram usinados para estender na dire- ção perpendicular à direção longitudinal da barra corpo de prova antes do forjamento.

O aparelho de teste para avaliar a capacidade de separação por fratura consistiu em uma matriz dividida e um testador de impacto de queda.

A matriz dividida tinha a forma de um cilindro formado em um membro de aço retangular e dividido em dois ao longo de sua linha central. Uma das metades era estacionária e a outra móvel ao longo de um trilho. Um furo de cunha foi usinado nas faces casadas dos dois semi-cilindros. No teste de separação, o corpo de prova foi preso com grampo á matriz dividida, uma cunha foi inserida, e o conjunto foi colocado no testador de impacto de que- da. O peso de queda, que pesou 200 kg, foi arranjado para cair ao longo de uma guia. Quando caiu, o peso cadente conduziu a cunha para dividir o cor- po de prova em dois por fratura por tensão. O desprendimento do corpo de prova durante a separação foi evitado grampeando-se a periferia da matriz dividida para forçá-la contra o corpo de prova.

Nesses exemplos, a separação foi conduzida deixando-se cair o peso de uma altura de 100 mm. As metades do corpo de prova foram então aparafusadas e as alterações no diâmetro interno na direção da separação e na direção perpendicular foram medidas.

Uma seção transversal a 5 mm da superfície de separação foi causticada com nital e a estrutura de aço foi observada. A observação foi feita a amplificações de 200 com um microscópio leve. Grãos brancos con- formados irregularmente com uma pequena quantidade de carboneto de fer- ro precipitado foram contados como bainita e a sua fração de área foi calcu- lada.

A capacidade de usinagem foi avaliada com base em uma pro- priedade de vida útil da broca. Especificamente a profundidade de furo cu- mulativa foi medida até a quebra da broca em diferentes velocidades perifé- ricas da broca. Além disso, a velocidade periférica máxima VL1000 (m/min) que permite cortar até uma profundidade de furo de 1000 mm foi usada co- mo um índice de avaliação da capacidade de usinagem. As condições de avaliação específicas estão mostra as na Tabe- la 3.

Os resultados da avaliação de propriedades mencionada acima estão mostrados na Tabela 2. Em relação à razão de rendimento, um corpo de prova cuja razão de rendimento foi de menos de 0,75 foi avaliado como falhando em alcançar o valor desejado. Em relação à capacidade de separa- ção por fratura, um corpo de prova cuja deformação excedeu 100 μηι foi avaliado como falhando em alcançar o valor desejado. Em relação à capaci- dade de usinagem, um corpo de prova cujo VL1000 foi menor que 40m/min foi estimado como falhando em alcançar o valor desejado nos fundamentos de que sua capacidade de usinagem foi notavelmente menor que aquela do produto n° 22 (aço n° 22), que era um aço contendo Pb.

Os resultados das avaliações estão mostrados na Tabela 2. O "MnS" que aparece nas colunas "largura de MnS" e "razão média de aspecto de MnS" da Tabela 2 é uma abreviação para "inclusões de MnS" usado por conveniência na tabela. Todos os produtos nos 1 a 13, que são exemplos da invenção, alcançaram os valores desejados e podem ser vistos como exce- lentes em capacidade de separação por fratura e capacidade de usinagem. Em contraste, os produtos nos 14 a 17 foram pobres em capacidade de sepa- ração por fratura porque tiveram teores de Zr, Al, Ca e S fora das faixas da invenção, de modo que eles não puderam alcançar a dispersão fina das in- clusões de MnS e todas as suas razões médias de aspecto da inclusão de MnS falharam em satisfazer os requisitos da invenção. Uma vez que o n° 14 não conteve Zr adicionado e o n° 15 conteve muito Al adicionado, óxidos finos de Zr não foram formados e muitas inclusões brutas de MnS de 1 μm de largura ou maior foram formadas, de forma que a capacidade de separa- ção por fratura foi pobre. Os produtos n° 16 e 17 prolongou a formação de muito AI2O3lZrN e outras inclusões duras que promoveram desgaste da fer- ramenta. Eles foram, portanto, pobres em capacidade de usinagem. O pro- duto n° 18 não alcançou a capacidade de separação por fratura desejada porque ele teve um teor de P fora da faixa da invenção. O produto n° 19 não alcançou a capacidade de separação por fratura desejada ou a desejada capacidade de usinagem porque ele teve um teor de S fora da faixa da in- venção e foi, portanto, deficiente em inclusões finas de MnS. 0 produto n° 20 não alcançou a desejada capacidade de separação por fratura porque foi alta em ductilidade/tenacidade devido a um teor de C fora da faixa da inven- ção. O produto n° 21 não alcançou a razão de rendimento desejada ou a capacidade de separação por fratura desejada porque foi deficiente em en- durecimento da precipitação pelos carbonitretos de V devido a um teor de V fora da faixa da invenção. O produto n° 22 não alcançou a desejada capaci- dade de separação por fratura porque ele incorreu no surgimento de bainita devido a um teor de Cr fora da faixa da invenção. O produto n° 23 foi exce- lente em capacidade de usinagem devido á inclusão de Pb adicionado mas falhou em alcançar a desejada capacidade de separação por fratura devido aos teores de S, Zr, Al e Ca fora das faixas da invenção. O produto n° 24 teve uma composição dentro da faixa da invenção mas não alcançou a de- sejada capacidade de separação por fratura porque sua fração de bainita excedeu 3% como resultado da taxa de resfriamento sendo acelerada por resfriamento forçado com impacto de ar. Tabela 2

<table>table see original document page 23</column></row><table>

Sublinhado de uma razao de inclusao de Mns ≥ 1µm MnS, razao de aspecto medio de Mns ou fracao de bainita indica que o valor estava fora da faixa invencao

Sublinhado de uma razao de rendimento, deformacao ou VL 100 indica que o valor desejado nao foi alcancado. Tabela 3

<table>table see original document page 24</column></row><table>

Aplicabilidade industrial

O aço microligado forjado a quente e o aço laminado a quente da invenção, que são excelentes em capacidade de separação por fratura e capacidade de usinagem e usáveis na produção de componentes de aço separados para uso em separação por fratura, podem ser aplicados no mé- todo de separação por fratura. Devido à sua excelente capacidade de usina- gem, sua utilização na produção de bielas para automóveis, por exemplo, permite uma simplificação substancial do processo de produção, redução de custo e redução do peso do componente.

Claims

1. Aço microligado forjado a quente excelente em capacidade de separação por fratura e capacidade de usinagem, compreendendo, em % em massa, C: maior que 0,35 a 0,60%, Si: 0,50 a 2,50%, Mn: 0,20 a 2,00%, P: 0,010 a 0,150%, S: 0,040 a 0,150%, V: 0,10 a 0,50%, Zr: 0,0005,a -0,0050%, Ca: 0,0005 a 0,050% e N: 0,0020 a 0,0200%, o Al sendo limitado a menos de 0,010%, e um equilíbrio substancialmente em Fe e inevitáveis im- purezas.

2. Aço microligado forjado a quente excelente em capacidade de separação por fratura e em capacidade de usinagem de acordo com a rei- vindicação 1, adicionalmente compreendendo, em % em massa, um ou mais elementos entre Cr: 0,05 a 0,25%, Nb: 0,005 a 0,050% e Ti: 0,005 a 0,050%.

3. Aço microligado forjado a quente excelente em capacidade de separação por fratura e em capacidade de usinagem, de acordo com a reivindicação 1 ou 2, adicionalmente compreendendo, em % em massa, Mg: -0,0005 a 0,0050%.

4. Aço microligado forjado a quente, laminado a quente excelen- te em capacidade de separação por fratura e em capacidade de usinagem, tendo uma composição do aço como definido em uma das reivindicações 1 a -3, em que o número de inclusões de MnS de largura igual ou maior que 1 μm presente a 1/4 do diâmetro do aço laminado a quente é 10% ou menos (incluindo 0%) do número total de inclusões de MnS ali e a razão de aspecto média das inclusões de MnS é 10 ou menos.

5. Componente de aço microligado forjado a quente excelente em capacidade de separação por fratura e em capacidade de usinagem, tendo uma composição do aço como definido em uma das reivindicações 1 a -3, em que a estrutura do aço compreende uma fração de bainita de 3% ou menos (incluindo 0%) e um equilíbrio em ferrita/perlita.