BRPI1003185A2 - aço para ferramentas de extrusão - Google Patents

Abstract

AçO PARA FERRAMENTAS DE EXTRUSãO. A presente invenção trata de um aço para ferramentas de extrusão com menor custo e superior resistência ao revenido que aço convencional H13, possuindo uma composição química, em porcentagem em massa, composta de: Carbono entre 0,40 e 0,60; Silício abaixo de 1,0; Fósforo abaixo de 0,030; Cromo entre 2,5 e 4,5; Molibdênio entre 0,5 e 0,7, podendo o molibdênio ser substituído por tungstênio numa relação de 2W para 1 Mo; Vanádio entre 0,10 e 1,0, Manganês menor que 1,0; o restante substancialmente de Fe e impurezas inevitáveis. Como opção para promover alta dureza após nitretação, o aço da presente invenção pode possuir teores de Alumínio de até 1,0, mas para alta tenacidade o teor de alumínio deve ser mantido abaixo de 0,10.

Description

Relatório Descritivo da Patente da Invenção: "AÇO PARA FERRAMENTAS DE EXTRUSÃO"

A presente invenção trata de um aço destinado à utilização em matrizes e ferramentas diversas para conformação a quente de metais, principalmente em extrusão de ligas de alumínio ou outros metais não ferrosos. Mesmo inicialmente desenvolvido para o processo de extrusão, o material pode também ser empregado em outros processos de conformação a quente, em que o metal a ser conformado possui temperaturas acima de 600 °C, embora processos em temperaturas menores ou mesmo na temperatura ambiente possam ser utilizados com o dito aço. O aço em questão possui composição que o classifica como aço ferramenta de trabalho a quente, possuindo como principal característica o menor emprego de elementos de liga de algo custo, como molibdênio e vanádio, e, mesmo assim, atingindo níveis de resistência ao revenido (ou resistência à perda em dureza) superior ao dos aços convencionais do estado da técnica. Uma alternativa adicional ao aço da presente invenção é apresentada para aumento da dureza após nitretação, podendo resultar em desempenhos até mesmo superiores ao dos aços convencionais, mantendo o menor custo pela composição química enxuta. Tal efeito é possível graças a um cuidadoso projeto de liga, estabelecendo as faixas ótimas dos elementos: carbono, cromo, molibdênio e alumínio.

O termo ferramentas de trabalho a quente é aplicado para um grande número de operações de conformação a quente, empregadas em diversos ramos industriais e focadas na produção de peças destinadas a aplicações mecânicas e, principalmente, peças automobilísticas. Os processos de conformação a quente mais conhecidos são o forjamento de aços, e a extrusão ou a fundição de ligas não ferrosas. Outras aplicações que trabalham em alta temperatura, tipicamente acima de 500/600°C, também podem ser classificadas como trabalho a quente. Nestas aplicações, os moldes, matrizes, punções, insertos e outros dispositivos utilizados para a conformação são classificados pelo termo genérico: ferramentas para trabalho a quente. Estas ferramentas são normalmente feitas são em aços, os quais necessitam de propriedades especiais para suportar as elevadas temperaturas e esforços mecânicos dos processos em que as ferramentas são empregadas,

Dentre suas propriedades principais, destacam-se nos aços para trabalho a quente: a resistência após revenimento em alta temperatura, a resistência à perda em dureza denominada por resistência ao revenido, a tenacidade, a temperabilidade e propriedades físicas como a condutividade térmica e o calor específico.

As matrizes de extrusão de ligas não ferrosas, principalmente de alumínio, são o principal foco de aplicação em trabalho a quente do aço da presente invenção. O segmento dessas matrizes constitui-se importante para o mercado dos aços ferramenta, tanto no Brasil como no exterior. Nesta aplicação, os aços são muito padronizados, baseados em aços como o ABNT H13 (ver Tabela 1), com menores requisitos de qualidade que de outras aplicações, como as matrizes de fundição sob pressão por exemplo, porém com forte pressão por menor custo.

O aumento do custo das ligas, especialmente do Mo e V, prejudicou significativamente este segmento, tornando-o ávido por alternativas de menor custo. Aços baixa liga foram empregados, como o DIN 1.2714 por exemplo (composição química dada na Tabela 1). Porém, o baixo rendimento em desgaste, pela menor resistência a quente e pela menor dureza de nitretação, normalmente inviabiliza sua aplicação.

Recentes desenvolvimentos, como o da US 2009/0191086, atuaram na redução dos elementos de liga, por meio da redução dos teores de Cr, Mo e V. Porém, vários efeitos negativos são acompanhados pela redução do teor de Cr. Primeiro, as ligas não se mostram suficientes para atingir elevada dureza após revenido (pelo menos 45 HRC, após revenido a 600°C).

Segundo, a redução do teor de Cr também pode gerar menor dureza após nitretação, o que não é indicado para as aplicações de extrusão, dado o notório ganho que a nitretação promove nestas aplicações (praticamente todas as matrizes de extrusão são nitretadas na atualidade).

Tabela 1: Composição química típica dos aços do estado da técnica. A soma Mo + V + Co é colocada porque estes elementos possuem o maior custo, sendo muito relacionados ao custo final do aço ferramenta. Teores em porcentagem em massa e balanço em Fe. Para todas o teor de W é baixo, usualmente abaixo de 0,1%.

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Um terceiro problema da invenção US 2009/0191086 diz respeito à dureza de núcleo das matrizes, que pode ser menor devido à redução da temperabilidade com a redução dos teores de Cr e Mo. Para evitar isto, as ligas da invenção US 2009/0191086 aplicam superior teor de Μη, o que conduz à maior temperabilidade, porém pode trazer problemas de segregação (bandeamento) e excesso de austenita retida. Estes dois efeitos podem comprometer a dureza e tenacidade final e, assim, a vida da ferramenta. Um último aspecto pode ser levantado, também, em relação ao alto teor de Μη: o problema de sucatas deste aço dificilmente poderem ser incorporadas à produção de aços para trabalho a quente convencionais, com baixo teor de Mn.

Por todos estes inconvenientes, a invenção US 2009/0191086 é considerada pelos próprios autores como uma solução de redução de custo, porém com propriedades inferiores. No texto da patente, os autores até mesmo quantificam as perdas esperadas de desempenho, como de 20 a 30% inferior ao do aço H13. Considerando os gastos de usinagem e tratamento térmico associadas às matrizes, esta perda de desempenho pode ser considerada muito significativa, sendo assim necessária uma redução muito acima de 30% no custo do material para compensar a substituição. Por exemplo, considerando que apenas 60% do custo da matriz final esteja relacionado ao aço ferramenta empregado, uma vida útil 30% menor apenas pode ser viável se o custo do novo material for a metade do material convencional. Nos anos de 2005 a 2008, com o pico dos preços das matérias primas, isto poderia ser verdade (apesar de ainda difícil de ocorrer, porque a diferença de custo necessária é muito alta). Porém, no cenário atual, dificilmente uma redução de custo desta ordem pode ser obtida, em relação ao aço H13, apenas com a redução dos teores de Mo e Cr. Assim, a redução de custo associada à perda de desempenho da liga da patente US 2009/0191086 pode ser considerada, hoje, inviável para sua aplicação.

Neste cenário, fica evidente a necessidade de um aço ferramenta que efetivamente possua um resultado positivo na vida da ferramenta, por meio de um desempenho equivalente, porém com custo inferior ao do aço H13. Isto apenas pode ser possível se o aço em questão possuir resistência ao revenido e dureza após revenido a 600°C (condição típica de tratamento térmico) equivalente ao aço H13, porém com menor teor de elementos de liga e com adequada dureza após nitretação. Também, o material empregado deve possuir alta temperabilidade, porém sem os problemas de elevados teores de Mn, podendo assim ser aplicado em ferramentas de maiores dimensões que as matrizes de extrusão. O aço da presente invenção vem, portanto, preencher todas essas necessidades.

Para atingir os objetivos de redução de custo sem perdas de propriedades, o efeito dos principais elementos relacionados à resistência quente, Cr e Mo, foi estudado separadamente. Apesar de importantes resultados, este estudo mostrou que apenas a variação destes elementos não é capaz de promover a resistência a quente necessária. Assim, o aumento do teor de C foi empregado, até teores que não influenciassem a tenacidade, especialmente se acompanhado de baixos teores de P e Si. Enfim, o efeito do Al foi empregado para compensar a redução do Cr e assim uma possível menor dureza após nitretação. O trabalho focou também este ponto porque a camada nitretada é fundamental para proporcionar resistência ao desgaste em diversas ferramentas de conformação a quente, especialmente em extrüsão, mas também em forjamento a quente.

Portanto, a fim de satisfazer as condições mencionadas anteriormente, o aço da presente invenção possui uma composição de elementos de liga que, em porcentagem de massa, consiste de:

• 0,40 a 0,60 C, preferencialmente 0,45 a 0,55 C, tipicamente 0,50 C.

• 2,5 a 4,5 Cr, preferencialmente 3,0 a 4,2 Cr, tipicamente 3,8 Cr.

• 0,30 a 0,90 Mo, preferencialmente 0,50 a 0,70 Mo, tipicamente 0,60 Mo. Pela sua similaridade química com o W, o Mo pode ser substituído pelo W numa relação em que 2 partes em massa de W eqüivale a 1 parte de Mo.

• 0,1 a 1,0 V, preferivelmente 0,3-0,8 V, tipicamente 0,4 V, sendo que o V pode ser parcialmente ou totalmente substituído por Nb, numa relação em que 1 parte em massa de Nb corresponde a 0,50 de V.

• até 1,0 Si, preferencialmente até 0,50 Si, tipicamente 0,30 Si.

• Máximo 1,0 Mn, preferencialmente máximo 0,80 Mn, tipicamente máximo 0,50 Mn. Como será descrito adiante, o Al pode ser adicionado concomitantemente às ligas da presente invenção, promovendo vantagens em termos de dureza após nitretação, porém desvantagens em termos de tenacidade e complexidade do processo de aciaria. Assim, os teores de Al devem ser dosados da seguinte forma, em porcentagem em massa:

- Máximo 1,0 Al, preferencialmente máximo 0,80 Al, tipicamente máximo 0,60 Al. Para composições em que os efeitos do Al não sejam objetivados, este elemento deve ser tratado como impureza residual, limitado a 0,10, tipicamente abaixo de 0,05.

As composições apresentadas devem ter balanço em Fe 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 0,030 P, preferencialmente máximo 0,015 P, .tipicamente máximo 0,010 P.

• Máximo 0,10 S, preferencialmente máximo 0,030 S, tipicamente máximo 0,008 S.

• Máximo 1,5 de Ni ou Co, preferivelmente até 1,0 de Ni ou Co, tipicamente abaixo de 0,5 de Ni e Co.

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 pelo endurecimento da martensita em baixa temperatura. Contudo, juntamente com os elementos de liga, o carbono também atua no endurecimento secundário, importante para o endurecimento em alta temperatura. Nestes casos, o teor de C é mais importante para durezas em temperaturas abaixo de 600°C, em que a dureza ainda depende da dureza da martensita ou da formação de cementita ou carbonetos de Cr. Além disso, o carbono é um importante elemento para promover a temperabilidade, além de não causar aumento de custo. Para estes efeitos, especialmente para elevar a dureza acima de 45 HRC, teores de carbono entre de pelo menos 0,40% são indicados, preferencialmente acima de 0,45%. Teores muito elevados, por outro lado, promovem excessiva precipitação de carbonetos em contornos de grão no momento da têmpera (especialmente quando teores de Mo e V são elevados), além de promoverem uma maior dureza e o aumento no volume de carbonetos secundários. Desta forma, a tenacidade em geral é prejudicada. Assim, o teor de C deve ser limitado a máximo de 0,60%, preferencialmente abaixo de 0,55%. Esta limitação também contribui em reduzir a quantidade de austenita retida, evitando problemas de instabilidade dimensional e fragilidade.

Cr: O teor de cromo deve ser superior a 2,5%, preferencialmente superior a 3,0%, porque este elemento contribui para a temperabilidade, importante para aplicação em grandes ferramentas. Contudo, o teor deve ser limitado. Foi desenvolvido na presente invenção o conceito de reduzir o teor de Cr para promover um maior efeito da resistência ao revenido. Os mecanismos deste efeito não estão totalmente compreendidos, mas devem estar relacionados à formação dos carbonetos secundários de Cr, tipo M7C3, que dissolvem Mo e V e são os primeiros carbonetos a se formar. Portanto, quanto menor o teor de Cr, menor o volume de carbonetos M7C3 e, assim, maior a quantidade de Mo e V disponíveis para a formação dos carbonetos finos M2C e MC, importantes ao endurecimento secundário. O resultado final é uma resistência ao revenido significativamente superior nos aços com menor Cr, possibilitando a redução do teor de Mo em relação aos aços do estado da técnica.

Mo e W: baixos teores de Mo são empregados na liga da presente invenção, para reduzir o custo, mas, associados aos teores de Cr e C, ainda promover o pico de dureza secundário e resistência ao revenido equivalente ou mesmo superior à do aço H13. Para tanto, a liga da presente invenção deve possuir, no mínimo, 0,30%, preferencialmente acima de 0,50%. Por outro lado, teores muito elevados de Mo podem prejudicar a tenacidade, devido à precipitação de carbonetos pró-eutéticos no momento da têmpera, e podem aumentar significativamente o custo da liga, contrário ao objetivo de redução de custo da presente invenção. Portanto, o teor de Mo deve ser limitado a 0,90%, preferencialmente abaixo de 0,70%. Como o tungstênio e o molibdênio possuem efeitos análogos no aço ferramenta da presente invenção, formando carbonetos secundários tipo M2C ou M6C. 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.

V: O vanádio é primordialmente importante para a formação de carbonetos secundários tipo MC. Por serem muito finos, esses carbonetos atuam como barreiras ao movimento de linhas de discordâncias, elevando a resistência mecânica. Também auxilia no contorno do crescimento de grão, permitindo elevadas temperaturas de austenitização (acima de 1000°C). Para estes afeitos o V deve estar acima de 0,1%, preferencialmente acima de 0,3%. Porém, teores excessivamente elevados de V podem gerar carbonetos primários, de difícil solubilização, reduzindo a tenacidade, além de promover significativo aumento de custo. Assim, o teor de V deve estar abaixo de 1,0%, preferencialmente abaixo de 0,6%.

Si: o silício possui um forte efeito no endurecimento secundário e na tenacidade. Quando em baixos teores, o Si promove melhor tenacidade, por gerar uma melhor distribuição de carbonetos secundários. Portanto, o material da presente invenção deve possuir teor de Si abaixo de 1,0%, tipicamente abaixo de 0,5%.

Mn: por promover intensa microssegregação, gerando bandeamentos com diferentes dureza, e por aumentar o teor de austenita retida, altos teores de Mn podem ser considerados indesejáveis, sendo este elemento tratado como impureza na presente invenção. Assim, o teor de Mn deve estar limitado a 1,0%, preferivelmente abaixo de 0,8%, tipicamente abaixo de 0,50%.

Al: para promover maior dureza da camada nitretada, as ligas podem possuir elevado teor de Al. Porém, os teores devem ser limitados nestas situações a 1,0%, por causarem menor tenacidade. Assim, teores de alumínio entre 0,40% e 0,60% podem ser interessantes para este fim. Contudo, para aplicações em que a dureza da camada nitretada pode ser ligeiramente inferior à do aço H13, mas alta tenacidade é necessária, a liga da presente invenção pode possuir teor de alumínio abaixo de 0,1%, tipicamente abaixo de 0,05%.

Residuais: Os outros elementos, como Ni e Co, devem ser entendidos como impurezas, relacionados aos processos de desoxidação de aciaria ou inerentes aos processos de fabricação. Portanto, limita-se o teor de Ni e Co a 1,5%, preferencialmente abaixo de 1,0%. Em termos de formação de inclusões, deve-se controlar o teor de S, pois tais inclusões facilitam a fratura durante trabalho; assim, o teor de S deve estar abaixo de 0,050%, preferencialmente abaixo de 0,020%. Também para aumento da tenacidade, elementos fragilizantes como o P devem ser evitados, sendo desejado P abaixo de 0,030%, preferencialmente P abaixo de 0,015%, tipicamente abaixo de 0,010%. Com efeito, o baixo teor de Cr também facilita a redução do teor de P nos processos de aciaria elétrica, conduzindo assim a conclusões não contraditórias à redução de custo almejada.

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, tais 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 mostra no item (a) o efeito do teor de Mo na dureza após revenido a 600°C, enquanto nos itens (b) e (c) são mostrados o efeito do teor de Cr, para teores usuais de carbono (item b) e para maiores teores (item c).

- Analogamente ao feito para a Figura 1, a Figura 2 mostra o efeito do molibdênio (item a) e do cromo (itens b e c) na resistência ao revenido. Quanto maior a dureza em alta temperatura maior a resistência ao revenido da liga. Em todos os casos, as ligas foram inicialmente revenidas a 600°C.

- A Figura 3 mostra a curva TRC das composições da presente invenção, com dois teores de Cr. Resultados quantitativos de temperabilidade podem ser obtidos, pela quantidade de fases formadas (perlita e bainita) e, mais importante, pela dureza final obtida em cada taxa. As composições resumidas são mostradas na Tabela 1, base 3, sendo escolhidos os teores de 3% e 4% de Cr para comparação.

- Na Figura 4, os dados da curva TRC do aço H13 do estado da técnica podem ser obtidos, para comparação aos resultados do aço da presente invenção. Os mesmos dados da Figura 3 de quantidade de fases e dureza podem ser avaliados, para diferentes taxas de resfriamento.

- Na Figura 5, as ligas com a composição final da presente invenção, Pl 1 a Pl 3, são comparadas em termos de dureza após revenimento e perda em dureza em função do tempo a 600°C (denominada no texto de resistência ao revenido).

- A Figura 6 compara a tenacidade em impacto, em dois tipos de corpos de prova transversais: sem entalhe (secção 7 mm x10 mm, conforme NADCA) ou Charpy V, com secção de 10 mm χ 10 mm e entalhe em V. Todos os materiais foram tratados para dureza de 45 HRC, segundo os parâmetros da Figura 5a.

- Na Figura 7 mostra o perfil de dureza da camada nitretada das ligas Pl 1, Pl 2 e Pl 3, em comparação com o aço H13. A nitretação foi conduzida em processo usual do aço H13, em processo a plasma. Anteriormente à nitretação, as amostras de todas as ligas foram temperadas e revenidas visando dureza de 45 HRC.

EXEMPLO 1: Efeito do Molibdênio, Cromo e Carbono

Para o presente trabalho, amostras de cerca de 200 g foram retiradas de um forno VIM experimental, com composição variada dentre de uma mesma corrida. Portanto, foram produzidas 3 corridas, variando os teores de Cr, Mo e C, conforme mostra a Tabela 1 abaixo (detalhes: Anexo 1). A base destas ligas foi o aço H11, que já possui metade do teor de V. Os materiais foram caracterizados sempre após recozimento especial (austenitização a 1010°C, solubilização em óleo e super-revenimento a 810°C). Empregou-se têmpera de 1020°C e revenimento entre 400 e 650°C. Como base, foi utilizado um aço H13 de composição industrial típica.

A dureza após revenimento a 600°C é mostrada na Figura 1, mostrando os efeitos da redução de Mo, Cr e, também, o efeito do maior teor de C. Em relação ao teor de Mo, a sua redução promove um efeito significativo quanto à diminuição da dureza do revenido. Porém, quando o Cr também reduz, aumenta-se a dureza do revenido. Provavelmente, o menor teor de Cr reduz a quantidade de M7C3 que, por sua vez, dissolvem Mo. Assim, um maior teor de Mo livre deve existir nas ligas de menor teor de Cr, justificando a mais intensa resposta ao revenimento.

Apesar deste importante efeito do Cr, apenas a redução de seu teor não é suficiente para promover a dureza necessária (em torno de 45 HRC). Possivelmente, esta dureza pode ser obtida se utilizados revenimentos em temperaturas menores. Porém, isto nem sempre é possível em trabalho a quente, porque, para adequada resistência ao revenido, o ideal é que a temperatura de revenido seja de 50 e 80 0C superior a temperatura de trabalho. Assim, para trabalho a quente em extrusão ou fundição de alumínio, a temperatura de 600°C é considerada típica para revenido.

Tabela 1: Composições químicas empregas, para estudo em amostras retiradas de uma mesma corrida com a variação de um elemento. Os sinais em asterisco, colocados nos teores de Cr e Mo, indicam que várias composições com esta base foram produzidas na mesma corrida, aumento o teor deste elemento, mas mantendo a composição base da corrida.

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Variação de Mo: 0,05; 0,30; 0,60; 0,90; 1,22; 1,51

Variação de Cr, para 0,36%C: 2,0; 3,0; 4,0; 5,1; 6,2; 7,1,

Variação de Cr, para 0,48%C: 2,0; 3,0; 4,0; 5,1; 6,1; 7,0;

Para aumentar a dureza após revenido a 600°C, portanto, foi empregado o aumento do teor de C. Como mostrado na Figura 1, o resultado foi efetivo e durezas até mesmo superiores às do H13 são obtidas. Neste caso, o efeito do C está relacionado à maior formação de carbonetos secundários e, quando associado á redução de Cr, promove a dureza necessária para início de trabalho, mesmo em ligas de menor teor de Mo (metade do H13). Nas ligas de mais alto C, observa-se o mesmo efeito do Cr.

Além da dureza após revenido, a perda em dureza também é fator importante, para promover adequada resposta das ligas em questão frente as altas temperaturas a que são submetidas. Os resultados da Figura 2 mostram o importante efeito do Mo neste sentido (Fig. 2a), porém que a redução do teor de Cr também é muito interessante para reduzir a perda em dureza, o que significa deslocar as curvas para durezas mais elevadas (ver Fig. 2b). Nas ligas com C mais elevado (Fig. 2c) este efeito é ainda mais forte. Assim, a combinação baixo Cr e alto C parece interessante.

Por outro lado, o teor de Cr não pode ser demasiadamente baixo, para não reduzir a temperabilildade. Este efeito foi avaliado nas curvas da Figura 3, comparado ao aço H13 na Figura 4. Quantitativamente, as durezas após 0,3 e 0,1°C/s mostram o aço H13 com 635 HV e 521 HV (Figura 4), enquanto a liga com 3% Cr obtém 595 HV e 464 HV nas mesmas condições (Figura 3a). A situação muda na liga com 4% Cr, que atinge dureza igual ou superior ao H13, ou seja, 696 HV e 523 HV para as taxas de 0,3 e 0,1°C/s (Figura 3b). Portanto, teores de Cr próximos a 4% mostram mais interessantes. Muito abaixo deste valor, ou seja, com 3%Cr ou menos, o volume de bainita e a dureza do revenido podem inviabilizar a aplicação. Assim, para os demais ensaios no a produção dos lingotes de escala piloto e avaliação das demais propriedades mecânicas, foi escolhido o teor de 3,8% Cr.

EXEMPLO 2: Efeito do Teor de AI

Depois de definida uma liga alvo, 4 corridas (fundidas em lingotes de 50kg e 140 mm de secção média) foram produzidas e forjadas para placas (Tabela 2). Estas placas possuíam as dimensões de 65 mm χ 165 mm. Os materiais foram então recozidos no mesmo processo do Exemplo 1 e as suas propriedades avaliadas, conforme discutido a seguir.

Os resultados confirmaram os resultados iniciais mostradós na Figura 1 e 2, como mostra a Figura 5. Assim, as novas ligas mostram serem capazes de atingir resultados equivalentes, em termos de dureza a 600°C (Figura 5a), ou até mesmo superiores, em termos de resistência ao revenido, ao aço H13 (Figura 5b)

Tabela 2: Lingotes experimentais, com 50 kg, produzidos para as ligas da presente invenção (PI) e o aço H13.

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Outro ponto importante pode ser comparado na Figura 6, em termos da tenacidade. A liga da presente invenção, quando com baixos teores de Al, possui tenacidade equivalente à do aço H13. Isto mostra que os baixos teores de Si e P da liga P!1 compensam a perda ae tenacidade que tenderia a ocorrer com o aumento do teor de C em relação ao H13. Outra observação na mesma Figura é a redução da tenacidade quando se aumenta o teor de alumínio.

Por um lado, os teores de alumínio promovem aumento expressivo em relação à dureza após nitretação, como pode ser observado na Figura 7. Assim, para aplicações em que alta dureza de camada nitretada é considerada mais relevante que a tenacidade (extrusão de perfis sólidos, por exemplo) a liga Pi 2 parece interessante, pois possui tenacidade ainda superior a 200J e altíssima dureza de camada nitretada (quase 1400 HV). A liga Pl 3, por outro lado, não apresenta ganhos em termos de camada nitretada, mas por outro lado tenacidade muito inferior.

Por outro lado, em aplicações de alta susceptibilidade a trincas, como matrizes de extrusão tubulares, a tenacidade pode ser considerada como fator primordial. Para estas situações, a liga Pl 1 mostra-se mais adequada, mostrando também comportamento em nitretação próximo ao H13, atingindo mais de 1000 HV na superfície, o que normalmente é especificado para ferramentas de extrusão. Além disso, como mostrado anteriormente na Figura 5, a liga Pl 1 também apresenta melhores propriedades de resistência a quente.

Portanto, considerando as propriedades necessárias para aplicações em trabalho a quente, as ligas da presente invenção apontam para resultados equivalentes ou superiores aos do aço H13. Tais resultados são especialmente relevantes para matrizes de extrusão de ligas não ferrosas, como alumínio por exemplo, ou matrizes de forjamento a quente. A liga PI 1 apresenta maior resistência ao revenido, mas dureza nitretada e tenacidade equivalente ao H13, enquanto a liga Pl 2 possui tenacidade inferior, mas resistência ao revenido e dureza após nitretação significativamente superiores em relação ao aço H13. A escolha da liga deve vislumbrar, assim, as propriedades mais críticas para a aplicação. Porém, em todos os casos, reduções significativas de custo podem ser obtidas, devido ao baixo teor de Mo e V das ligas da presente invenção.

Claims (16)

1. AÇO PARA FERRAMENTAS DE EXTRUSÃO, caracterizado por apresentar uma composição de elementos de liga que consiste essencialmente, em porcentagem em massa, de: Carbono entre 0,40 e 0,60; Silício abaixo de 1,0; Fósforo abaixo de 0,030; Cromo entre 2,5 e 4,5; Molibdênio entre 0,5 e 0,7; Vanádio entre 0,10 e 1,0, Manganês menor que 1,0; Alumínio até 1,0, o restante substancialmente de Fe e impurezas inevitáveis.

2. AÇO PARA FERRAMENTAS DE EXTRUSÃO, caracterizado por apresentar uma composição de elementos de liga que consistem essencialmente, em porcentagem em massa, de Carbono entre 0,40 e 0,60; Silício abaixo de 0,50; Fósforo abaixo de 0,030; Cromo entre 3,0 e 4,2; Molibdênio entre 0,55 e 0,65; — Vanádio entre 0,30 e 0,8; Manganês menor que 0,8; Alumínio até 0,80, o restante substancialmente de Fe e impurezas inevitáveis.

3. AÇO PARA FERRAMENTAS DE EXTRUSÃO, caracterizado por apresentar uma composição de elementos de liga que consistem essencialmente, em porcentagem em massa, de Carbono entre 0,45 e 0,55; Silício abaixo de 0,5; Fósforo abaixo de 0,030; Cromo entre 3,5 e 4,2; Molibdênio entre 0,55 e 0,65; Vanádio entre 0,30 e 0,50, Manganês menor que 0,50; Alumínio até 0,60, o restante substancialmente de Fe e impurezas inevitáveis.

4. AÇO PARA FERRAMENTAS DE EXTRUSÃO, conforme quaisquer das reivindicações 1 a 3, caracterizado por possuir o teor de Alumínio limitado a 0,10, em porcentagem em massa.

5. AÇO PARA FERRAMENTAS DE EXTRUSÃO, conforme quaisquer das reivindicações 1 a 3, caracterizado por possuir o teor de Alumínio limitado a 0,05, em porcentagem em massa.

6. AÇO PARA FERRAMENTAS DE EXTRUSÃO, conforme quaisquer das reivindicações 1 a 5, caracterizado por possuir o teores de Cobalto e Níquel menores que 1,0, em porcentagem em massa.

7. AÇO PARA FERRAMENTAS DE EXTRUSÃO, conforme quaisquer das reivindicações 1 a 6, caracterizado por possuir os teores de Fósforo e Enxofre abaixo de 0,030, em porcentagem em massa.

8. AÇO PARA FERRAMENTAS DE EXTRUSÃO, conforme quaisquer das reivindicações 1 a 7, caracterizado por possuir os teores de Fósforo abaixo de 0,010, em porcentagem em massa.

9. AÇO PARA FERRAMENTAS DE EXTRUSÃO, conforme quaisquer das reivindicações 1 a 8, caracterizado por possuir o Molibdênio substituído pelo Tungstênio, numa proporção em que 1 parte de Mo eqüivale a 2 partes de W.

10. AÇO PARA FERRAMENTAS DE EXTRUSÃO, conforme quaisquer das reivindicações 1 a 9, caracterizado por possuir o Vanádio substituído por Nióbio ou Titânio, numa proporção em que 1 parte de V eqüivale a 2 partes de Nb ou 1 parte de Ti.

11. AÇO PARA FERRAMENTAS DE EXTRUSÃO, conforme quaisquer das reivindicações 1 a 10, caracterizado por ser utilizado após têmpera e revenimento para durezas entre 30 e 60 HRC, seguido de tratamento térmico de nitretação, para obtenção de durezas superficiais entre 800 e 1500 HV, com camada de até 0,50 mm de espessura.

12. AÇO PARA FERRAMENTAS DE EXTRUSÃO, conforme quaisquer das reivindicações 1 a 11, caracterizado por ser aplicado em moldes, matrizes e ferramentas de uso geral, para conformação de materiais sólidos ou líquidos, na temperatura ambiente ou em temperaturas até 1300°C.

13. AÇO PARA FERRAMENTAS DE EXTRUSÃO, conforme quaisquer das reivindicações 1 a 11, caracterizado por ser aplicado em ferramentas de conformação de metais, estando estes em temperaturas entre 300 e 1300°C, em aplicações de forjamento, extrusão ou fundição de ligas ferrosas ou não ferrosas.

14. AÇO PARA FERRAMENTAS DE EXTRUSÃO, conforme quaisquer das reivindicações 1 a 11, caracterizado por ser aplicado em ferramentas de extrusão a quente de ligas não ferrosas, especialmente ligas de alumínio, em matrizes de perfil sólido ou tubular.

15. AÇO PARA FERRAMENTAS DE EXTRUSÃO, conforme quaisquer das reivindicações 1 a 14, caracterizado por ser produzido por processos que envolvam fundição em lingotes e conformação a quente ou a frio, ou mesmo utilizado com a estrutura bruta de fusão.

16. AÇO PARA FERRAMENTAS DE EXTRUSÃO, conforme quaisquer das reivindicações 1 a 14, caracterizado por ser produzido por processos que envolvam fragmentação do metal líquido, como metalurgia do pó, injeção de pós ou o processo de "conformação por spray".