ES2222240T3 - Materal de acero, su uso y su fabricacion. - Google Patents
Materal de acero, su uso y su fabricacion.Info
- Publication number
- ES2222240T3 ES2222240T3 ES00970375T ES00970375T ES2222240T3 ES 2222240 T3 ES2222240 T3 ES 2222240T3 ES 00970375 T ES00970375 T ES 00970375T ES 00970375 T ES00970375 T ES 00970375T ES 2222240 T3 ES2222240 T3 ES 2222240T3
- Authority
- ES
- Spain
- Prior art keywords
- steel
- volume
- carbides
- maximum
- weight
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
- C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/36—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.7% by weight of carbon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/003—Cementite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Laminated Bodies (AREA)
- Press Drives And Press Lines (AREA)
- Reduction Rolling/Reduction Stand/Operation Of Reduction Machine (AREA)
Abstract
Acero en un estado templado y revenido que tiene la siguiente composición química en % en peso: 1, 0-1, 9 de C, 0, 5-2, 0 de Si, 0, 1-1, 5 de Mn, 4, 0-5, 5 de Cr, 2, 5-4, 0 de **(Fórmula)** como máximo 1, 0 de W 2, 0-4, 5 de **(Fórmula)** como máximo 1, 0 de Nb, el resto hierro e impurezas en cantidades normales en forma de elementos residuales de la fabricación del acero, y con una microestructura, que contiene 5-12% en volumen de carburos de tipo MC, de los cuales al menos el 50% en volumen, preferiblemente al menos aproximadamente el 80% en volumen, tiene un tamaño que es superior a 3 pm pero es inferior a 25 my-m, preferiblemente inferior a 20 my-m, y, antes del revenido, 0, 50-0, 70% en peso de carbono, que se disuelve en la martensita en el estado templado del acero.
Description
Material de acero, su uso y su fabricación.
La invención se refiere a un acero que tiene una
nueva composición química y microestructura. La invención también se
refiere a la fabricación del material así como a su uso.
En lo que se refiere a la tenacidad y la
resistencia al desgaste, cada vez existe más demanda de materiales
que se usarán para la fabricación de herramientas de trabajo en
frío. Ocurre generalmente, por ejemplo, con las herramientas para
el corte, troquelado, curvado y embutición profunda de las placas o
láminas de metal; herramientas para prensar polvos metálicos; y
rodillos para laminado en frío. Un acero que se usa hoy en día para
rodillos para laminado en frío, por ejemplo para laminado en frío de
flejes de acero, tiene la composición nominal de 0,73 de C, 1,0 de
Si, 0,60 de Mn, 5,25 de Cr, 1,10 de Mo, 0,50 de V, el resto hierro e
impurezas inevitables. Los rodillos hechos con ese material tienen
normalmente una dureza de 58-60 HRC en el estado de
uso, cuando el rodillo está templado en toda su masa. Un problema
con este material es que el material tiene tendencia a romperse
cuando el material está en el estado templado en toda su masa, lo
que puede provocar una fractura total. Además, la resistencia al
desgaste no es bastante satisfactoria. Por otro lado, los aceros
fabricados en la pulvimetalurgia, que contienen elevados contenidos
de vanadio, satisfacen las grandes demandas en lo que se refiere a
tenacidad y a la resistencia al desgaste, pero son caros. Es
convencional diseñar rodillos de laminado en frío fabricados con
materiales compuestos, en los que un material externo resistente al
desgaste, que normalmente está formado por un acero fuertemente
aleado, está unido mediante moldeo o mediante cualquier otro modo
con un núcleo formado por un material más duro, que normalmente está
menos aleado. De este modo es posible obtener un rodillo con buena
resistencia al desgaste y tenacidad. Entre los diversos
inconvenientes está que la fabricación es cara. Por lo tanto, existe
una demanda de materiales que no requieren fabricación mediante
pulvimetalurgia o técnica de mezcla pero que no obstante satisfacen
las exigencias que surgen en los aceros de trabajo en frío, entre
ellas la tenacidad y resistencia al desgaste. El documento
EP-A-0-630-984
describe un acero de gran velocidad que comprende carburos de tipo
MC formados después del temple y del revenido. Sin embargo, no se
describen sus tamaños.
El fin de la invención es tratar los problemas
anteriores y proporcionar un nuevo material de acero que se pueda
emplear para herramientas de trabajo en frío, en particular para
rodillos de laminado en frío, y que tenga una tenacidad,
templabilidad, y resistencia al desgaste satisfactorias. En primer
lugar la invención se dirige a proporcionar un material para
rodillos de trabajo sólidos y/o para rodillos de soporte para el
laminado en frío de flejes de acero. "Sólido" en este contexto
significa rodillos que no están formados por materiales compuestos.
Se pueden lograr éste y otros objetivos de la invención mediante una
composición química, que es un aspecto característico de la
invención, en combinación con una microestructura del acero que
también tiene un aspecto característico.
La composición química y la microestructura del
acero de la invención se indican en las reivindicaciones de la
patente adjuntas y se comentarán con más detalle a continuación. Si
no se menciona lo contrario, siempre se refieren a % en peso.
La estructura del producto de acero de la
invención tiene una dureza del orden de 250 HB en el estado de
recocido blando y una dureza de 30-50 HRC en el
estado endurecido y tenaz, y una microestructura que contiene
5-12% en volumen de carburos de tipo MC, al menos
aproximadamente 50% en volumen, preferiblemente al menos
aproximadamente 80% en volumen, que tiene un tamaño que es superior
a 3 \mum pero inferior a 25 \mum, preferiblemente inferior a 20
\mum. Preferiblemente al menos el 90% en volumen de los carburos
precipitados del tipo MC tienen un tamaño que es superior a 3 \mum
pero inferior a 25 \mum, preferiblemente inferior a 20 \mum.
Este material es adecuado para someterse a un tipo de trabajo de
corte en relación con la fabricación de la herramienta. En el estado
de uso el producto acabado, es decir la herramienta, por ejemplo el
rodillo, tiene una dureza superficial que asciende a
60-67 HRC, que puede proporcionarse mediante el
temple en toda la masa o temple por inducción seguido de revenido,
en el que la microestructura en el material templado y revenido está
formada por martensita revenida que contiene 5-12%
en volumen de carburos de tipo MC, de los cuales al menos el 50% en
volumen, preferiblemente al menos aproximadamente el 80% en volumen
tienen un tamaño que es superior a 3 \mum pero inferior a 25
\mum, preferiblemente inferior a 20 \mum. Preferiblemente
también en este caso al menos el 90% en volumen de los carburos de
tipo MC tienen un tamaño que es superior a 3 \mum pero inferior a
25 \mum, preferiblemente inferior a 20 \mum. Antes del revenido,
la martensita contiene 0,50-0,70% en peso de C.
Tamaño en este texto significa la extensión más grande de la
partícula de carburo en cualquier dirección en una sección estudiada
del material.
Para lograr dicha dispersión de carburo en la
matriz del acero, se pueden emplear varias técnicas que pueden ser
conocidas de por sí para la producción de lingotes de acero, a
partir de los cuales se fabrica el producto de acero. En primer
lugar se recomienda la llamada técnica de moldeado por
pulverización, que también se conoce como el procedimiento OSPREY,
según el cual se establece que, un lingote que rota sobre su eje
longitudinal sucesivamente, se pulveriza metal fundido en forma de
gotas contra el extremo creciente del lingote que se está fabricando
de manera continua, en el que se hace que las gotas se solidifiquen
comparativamente rápido una vez que han alcanzado el sustrato, sin
embargo no tan rápido como en relación con la fabricación de
microgránulos ni tan lento como en relación con la fabricación
convencional de lingotes o en relación con el moldeo en continuo.
Otra técnica que se podría emplear posiblemente es la refundición
ESR (refundición de soldadura por retroceso), en el primer lugar
para la fabricación de productos de mayores tamaños, es decir con
diámetros desde \diameter 350 mm hasta 600 mm.
En lo que se refiere a los distintos elementos de
aleación en el acero, se aplica lo siguiente.
El carbono existirá en una cantidad suficiente en
el acero para, por un lado, junto con vanadio y posiblemente el
niobio existente formar 5-12% en volumen de carburos
de tipo MC, donde M es sustancialmente vanadio, y por otro lado
existir en la solución sólida en la matriz del acero en una cantidad
de 0,50-0,70% en peso. Adecuadamente, el contenido
de carbono que se disuelve en la matriz del acero es aproximadamente
0,60%. La cantidad total de carbono en el acero, es decir el carbono
que está disuelto en la matriz del acero más el carbono que está
unido en los carburos, será al menos 1,0%, preferiblemente al menos
1,1%, mientras que el contenido máximo de carbono puede ascender
hasta 1,9%, preferiblemente máximo 1,7%.
Según una primera realización preferida de la
invención, el acero contiene 1,4-1,7 de C,
preferiblemente 1,45-1,65 de C, nominalmente
aproximadamente 1,5 de C, en combinación con 3-4,5
de V, preferiblemente 3,4-4,0 de V, nominalmente
aproximadamente 3,7 de V para proporcionar un contenido total de
carburos de tipo MC que asciende a 8-12,
preferiblemente 9-11% en volumen de carburos de tipo
MC, en los que el vanadio puede estar sustituido en parte por la
doble cantidad de niobio.
Según una segunda realización preferida, el acero
contiene 1,1-1,3 de C, nominalmente aproximadamente
1,2 de C, en combinación con 2,0-3,0 de V,
nominalmente aproximadamente 2,3 de V para proporcionar un contenido
total de carburos de tipo MC que asciende a 5-7% en
volumen, preferiblemente aproximadamente 6% en volumen de carburos
de tipo MC, en los que el vanadio puede estar sustituido en parte
por la doble cantidad de niobio.
Según todas las realizaciones, la matriz
martensítica templada del acero contiene 0,50-0,70%
de C antes del revenido.
El silicio, que puede estar sustituido en parte
por aluminio, podrá existir, junto con el aluminio que posiblemente
exista, en una cantidad total de 0,5-2,0%,
preferiblemente en una cantidad de 0,7-15%,
adecuadamente en una cantidad de 0,8-1,2% o en una
cantidad nominal de aproximadamente 1,0% para aumentar la actividad
del carbono en el acero y contribuir por lo tanto a la consecución
de una dureza adecuada del acero sin crear problemas de fragilidad
debido al temple de disolución a contenidos demasiado elevados de
silicio. El contenido de aluminio, sin embargo, no debe exceder el
1,0%. Preferiblemente, el acero no contiene más de un máximo de 0,1%
de Al.
Existirán manganeso, cromo, y molibdeno en el
acero en una cantidad suficiente para permitir al acero una
templabilidad adecuada. El manganeso también tiene una función para
unirse a aquellas cantidades residuales de azufre, que pueden
existir en bajos contenidos en el acero, al formar sulfuro de
manganeso. El manganeso existirá por lo tanto en una cantidad de
0,1-1,5%, preferiblemente en una cantidad de al
menos 0,2%. Un contenido más adecuado está en el intervalo entre
0,3-1,1%, más convenientemente en el intervalo entre
0,4-0,8%. El contenido nominal de manganeso es de
aproximadamente 0,6%.
El producto de acero de la invención debe ser
capaz de templarse mediante temple por inducción hasta una
profundidad de temple por inducción que es más profunda de 35 mm,
así como mediante un temple en toda su masa.
El cromo, que fomenta en gran medida la
templabilidad, existirá por lo tanto en el acero para, junto con
manganeso y molibdeno, proporcionar al acero una templabilidad, que
se adapta a su uso deseado. La templabilidad en esta relación
significa la capacidad del temple para penetrar a más o menos
profundidad en el objeto que se templa. La templabilidad será
suficiente para templar el objeto en toda su masa incluso en el caso
de objetos de tamaño considerablemente grandes sin requerir un
enfriamiento muy rápido en aceite o agua durante la operación de
temple, lo que podría provocar cambios dimensionales, y para la
provisión de una dureza de 60-64 HRC, normalmente
62-64 HRC, en la sección transversal del objeto. Si
el objeto está templado por inducción, se pueden lograr posiblemente
unas durezas mayores, de aproximadamente 65-67 HRC,
pero también en lo que se refiere a los objetos templados por
inducción, la dureza en la capa superficial es normalmente de
62-64 HRC. Para que se logre la templabilidad
deseada con seguridad, cuando el acero tiene los contenidos de
manganeso y molibdeno en cuestión, el contenido de cromo ascenderá a
al menos 4,0%, preferiblemente a al menos 4,4%. Al mismo tiempo, el
cromo no debe exceder 5,5%, preferiblemente ascender como máximo a
5,2% para que no se formen en el acero los carburos de cromo no
deseados.
El vanadio existirá en el acero en un contenido
de al menos 2,0% y como máximo 4,5% para formar, junto con el
carbono, dichos carburos de tipo MC en la matriz martensítica
endurecida y tenaz del acero. Como se ha mencionado previamente, el
acero según la primera realización de la invención contiene
3-4,5 de V, preferiblemente 3,4-4,0
de V, nominalmente aproximadamente 3,7 de V, en combinación con una
cantidad adecuada de carbono para proporcionar una cantidad total de
carburos de tipo MC que ascienden a 8-12,
preferiblemente 9-11% en volumen en el estado
templado y revenido. Según la segunda realización concebible,
anteriormente mencionada, el acero contiene 2,0-3,0
de V, nominalmente aproximadamente 2-3 de V, en
combinación con la cantidad de carbono que se ha mencionado
previamente para proporcionar un contenido total de carburos de tipo
MC que asciende a 5-7% en volumen, preferiblemente
aproximadamente 6% en volumen. En principio el vanadio se puede
sustituir por niobio, pero se requiere por lo tanto dos veces la
cantidad de niobio en comparación con vanadio, lo que es un
inconveniente. Además, el niobio puede provocar que los carburos
adquieran una forma más afilada y que además lleguen a ser más
grandes que los carburos de vanadio puros, lo que puede iniciar
fracturas o astillados y reducir consecuentemente la tenacidad del
material. Por lo tanto el niobio no debe existir en una cantidad de
más de un máximo de 1,0%, preferiblemente un máximo de 0,5%. Más
ventajosamente el acero no debe contener nada de niobio añadido
intencionadamente, por lo que en la realización más preferida del
acero por lo tanto no debe tolerarse más que una impureza en forma
de elementos residuales a partir de los materiales de partida usados
para la fabricación del acero.
El molibdeno existirá en una cantidad de al menos
2,5% para proporcionar al acero una templabilidad deseada a pesar de
la cantidad restringida de manganeso y cromo que es un aspecto
característico del acero. Preferiblemente, el acero debe contener al
menos 2,8% de Mo, más convenientemente al menos 3,0 de Mo. En grado
máximo, el acero puede contener 4,0% de Mo, preferiblemente como
máximo 3,8, adecuadamente como máximo 3,6% de Mo para que el acero
no contenga carburos del tipo M6C no deseados a costa de la cantidad
deseada de los carburos de tipo MC. El molibdeno en principio se
puede sustituir completa o parcialmente por tungsteno, pero esto
requiere dos veces más tungsteno que molibdeno, lo que es una
desventaja. Además el manejo de los desechos sería más difícil. Por
lo tanto no debe existir tungsteno en una cantidad de más de un
máximo de 1,0%, preferiblemente un máximo de 0,5%. Más
convenientemente, el acero no debe contener nada de tungsteno
añadido intencionadamente, por lo que en las realizaciones más
preferidas no debe tolerarse en cantidades mayores de una impureza
en la forma de elementos residuales a partir de los materiales de
partida usados para la fabricación del acero.
El acero no contiene, ni debe contener, ningún
elemento más de aleación además de los elementos de aleación
mencionados anteriormente distintos de las impurezas usuales.
Algunas impurezas son definitivamente indeseables porque tienen una
influencia indeseable en los aspectos del acero. Este es por ejemplo
el caso del fósforo que debe mantenerse tan bajo como sea posible
para no perjudicar la tenacidad del acero. El azufre también es una
impureza indeseable, pero su impacto negativo en la tenacidad se
puede neutralizar sustancialmente por medio de manganeso, que forma
sulfuros de manganeso sustancialmente inocuos. El sulfuro se puede
tolerar por lo tanto en una cantidad máxima de 0,2%, preferiblemente
como máximo 0,05%, y adecuadamente como máximo 0,02%. Otros
elementos, como níquel, cobre, cobalto, y otros pueden existir en
niveles de impureza en forma de elementos residuales a partir de
materiales de partida usados en relación con la fabricación del
acero. El nitrógeno está presente como una impureza inevitable en el
acero pero no existe como un elemento añadido intencionadamente.
Los aspectos característicos adicionales de la
invención resultarán evidentes a partir de la siguiente descripción
de los experimentos llevados a cabo y a partir de las
reivindicaciones de patente adjuntas.
En la siguiente descripción de los experimentos
llevados a cabo, se hará referencia a los dibujos adjuntos, en los
que
Fig. 1 es un diagrama que muestra la influencia
de la temperatura de revenido en la dureza de los aceros
examinados,
Fig. 2 muestra, en mayor escala, la región del
pico de las curvas del revenido en la Fig. 1 de aquellos aceros que
tienen los mayores valores de dureza,
Fig. 3 es un gráfico de barras que muestra la
tenacidad de los aceros examinados frente a la energía de
impacto,
Fig. 4 es un gráfico de barras que muestra la
resistencia al desgaste abrasivo de los aceros examinados,
Fig. 5 es un diagrama que ilustra la ductilidad,
medida a través de pruebas de impacto con especímenes no cortados,
frente a la resistencia al desgaste de los aceros examinados, y
Fig. 6 muestra la microestructura de un material
de acero según la invención en una sección estudiada del
material.
Se produjeron ocho coladas de laboratorio de 50
kg. Las composiciones del acero, % en peso de los elementos de
aleación y % en volumen para el contenido de carburo, se dan en la
Tabla 1. Las coladas se forjaron en forma de barras de tamaño 60 x
60 mm.
En la Tabla 1, los aceros Nº 1-4
son materiales de referencia, mientras que los aceros Nº
5-8 tienen composiciones según la invención. Más
particularmente, los aceros Nº 5, 6, y 7 son ejemplos de
composiciones según dicha primera realización preferida del acero,
mientras que el acero Nº 8 es un ejemplo de dicha segunda
realización concebible del acero de la invención. Las aleaciones
experimentales fabricadas se examinaron en referencia a
- -
- Dureza (HB) tras recocido suave,
- -
- Microestructura tras tratamiento térmico; TA = 1030ºC/30 min/aire + 525ºC/2x2h,
- -
- Dureza tras austenización a TA = 1030ºC/30 min/aire + 525ºC/2x2h,
- -
- Dureza tras revenido a 200ºC, 300ºC, 400ºC, 500ºC,525ºC, 600ºC/2x2h, TA = 1030ºC/30 min/aire,
- -
- Templabilidad
- -
- Resistencia la desgaste abrasivo,
- -
- Tenacidad
La tenacidad de recocido blando de las aleaciones
de acero Nº 1 y 4-8 se muestra en la Tabla 2. La
dureza puede estimarse normal en vista del contenido de vanadio y
carburo de las aleaciones.
Acero Nº | Dureza (HB) |
1 | 224 |
4 | 223 |
5 | 249 |
6 | 257 |
7 | 259 |
8 | 241 |
La microestructura después de un tratamiento
térmico formado por la austenización a 980-1030ºC/30
min + revenido a 500-525ºC/2x2h se examinó mediante
estudios de microscopio óptico y a través de cálculos
Termo-Calc de las variantes de aleación distintas.
La cantidad de carburos se aumentó con un contenido elevado de cromo
y vanadio. El acero Nº 4 y el Nº 7 tuvieron la mayor cantidad de
fase de carburo, véase Tabla 1.
La influencia de la temperatura de revenido en la
dureza de los aceros examinados, que se austenizaron a varias
temperaturas de austenización diferentes, se muestra en los
diagramas en las Fig. 1 y Fig. 2. El requisito de una dureza de al
menos 60 HRC tras el revenido se logró por un cómodo margen hasta el
punto de que todas las variantes de acero de la invención están
afectadas tras austenización a 1030ºC/30 min y revenido a
525-550ºC/2x2h.
La templabilidad de los aceros se midió a través
de medidas por dilatómetro comparativas. Los valores de dureza
medidos se indican en la Tabla 3.
Acero Nº | Dureza (HV 10) |
1 | 542 |
4 | 572 |
5 | 592 |
6 | 599 |
7 | 627 |
8 | 572 |
En comparación con el acero Nº 1, las otras
aleaciones tienen una templabilidad mejorada. En particular, el
acero Nº 6, que tiene un mayor contenido en Mo, tuvo una
templabilidad mejorada.
Los resultados de las pruebas de impacto a
temperatura ambiente con los especímenes de prueba no cortados de
los aceros examinados se indican en la Fig. 3. La tenacidad se
disminuyó según se aumentaba el contenido de carburo. Sin embargo,
particularmente el acero Nº 8 tuvo una tenacidad muy buena en vista
del hecho de que la dureza es 62 HRC en comparación con 56,5 HRC
para el acero Nº 1.
La resistencia al desgaste se examinó mediante la
prueba de punta sobre disco con SiO_{2} como agente abrasivo. La
resistencia al desgaste disminuyó enormemente con un mayor contenido
de vanadio, como se ilustra en la Fig. 4.
La Tabla 1 muestra el contenido de carbono, MC
(carburo de vanadio), M_{3}C (cementita), y contenido de carburo
total a diversas temperaturas de austenización diferentes, donde se
cree que existe un equilibrio para las diferentes aleaciones.
La Fig. 5 ilustra la relación entre ductilidad
según se mide mediante las pruebas de impacto con los especímenes de
prueba no cortados y la resistencia al desgaste, prueba punta sobre
disco con SiO_{2} de las aleaciones examinadas.
En base a las experiencias derivadas de los
experimentos descritos anteriormente se creyó que las composiciones
nominales de dichas dos realizaciones del acero de la invención
debían tener las composiciones según la Tabla 4, en la que las
composiciones químicas se expresan en % en peso y el contenido de
carburo en el estado templado y revenido se expresa en % en volumen,
el resto hierro e impurezas inevitables en dichas cantidades.
C se refiere a la cantidad de carbono disuelta en la
martensita.
Según las experiencias de los estudios de los
materiales que se produjeron en una escala de laboratorio, se
fabricaron entonces dos coladas a escala completa mediante la
técnica de moldeado por pulverización. Cada colada tenía 2300 kg de
peso y un diámetro de 500 mm. Las composiciones químicas de los
aceros se dan en la Tabla 5.
Estas coladas se forjaron a la temperatura de
1130ºC hasta la forma de barras de un tamaño final de \diameter
250 mm. A partir de estas barras, se tomaron especímenes de prueba,
cuyas microestructuras se examinaron. Estos estudios mostraron que
los carburos adyacentes a la superficie de las barras eran más
pequeños que en las partes centrales de las barras, lo que es una
consecuencia natural de la velocidad de enfriamiento de las coladas.
En la superficie, la mayoría de los carburos podrían ser de este
modo menores de 3 \mum, pero mediante estudios de una pluralidad
de muestras tomadas a diferentes profundidades sobre las secciones
transversales de las barras, podría afirmarse que el tamaño en la
parte principal de las barras satisfizo los requisitos de que al
menos 50% en volumen, y de hecho al menos 80% de los carburos tenían
tamaños dentro del intervalo de tamaño de 3-25
\mum, normalmente dentro del intervalo de 3-20
\mum antes del tratamiento térmico de las barras así como después
del temple y del revenido.
La Fig. 6 muestra la microestructura antes del
temple y del revenido de una muestra que se ha tomado en el centro
de una barra que estaba hecha de colada de acero Nº 126.
Claims (16)
1. Acero en un estado templado y revenido que
tiene la siguiente composición química en % en peso:
1,0-1,9 de C, 0,5-2,0 de Si,
0,1-1,5 de Mn, 4,0-5,5 de Cr,
2,5-4,0 de (Mo + \frac{W}{2}), como máximo 1,0
de W 2,0-4,5 de (V + \frac{Nb}{2}), como máximo
1,0 de Nb,
el resto hierro e impurezas en
cantidades normales en forma de elementos residuales de la
fabricación del acero, y con una microestructura, que contiene
5-12% en volumen de carburos de tipo MC, de los
cuales al menos el 50% en volumen, preferiblemente al menos
aproximadamente el 80% en volumen, tiene un tamaño que es superior a
3 pm pero es inferior a 25 \mum, preferiblemente inferior a 20
\mum, y, antes del revenido, 0,50-0,70% en peso de
carbono, que se disuelve en la martensita en el estado templado del
acero.
2. Acero en un estado de recocido blando,
teniendo dicho acero una dureza del orden de 250 HB en dicho estado
de recocido blando, y la siguiente composición química en % en peso:
1,0-1,9 de C, 0,5-2,0 de Si,
0,1-1,5 de Mn, 4,0-5,5 de Cr,
2,5-4,0 de (Mo + \frac{W}{2} ), como máximo 1,0 de
W, 2,0-4,5 de (V + \frac{Nb}{2} ), como máximo 1,0
de Nb,
el resto hierro e impurezas en
cantidades normales en forma de elementos residuales de la
fabricación del acero, y con una microestructura, que contiene
5-12% en volumen de carburos tipo MC, de los cuales
al menos el 50% en volumen, preferiblemente al menos aproximadamente
el 80% en volumen, tiene un tamaño que es superior a 3 \mum pero
es inferior a 25 \mum, preferiblemente inferior a 20
\mum.
3. Acero en un estado endurecido y tenaz,
teniendo dicho acero una dureza de 30-50 HRC en
dicho estado endurecido y tenaz, y la siguiente composición química
en % en peso: 1,0-1,9 de C, 0,5-2,0
de Si, 0,1-1,5 de Mn, 4,0-5,5 de Cr,
2,5-4,0 de (Mo + \frac{W}{2} ), como máximo 1,0 de
W, 2,0-4,5 de (V + \frac{Nb}{2}), como máximo 1,0
de Nb,
el resto hierro e impurezas en
cantidades normales en forma de elementos residuales de la
fabricación del acero, y con una microestructura, que contiene
5-12% en volumen de carburos de tipo MC, de los
cuales al menos el 50% en volumen, preferiblemente al menos
aproximadamente el 80% en volumen, tiene un tamaño que es superior a
3 \mum pero es inferior a 25 \mum, preferiblemente inferior a 20
\mum.
4. Acero según cualquiera de las reivindicaciones
1-3, caracterizado porque contiene
1,35-1,7 de C y 3,0-4,5 de V.
5. Acero según la reivindicación 4,
caracterizado porque contiene 1,40-1,65 de C,
adecuadamente al menos 1,45 de C, y 3,4-4,0 de V, y
un contenido total de carburos de tipo MC que asciende a
8-12, preferiblemente 9-11% en
volumen.
6. Acero según cualquiera de las reivindicaciones
1-5, caracterizado porque contiene
1,1-1,3 de C y 2,0-3,0 de V para
proporcionar un contenido total de carburos de tipo MC que asciende
a 5-7% en volumen.
7. Acero según cualquiera de las reivindicaciones
1-6, caracterizado porque el acero contiene
0,7-1,5, adecuadamente 0,8-1,2% de
Si.
8. Acero según cualquiera de las reivindicaciones
1-7, caracterizado porque el silicio está
parcialmente sustituido por aluminio, sin embargo, el acero no
contiene más de 1,0, preferiblemente como máximo 0,1% de
aluminio.
9. Acero según cualquiera de las reivindicaciones
1-8, caracterizado porque el acero contiene
al menos 0,2% de Mn, preferiblemente 0,3-1,1 de Mn,
adecuadamente 0,4-0,8 de Mn.
10. Acero según cualquiera de las
reivindicaciones 1-9, caracterizado porque
contiene 4,4-5,2% de Cr.
11. Acero según cualquiera de las
reivindicaciones 1-10, caracterizado porque
el acero contiene 2,5-3,6 de Mo, preferiblemente
2,75-3,25% de Mo.
12. Uso de un acero según cualquiera de las
reivindicaciones 1-11 para herramientas de trabajo
en frío.
13. Uso según la reivindicación 10 para rodillos
homogéneos para laminado en frío de flejes de metal.
14. Procedimiento para la fabricación del acero
según cualquiera de las reivindicaciones 1 y 4-11,
en el que se fabrica un lingote a partir de una colada mediante
moldeado por pulverización, trabajándose el lingote hasta la forma
final deseada a través de trabajo y/o maquinización plástico, y el
producto obtenido de este modo se trata térmicamente a través de
austenización a 1000-1110ºC y revenido a
500-600ºC para la consecución de una matriz formada
por martensita revenida y 5-12% en volumen de
carburos de tipo MC, al menos el 50% en volumen, preferiblemente al
menos aproximadamente el 80% en volumen, de los carburos con un
tamaño que es superior a 3 \mum pero es inferior a 25 \mum,
preferiblemente inferior a 20 \mum.
15. Acero, caracterizado porque se fabrica
según el procedimiento según la reivindicación 14, y porque la
matriz del acero contiene 8-12, preferiblemente
9-11% en volumen de carburos de tipo MC y porque la
martensita después del temple contiene 0,50-0,70% en
peso de carbono disuelto.
16. Acero, caracterizado porque se fabrica
según el procedimiento según la reivindicación 14, y porque la
matriz del acero después del temple está formada por martensita, que
contiene 5-7% en volumen de carburos de tipo MC y
0,50-0,70% en peso de carbono disuelto.
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
SE9903580A SE516934C2 (sv) | 1999-10-05 | 1999-10-05 | Stålmaterial, dess användning och tillverkning |
SE9903580 | 1999-10-05 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
ES2222240T3 true ES2222240T3 (es) | 2005-02-01 |
Family
ID=20417251
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
ES00970375T Expired - Lifetime ES2222240T3 (es) | 1999-10-05 | 2000-09-27 | Materal de acero, su uso y su fabricacion. |
Country Status (15)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US6641681B1 (es) |
EP (1) | EP1218560B1 (es) |
JP (1) | JP5032727B2 (es) |
KR (1) | KR100685544B1 (es) |
CN (1) | CN1193111C (es) |
AT (1) | ATE267887T1 (es) |
AU (1) | AU7976700A (es) |
CA (1) | CA2381236C (es) |
DE (1) | DE60011115T2 (es) |
DK (1) | DK1218560T3 (es) |
ES (1) | ES2222240T3 (es) |
PT (1) | PT1218560E (es) |
SE (1) | SE516934C2 (es) |
TW (1) | TW500808B (es) |
WO (1) | WO2001025499A1 (es) |
Families Citing this family (10)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
SE519278C2 (sv) | 2001-06-21 | 2003-02-11 | Uddeholm Tooling Ab | Kallarbetsstål |
US7909906B2 (en) | 2001-06-21 | 2011-03-22 | Uddeholms Ab | Cold work steel and manufacturing method thereof |
SE521150C2 (sv) * | 2002-02-15 | 2003-10-07 | Uddeholm Tooling Ab | Stålmaterial innehållande karbider samt användning av detta material |
US7998238B2 (en) * | 2003-07-31 | 2011-08-16 | Komatsu Ltd. | Sintered sliding member and connecting device |
CN100404720C (zh) * | 2005-03-29 | 2008-07-23 | 宝钢集团常州轧辊制造公司 | 用于制造冷轧工作辊的合金及其制造方法 |
SE529041C2 (sv) * | 2005-08-18 | 2007-04-17 | Erasteel Kloster Ab | Användning av ett pulvermetallurgiskt tillverkat stål |
US7615123B2 (en) * | 2006-09-29 | 2009-11-10 | Crucible Materials Corporation | Cold-work tool steel article |
JP6416624B2 (ja) * | 2012-08-20 | 2018-10-31 | 日立金属株式会社 | 冷間工具鋼の切削方法及び冷間金型材料の製造方法 |
CN107034411B (zh) * | 2017-03-23 | 2018-11-13 | 北京工业大学 | 一种耐磨轧辊及其制备方法 |
KR102502011B1 (ko) * | 2020-12-21 | 2023-02-21 | 주식회사 포스코 | Qt열처리된 고탄소 열연강판, 고탄소 냉연강판, qt열처리된 고탄소 냉연강판 및 이들의 제조방법 |
Family Cites Families (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH03134136A (ja) | 1989-10-18 | 1991-06-07 | Hitachi Metals Ltd | 高硬度、高靭性冷間工具鋼 |
JP3134136B2 (ja) | 1992-12-25 | 2001-02-13 | 中西金属工業株式会社 | 移動体の位置検出装置 |
JP3257649B2 (ja) * | 1993-05-13 | 2002-02-18 | 日立金属株式会社 | 高靭性高速度鋼部材およびその製造方法 |
EP0903420A3 (en) * | 1997-09-17 | 1999-12-15 | Latrobe Steel Company | Cobalt free high speed steels |
SE511700C2 (sv) * | 1998-03-23 | 1999-11-08 | Uddeholm Tooling Ab | Stålmaterial för kallarbetsverktyg framställt på icke pulvermetallurgiskt sätt samt detta sätt |
US6180266B1 (en) * | 1998-07-15 | 2001-01-30 | Nachi-Fujikoshi Corp | Cutting tool |
-
1999
- 1999-10-05 SE SE9903580A patent/SE516934C2/sv not_active IP Right Cessation
-
2000
- 2000-09-27 AT AT00970375T patent/ATE267887T1/de active
- 2000-09-27 US US10/049,432 patent/US6641681B1/en not_active Expired - Lifetime
- 2000-09-27 JP JP2001528223A patent/JP5032727B2/ja not_active Expired - Fee Related
- 2000-09-27 CN CNB008138818A patent/CN1193111C/zh not_active Expired - Fee Related
- 2000-09-27 DE DE60011115T patent/DE60011115T2/de not_active Expired - Lifetime
- 2000-09-27 AU AU79767/00A patent/AU7976700A/en not_active Abandoned
- 2000-09-27 EP EP00970375A patent/EP1218560B1/en not_active Expired - Lifetime
- 2000-09-27 DK DK00970375T patent/DK1218560T3/da active
- 2000-09-27 WO PCT/SE2000/001868 patent/WO2001025499A1/en active IP Right Grant
- 2000-09-27 CA CA002381236A patent/CA2381236C/en not_active Expired - Fee Related
- 2000-09-27 ES ES00970375T patent/ES2222240T3/es not_active Expired - Lifetime
- 2000-09-27 PT PT00970375T patent/PT1218560E/pt unknown
- 2000-09-27 KR KR1020027003751A patent/KR100685544B1/ko not_active IP Right Cessation
- 2000-09-30 TW TW089120338A patent/TW500808B/zh not_active IP Right Cessation
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
ATE267887T1 (de) | 2004-06-15 |
CN1378605A (zh) | 2002-11-06 |
JP2003511553A (ja) | 2003-03-25 |
EP1218560A1 (en) | 2002-07-03 |
SE9903580D0 (sv) | 1999-10-05 |
WO2001025499A1 (en) | 2001-04-12 |
PT1218560E (pt) | 2004-09-30 |
KR100685544B1 (ko) | 2007-02-22 |
TW500808B (en) | 2002-09-01 |
JP5032727B2 (ja) | 2012-09-26 |
CN1193111C (zh) | 2005-03-16 |
CA2381236C (en) | 2009-09-15 |
US6641681B1 (en) | 2003-11-04 |
DE60011115T2 (de) | 2005-06-23 |
SE516934C2 (sv) | 2002-03-26 |
DE60011115D1 (de) | 2004-07-01 |
KR20020038767A (ko) | 2002-05-23 |
DK1218560T3 (da) | 2004-09-20 |
EP1218560B1 (en) | 2004-05-26 |
SE9903580L (sv) | 2001-04-06 |
CA2381236A1 (en) | 2001-04-12 |
AU7976700A (en) | 2001-05-10 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
ES2222240T3 (es) | Materal de acero, su uso y su fabricacion. | |
ES2385336T3 (es) | Acero y herramienta de moldeo para materiales plásticos hecha de acero | |
JPH08311604A (ja) | 鋼組成物及びその製造方法 | |
BRPI0709944A2 (pt) | aço para trabalho a frio | |
ES2710305T3 (es) | Rueda ferroviaria | |
SE511700C2 (sv) | Stålmaterial för kallarbetsverktyg framställt på icke pulvermetallurgiskt sätt samt detta sätt | |
PT685567E (pt) | Aco inoxidavel ferritico com maquinabilidade melhorada | |
US6837945B1 (en) | Steel cold work tool, its use and manufacturing | |
JP2003511553A5 (es) | ||
JP2000219935A (ja) | メタルバンドソー用刃材 | |
KR100903714B1 (ko) | 강철 제품 | |
US20040094239A1 (en) | Steel article | |
US20040103959A1 (en) | Steel article | |
JP2021011637A (ja) | 冷間加工工具鋼 | |
JPS6366384B2 (es) | ||
JP6593032B2 (ja) | ダイカスト金型用鋼 | |
JP2002180184A (ja) | 被削性に優れ、強度異方性の小さい鉛無添加の機械構造用鋼 | |
JP2002285297A (ja) | 転がり軸受およびその製造方法 | |
JPH0121223B2 (es) | ||
PL140192B1 (en) | High-speed steel for cutting tools | |
SE529820C2 (es) | ||
AU2002235078A1 (en) | Steel article |