PT1445339T - Liga e objecto com elevada resistência ao calor e elevada estabilidade térmica - Google Patents

Liga e objecto com elevada resistência ao calor e elevada estabilidade térmica Download PDF

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Description

DESCRIÇÃO
"LIGA E OBJECTO COM ELEVADA RESISTÊNCIA AO CALOR E ELEVADA ESTABILIDADE TÉRMICA" A invenção diz respeito a uma liga para fabricação de objectos com elevadas resistência ao calor e ductilidade.
Mars especificamente, a invenção refere-se a um objecto de aço de trabalho a quente com elevada dureza, elevada resistência ao calor e elevada estabilidade térmica.
De um modo geral, os aços de trabalho a quente podem ser considerados como ligas à base de ferro que podem ser termicamente temperadas e revenidas ("vergutbare"), cujas elevadas propriedades mecânicas - em particular, as suas elevadas resistência e dureza até temperaturas de 500 °C e superiores - permanecem preservadas depois do tratamento térmico.
Os requisitos crescentes do desenvolvimento técnico consistem de forma correspondente na exigência global para melhorar ainda mars a qualidade em materiais de trabalho a quente e, em particular, para aumentar a sua resistência ao calor sob elevada estabilidade térmica, bem como a ductilidade.
Os convencionais aços de trabalho a quente são ligas à base de ferro contendo carbono - com 0,3% a 0,4% em peso de carbono (C) - cuja dureza é aumentada, de acordo com as necessidades, com um endurecimento por têmpera através da formação de martensite na microestrutura, e de um revenido. É permitida uma adição, ao material à base de ferro, de elementos de liga normalmente com as seguintes percentagens em peso: silicio (Si) até 1,5 crómio (Cr) de 2,5 até 5,5 molibdénio (Mo) até 3,0 vanádio (V) até 1,0, e uma aplicação de processos de tratamentos térmicos especialmente concebidos, fabricando-se a partir deste material um objecto que possui valores elevados para propriedades mecânicas desejáveis, sob uma temperatura de utilização até cerca de 500 °C. Adicionando à liga tungsténio (W) até 9% em peso e cobalto (Co) até 3,0% em peso, a temperatura de utilização pode ser um pouco aumentada.
Na sua essência, a dureza a quente deste tipo de aços resulta de um mecanismo de precipitação, o qual é referido pelos especialistas como incremento de dureza secundária, em que são formados, em rede de martensite, mars finos carbonetos de molibdénio-crómio- tungsténio- vanádio, como por exemplo é divulgado pelos documentos JP 07228945 A e US-A-3453151.
Um outro incremento - de natureza diferente em relação ao endurecimento por têmpera - da resistência de um material pode ser alcançado através de um endurecimento por precipitação. 0 pré-requisito para um endurecimento por precipitação consiste numa solubilidade - que diminui com a temperatura - no metal de base, de um aditivo de liga, ou então de elementos de liga.
Aquando de um endurecimento por precipitação, um material a ser ligado é submetido, no momento de um tratamento com uma solução de recozimento, a um subsequente arrefecimento reforçado, com o que é trazido para a solução, completamente ou em parte, um agente de liga ou uma fase, e é mantido em solução sobressaturada. Um subsequente aquecimento a uma temperatura abaixo da temperatura da solução de recozimento provoca uma precipitação da parte sobressaturada do(s) elementos(s) ou da(s) fase(s), o que provoca uma alteração nas propriedades do material, regra geral um incremento na dureza do material.
Os materiais à base de ferro que são endureciveis por precipitação possuem normalmente teores em elementos de liga com as seguintes percentagens em peso: carbono (C) até 0,05 manganês (Mn) até 2,0 crómio (Cr) até 16,0 molibdénio (Mo) até 6,0 níquel (Ni) até 26,0 vanádio (V) até 0,4 cobalto (Co) até 10,0 titânio (Ti) até 3,0 alumínio (Al) até 0,3
Tanto as ligas à base de ferro com uma formação de martensite aquando de um endurecimento por têmpera, como também aquelas que experimentam uma alteração nas suas propriedades mecânicas através da precipitação de elementos e fases, têm a comum desvantagem de, em cada uma das regiões da composição da liga e/ou através de uma tecnologia de tratamento térmico, apenas serem melhoradas as respectivas propriedades individuais, como por exemplo a dureza e resistência ou a consistência face à temperatura, mas de modo a isso estar associado a uma queda de outros valores de propriedades individuais, como por exemplo a ductilidade do material, a estabilidade térmica e outras semelhantes. O objectivo da invenção é o de proporcionar uma liga que torne possível melhorar em conjunto o perfil de propriedades de um objecto fabricado a partir dela. Nestas circunstâncias, o objectivo da invenção é o de criar um objecto de aço de trabalho a quente simultaneamente com elevada dureza e elevada ductilidade, elevada resistência ao calor e elevada estabilidade térmica. 0 objectivo da invenção atrás mencionado é alcançado com uma liga tendo a seguinte composição percentual em peso: carbono (C) 0,15 a 0,44 silicio (Si) 0,04 a 0,3 manganês (Mn) 0,06 a 0,4 crómio (Cr) 1,2 a 5,0 molibdénio (Mo) 0,8 a 6,5 niquel (Ni) 3,4 a 9,8 vanádio (V) 0,2 a 0,8 cobalto (Co) 0,1 a 9,8 aluminio (Ai) 1,4 a 3,0 cobre (Cu) menos de 1,3 nióbio (Nb) menos de 0,35
Ferro (Fe) restante bem como impurezas devidas à fabricação.
As vantagens que se obtêm com a invenção residem essencialmente no facto de, através de especificas técnicas de produção de ligas, ser proporcionado um material no qual, ao endurecimento por têmpera ou endurecimento martensitico, pode ser sobreposto um endurecimento por precipitação. Para esse efeito, são convenientemente escolhidas as actividades dos elementos de liga face ao carbono, e daqueles que dizem respeito à formação de ligações ou formação de fases, de modo que, mesmo para temperaturas de austenitização comparativamente baixas, se obtenha simultaneamente com a têmpera e revenido um endurecimento através de mais finos carbonetos precipitados secundariamente, em particular carbonetos de crómio-molibdénio-vanádio, e um endurecimento através de uma precipitação de fases intermetálicas, em particular AlFe2Ni, e uma elevada dureza a quente para elevada ductilidade do material.
De acordo com a invenção, também se torna possivel melhorar uma temperabilidade transversal ("Durchhãrtbarkeit") de grandes peças porque, em termos de técnicas de produção de ligas, é ajustado um correspondente comportamento de transformação térmica do material. São da mesma forma substancialmente melhoradas a consistência face ao revenido e, consequentemente, a estabilidade térmica do material temperado e revenido para elevada dureza.
Numa liga à base de ferro de acordo com a invenção, está previsto um teor de carbono de pelo menos 0,15% em peso, com o qual pode ser precipitada uma quantidade de carboneto suficiente para um desejável incremento da dureza secundária. Concentrações de carbono superiores a 0,44% em peso poderiam interferir com os elementos formadores de carbonetos disponibilizados, constituindo carbonetos primários que reduzem a ductilidade, pelo que o teor de carbono deve corresponder ao valor entre 0,15% 0,44% em peso. O teor de silicio deve corresponder a pelo menos 0,04% em peso, visando uma vantajosa composição de um produto de desoxidação, não devendo contudo por outro lado ser superior a 0,3% em peso, porque valores mais elevados de silício afectam de forma adversa a ductilidade do material.
De acordo com a invenção, o manganês é proporcionado no aço com uma concentração entre 0,06% e 0,4% em peso. Teores mais baixos poderiam provocar uma fragilidade aquando de uma enformação a quente, e teores mais elevados poderiam provocar inconvenientes para a temperabilidade do material.
Os teores em crómio, molibdénio e vanádio são importantes para uma desejável constituição de dureza secundária do material em paralelo com a têmpera e revenido, e devem ser conjuntamente considerados. Teores de crómio inferiores a 1,2% em peso actuam de forma desvantajosa sobre a temperabilidade do material, enquanto os teores superiores a 5,0% em peso deterioram a estabilidade térmica do material, porque é contrariada, devido a eles, a actividade do molibdénio.
Para concentrações de molibdénio abaixo de 0,8% em peso, é trazida para a solução uma insuficiente quantidade deste elemento tendo em vista o tratamento térmico, dai resultando valores demasiado baixos de dureza secundária. Teores de molibdénio no aço superiores a 6,5% em peso podem causar uma demasiado elevada proporção de carboneto, o que pode gerar perda de ductilidade do material e desvantagens económicas. 0 vanádio - forte formador de carbonetos - é proporcionado de acordo com a invenção com um teor minimo de 0,2% em peso, para garantir uma dureza secundária suficientemente estável do aço. Teores de vanádio mais elevados do que 0,8% em peso poderiam conduzir à precipitação de carbonetos primários, nomeadamente para teores de carbono no limite superior do intervalo de concentração previsto, com os quais são acentuadamente deterioradas as propriedades de ductilidade do material. O efeito de nióbio é de facto semelhante ao do vanádio, sendo no entanto caracterizado por uma formação de carbonetos muito estáveis, pelo que o teor de nióbio deverá ser vantajosamente inferior a 0,35% em peso. A fim de assegurar um desejável incremento de dureza secundária em paralelo com um revenido da microestrutura martensitica da liga de acordo com a invenção, esta irá então apresentar uma concentração em carbono de 0,15% a 0,44% em peso, e os seguinte teores percentuais em peso: de crómio entre 1,2 e 5,0, de molibdénio entre 0,8 e 6,5, e de vanádio entre 0,2 e 0,8. A concentração de niquel no aço e o seu teor de aluminio são tomados em consideração relativamente à cinética de precipitação da fase do tipo AlFe2Ni, com o fim de incrementar a dureza aquando da disponibilização de uma tecnologia de tratamento térmico. Para teores de niquel inferior a 3,4% em peso e para uma concentração de aluminio inferior a 1,4% em peso, é contrariado um endurecimento por precipitação, sendo portanto pequeno o adicional incremento de dureza no material em paralelo com o revenido.
Teores de niquel mais elevados do que 9, 8% em peso deslocam a transformação γ/α para temperaturas mais baixas, o que pode conduzir a problemas aquando do tratamento de recozimento para amaciamento do aço, a uma elevada dureza de maquinagem, e à perturbação da cinética de precipitação.
Teores de aluminio superiores a 3,0% em peso promovem, de uma maneira desvantajosa uma elevada região de ferrite DELTA (δ) no comportamento de transformação, uma formação de nitretos, e reduzem a ductilidade do material da liga.
De acordo com a invenção, o teor de niquel e o teor de aluminio no aço ir-se-ão por conseguinte situar nos intervalos percentuais em peso de 3,4 a 9,8 para o niquel e de 1,4 a 3,0 para o aluminio. O cobre pode formar indesejáveis fases intermetálicas e deve estar contido no aço numa baixa concentração, inferior a 1,3% em peso.
Para melhorar ainda mais o perfil de propriedades da liga de acordo com a invenção, pode estar previsto que esta apresente um ou mais dos elementos com as seguintes concentrações percentuais em peso: carbono (C) 0,25 a 0,4 preferencialmente 0,31 a 0,36 silício (Si) 0,1 a 0,25 preferencialmente 0,15 a 0,19 manganês (Mn) 0,15 a 0,3 preferencialmente 0,2 a 0,29 crómio (Cr) 1,9 a 2,9 preferencialmente 2,2 a 2,8 molibdénio (Mo) 1,2 a 2,9 preferencialmente 2,1 a 2,9 níquel (Ni) 5,0 a 7,6 preferencialmente 5,6 a 7,1 vanádio (V) 0,24 a 0,6 preferencialmente 0,25 a 0,4 cobalto (Co) 1,4 a 7,9 preferencialmente 1,6 a 2,9 alumínio (Al) 1,6 a 2,9 preferencialmente 2,1 a 2,8
Graças a este estreitos intervalos de teores de elementos na composição química do aço, pode ser obtida uma adicional melhoria nas propriedades dos objectos com ela fabricados.
Uma limitada fracção de impurezas é de particular importância para a globalmente elevada qualidade mecânica do aço, em particular também para elevadas propriedades de ductilidade do material.
Numa vantajosa configuração da invenção, está prevista uma liga contendo um ou mais elementos contaminantes com as seguintes concentrações percentuais MÁXIMAS em peso: fósforo (P) 0,02 preferencialmente 0,005 enxofre (S) 0,008 preferencialmente 0,003 cobre (Cu) 0,15 preferencialmente 0,06 titânio (Ti) 0,01 preferencialmente 0,005 nióbio (Nb) 0,001 preferencialmente 0,0005 azoto (N) 0,025 preferencialmente 0,015 oxigénio (O) 0,009 preferencialmente 0,002 cálcio (Ca) 0,003 preferencialmente 0,001 magnésio (Mg) 0,003 preferencialmente 0,001 estanho (Sn) 0,01 preferencialmente 0,005 tântalo (Ta) 0,001 preferencialmente 0,0005 A fim de alcançar uma particularmente pronunciada capacidade de endurecimento por precipitação ("Ausscheidungshártbarkeit") da liga, sobreposta à dureza secundária através de carbonetos, pode ser vantajoso que o valor do teor de níquel a dividir pelo teor de alumínio, respectivamente em percentagens de peso, se situe entre 1,8 e 4,2, de preferência entre 2,1 e 3,9. Fica desta maneira evitada uma preponderância de um dos elementos formadores da precipitação. O objectivo pretendido para a invenção é conseguido de acordo com um melhorado perfil de propriedades, relativamente a um objecto de aço de trabalho a quente, quando um material precursor, fabricado de acordo com um processo de metalurgia de fusão ou de metalurgia de pós com uma composição química previamente indicada, for trazido até à sua forma por moldagem a quente e maquinagem, apresentando este objecto moldado, após um tratamento térmico de endurecimento, carbonetos precipitados secundariamente bem como precipitados intermetálicos. A dureza total do material é neste caso vantajosamente conseguida através de uma sobreposição do incremento de dureza secundária devido à precipitação de carbonetos com o endurecimento por precipitação. Consequentemente, podem ser obtidos elevados valores de dureza de material, embora a tecnologia de têmpera e revenido ("Vergutetechnologie") seja dirigida a uma preservação da elevada ductilidade de material, e são utilizáveis temperaturas de endurecimento inferiores, em comparação com um aço de trabalho a quente de acordo com a tecnologia antecedente. Esta mais baixa temperatura de austenitização também pode ter vantagens significativas em relação a um pequeno atraso, aquando de um tratamento de têmpera e revenido de peças com formas complexas.
Estando no entanto as temperaturas de endurecimento fixadas a um nivel elevado, surgem assim valores extremamente elevados de dureza do objecto de aço, para ductilidades de material que são, por outro lado, convencionalmente boas.
Quando, na microestrutura do objecto de aço de trabalho a quente, for proporcionada uma razão menor do que 3,0 - de preferência igual a 1,0 e ainda mais pequena, mas maior do que 0,38 - de precipitados intermetálicos a dividir por carbonetos precipitados secundariamente, valores respectivamente em percentagens volumétricas, será particularmente elevada a ductilidade para altos valores de dureza, e a estabilidade térmica é deslocada para temperaturas mais elevadas, por valores até 50 °C e mais.
Um objecto de aço de trabalho a quente de acordo com a invenção que apresente na microestrutura carbonetos mistos de crómio-molibdénio-vanádio precipitados secundariamente, e essencialmente fases intermetálicas do tipo AlFe2Ni, tem um perfil de propriedades particularmente preferido e pode ser economicamente fabricado em convencionais instalações de endurecimento, a relativamente baixas temperaturas de endurecimento.
Uma pronunciada estabilidade térmica do objecto pode ser alcançada quando a liga possuir um valor da razão de crómio+molibdénio+vanádio a dividir por carbono, respectivamente em percentagens de peso, maior do que 12 mas menor do que 19.
Com a ajuda de alguns resultados de investigação e descrições, a invenção será explicada em maior detalhe a titulo de exemplo. A partir de uma liga A de acordo com a invenção, a partir de um convencional aço para trabalho a quente B, e a partir de um aço endurecido por precipitação C (aço de envelhecimento martensitico - "maraging"), foram preparadas amostras, termicamente temperadas e revenidas, e foram analisadas as suas propriedades de materiais. As ligas apresentam as composições quimicas indicadas na Tabela 1:
Tabela 1
No material de amostra, durante uma medição da expansão térmica a[10_6/K] em função da temperatura, verificava-se uma dureza inicial do material situada entre 50 e 52 HRC. Os valores que podem ser retirados da Tabela 2 mostram que, em comparação com um convencional aço para trabalho a quente B, a liga de acordo com a invenção apresenta uma expansão mais pequena, o que também aponta para uma melhor estabilidade dimensional durante um tratamento térmico.
Tabela 2
Após um endurecimento até cerca de 55 HRC de amostras, feitas a partir da liga A de acordo com a invenção e do convencional aço de trabalho a quente B, foi determinado o perfil de durezas dos materiais em função da temperatura. Neste caso, é de importância significativa o facto de, a fim de alcançar esta dureza, a liga A de acordo com a invenção ter necessidade de uma temperatura de austenitização de 990 °C, enquanto para o convencional aço de trabalho a quente B ter sido necessária uma temperatura de 1050 °C. Como pode ser visto a partir da Tabela 3A e da
Tabela 3B, a dureza em função da temperatura da amostra A com composição de acordo com a invenção aumenta, no intervalo entre 500 °C e 600 °C, até ao valor de cerca de 60 HRC, ao passo, que no convencional aço para trabalho a quente B, foi determinado um valor máximo de dureza de 56 HRC a 500 °C.
Tabela 3A
Tabela 3B
Na representação gráfica, são mostrados em termos comparativos na Figura 1 os respectivos perfis de durezas em função da temperatura do material A de acordo com a invenção e da liga de aço para trabalho a quente B de acordo com a tecnologia antecedente. A partir de idêntica dureza, a qual no entanto foi conseguida com uma temperatura de austenitização opcional e vantajosamente inferior na liga A de acordo com a invenção, nela ocorre um significativamente maior incremento na dureza a quente do objecto - através de um mecanismo de precipitação sobreposta, no qual são formados precipitados de AlFe2Ni com forma muito fina na microestrutura - sendo este mantido mesmo para temperaturas mais altas.
Com base numa especificação de dureza segundo Vickers, o estudo do comportamento de amolecimento dos materiais em função de tempo foi realizado a uma temperatura de 650 °C.
Foi realizada uma determinação de dureza no corpo de amostra à temperatura de ensaio de acordo com o método de dureza por ressalto (dureza Shore), para aqueles valores de ressalto em que, até agora, apenas existe uma conversão para valores de dureza Vickers. A partir de aproximadamente a mesma dureza à temperatura ambiente, situada de facto entre 50 e 52 HRC -a qual foi alcançada, para as ligas A, B e C com uma composição de acordo com a Tabela 1, através de diferentes processos térmicos de têmpera e revenido identificados na folha de resultados 1 em anexo ao estudo - foi realizado um teste de dureza ao longo do tempo a 650 °C.
Em comparação com um convencional aço para trabalho a quente B e um aço de envelhecimento martensítico C, a liga A de acordo com a invenção apresentou, para a mesma dureza inicial a 650 °C e durante um periodo de tempo até 1000 minutos, a mais elevada dureza de material. Após este periodo de tempo, o aço de envelhecimento martensitico C possuia uma mais elevada dureza com elevada estabilidade térmica, enquanto pelo contrário o aço para trabalho a quente A de acordo com a invenção perdeu cerca de 10% da sua dureza até se terem atingido cerca de 2000 minutos. A estabilidade térmica do convencional aço para trabalho a quente B era baixa; a diferença de durezas em comparação com a liga A de acordo com a invenção aumentou constantemente até 1000 minutos.

Claims (12)

  1. REIVINDICAÇÕES
    1. Liga para fabricação de objectos com elevadas resistência ao calor e ductilidade, tendo a seguinte composição percentual em peso: carbono (C) 0,15 a 0,44 silicio (Si) 0,04 a 0,3 manganês (Mn) 0,06 a 0,4 crómio (Cr) 1,2 a 5,0 molibdénio (Mo) 0,8 a 6,5 niguel (Ni) 3,4 a 9,8 vanádio (V) 0,2 a 0,8 cobalto (Co) 0,1 a 9,8 aluminio (Al) 1,4 a 3,0 cobre (Cu) menos de 1,3 nióbio (Nb) menos de 0,35 Ferro (Fe) restante bem como impurezas devidas à fabricação.
  2. 2. Liga de acordo com a reivindicação 1, contendo um ou mais elementos com as seguintes concentrações percentuais em peso: carbono (C) 0,25 a 0,4 silicio (Si) 0,1 a 0,25 manganês (Mn) 0,15 a 0,3 crómio (Cr) 1,9 a 2,9 molibdénio (Mo) 1,2 a 2,9 niquel (Ni) 5,0 a 7,6 vanádio (V) 0,24 a 0,6 cobalto (Co) 1,4 a 7,9 alumínio (Al) 1,6 a 2,9
  3. 3. Liga de acordo com a reivindicação 1, contendo um ou mais elementos com as seguintes concentrações percentuais em peso: carbono (C) 0,31 a 0,36 silício (Si) 0,15 a 0,19 manganês (Mn) 0,2 a 0,29 crómio (Cr) 2,2 a 2,8 molibdénio (Mo) 2,1 a 2,9 níquel (Ni) 5,6 a 7,1 vanádio (V) 0,25 a 0,4 cobalto (Co) 1,6 a 2,9 alumínio (Al) 2,1 a 2,8
  4. 4. Liga de acordo com a reivindicação 1 a 3, contendo um ou mais dos elementos contaminantes com as seguintes concentrações percentuais MÁXIMAS em peso: fósforo (P) 0,02 enxofre (S) 0,008 cobre (Cu) 0,15 titânio (Ti) 0,01 nióbio (Nb) 0,001 azoto (N) 0,025 oxigénio (O) 0,009 cálcio (Ca) 0,003 magnésio (Mg) 0,003 estanho (Sn) 0,01 tântalo (Ta) 0,001
  5. 5. Liga de acordo com a reivindicação 1 a 3, contendo um ou mais dos elementos contaminantes com as seguintes concentrações percentuais MÁXIMAS em peso: fósforo (P) 0,005 enxofre (S) 0,003 cobre (Cu) 0,06 titânio (Ti) 0,005 nióbio (Nb) 0,0005 azoto (N) 0,015 oxigénio (O) 0,002 cálcio (Ca) 0,001 magnésio (Mg) 0,001 estanho (Sn) 0,005 tântalo (Ta) 0,0005
  6. 6. Liga de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 5, em que o valor do teor de niquel a dividir pelo teor de aluminio, respectivamente em percentagens de peso, situa-se entre 1,8 e 4,2
  7. 7. Liga de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 5, em que o valor do teor de niquel a dividir pelo teor de aluminio, respectivamente em percentagens de peso, situa-se entre 2,1 e 3,9
  8. 8. Liga de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 7, em que, na sua composição quimica, um valor da razão de crómio + molibdénio + vanádio a dividir por carbono, respectivamente em percentagens de peso, é maior do que 12 mas menor do que 19
  9. 9. Objecto de aço de trabalho a quente com elevada dureza, elevada resistência ao calor e elevada estabilidade térmica, em que um material precursor, fabricado de acordo com um processo de metalurgia de pós ou de metalurgia de fusão com uma composição quimica caracterizada nas reivindicações precedentes, foi trazido até à sua forma por moldagem a quente e maquinagem, apresentando este objecto moldado, após um tratamento térmico de endurecimento, carbonetos precipitados secundariamente na microestrutura bem como precipitados intermetálicos.
  10. 10. Objecto de aço de trabalho a quente de acordo com a reivindicação 9, que apresenta na microestrutura uma razão menor do que 3,0 de precipitados intermetálicos a dividir por carbonetos precipitados secundariamente, respectivamente em percentagens volumétricas .
  11. 11. Objecto de aço de trabalho a quente de acordo com a reivindicação 9, que apresenta na microestrutura uma razão menor do que 1,0 mas maior do que 0,38 de precipitados intermetálicos a dividir por carbonetos precipitados secundariamente, respectivamente em percentagens volumétricas.
  12. 12. Obj ecto de aço de trabalho a quente de acordo com a reivindicação 9 a 11, que apresenta carbonetos mistos de crómio-molibdénio-vanádio precipitados secundariamente na microestrutura, e fases intermetálicas do tipo AlFe2Ni na microestrutura.
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