BRPI0901378A2 - aço bainìtico para moldes - Google Patents

Abstract

AçO BAINìTICO PARA MOLDES, apresentando uma composição de elementos de liga que consistem, em porcentagem em massa, de Carbono entre 0,05 e 1,0; Manganês entre 0,5 e 3,0; Fósforo, Boro, Titânio e Vanádio dados pela relação NU = [TI + P + 10 B + (V-0,10)], estando os valores de NU entre 0,02 e 0,30, sendo o titânio sempre acima de 0,005, o boro sempre abaixo de 0,010 e o Vanádio podendo ser parcial ou totalmente substituído por Nióbio, numa proporção de duas partes em massa de nióbio para uma parte de Vanádio; Níquel, Molibdênio e Cromo dados pela relação G = [0,13 Ni + 0,60 Mo + 0,26 Cr], estando os valores de G acima de 0,10 e abaixo de 1,0; Enxofre até 0,10; Silício entre 0,05 e 3,0; Nitrogênio abaixo de 0,10; Cálcio em teores até 0,02; Alumínio abaixo de 0,5, Cobalto menor que 2,0, o restante substancialmente de Fe e impurezas inevitáveis ao processo de elaboração; para sua produção a dureza final pode ser obtida por resfriamento ao ar calmo, diretamente após conformação a quente ou por aquecimento prévio em forno, mesmo em blocos de secção até 1000 mm; os valores de dureza, na escala Vickers, são definidos pela equação: HV = (450 Œ 140) %C + (210 Œ 45), para valores entre 280 e 450 HV (30 a 45 HRC); para aplicações de alta tenacidade, o aço da presente invenção pode, ainda, ser produzido com resfriamento rápido, de temperaturas acima de 9000C, em meios de água ou óleo.

Description

"AÇO BAINÍTICO PARA MOLDES".

A presente invenção trata de aços bainíticos para aplicaçõesdiversas em ferramentas, moldes, porta moldes e porta ferramentas, possuindocomo principal característica a dureza homogênea obtida por uma transformaçãobainítica, sem o emprego de elevados teores de elementos de alto custo como oníquel e molibdênio e sem necessidade do processo de têmpera.

Consequentemente, tais aços permitem um ganho considerável no custo da ligae do tratamento térmico de grandes blocos, nos quais são aplicados. Ocuidadoso projeto da liga, baseado em seus aspectos microestruturais, permiteque o aço da presente invenção possua dureza e-propriedades próximas às dasligas duras tradicionais empregadas em ferramentas, moldes e bases, porémcom significativa redução no custo.

As ferramentas e moldes são normalmente empregados emprocessos de conformação de outros materiais, sejam eles materiais poliméricostermoplásticos (conhecidos popularmente como materiais plásticos) ou materiaismetálicos. Dependendo das propriedades do material empregado em suaconfecção, as ferramentas são utilizadas em processos na temperatura ambienteou em temperaturas elevadas, estas normalmente até 700°C. Os aços dapresente invenção são aplicados, principalmente, em moldes ou ferramentas quetrabalham na temperatura ambiente ou em temperaturas abaixo de 500°C, bemcomo em porta moldes ou porta ferramentas para uso geral. Um exemplo típicode tais aplicações são os moldes para conformação de plástico, que em geralnão ultrapassam 300°C. E, também, no caso dos porta moldes e portaferramentas, que trabalham normalmente na temperatura ambiente, massuportam os esforços de ferramentas utilizadas em diversas condições.

Os moldes para plásticos e porta moldes podem, assim, serconsiderados como as aplicações típicas para os aços da presente invenção. Emtais aplicações, diversas características dos materiais que compõem asferramentas são importantes - algumas relacionadas à utilização do molde eoutras relacionadas à sua manufatura. Quanto às características de uso domolde ou porta molde, destaca-se a propriedade de resistência mecânica,normalmente relacionada à dureza do material, bem como a homogeneidade aolongo da secção do material. Por outro lado, para a manufatura do molde ouporta molde de forma econômica, são importantes propriedades como respostaao polimento, texturização e a usinabilidade do material.

Para o atendimento a tais características, os aços tradicionaissão tratados termicamente, por tempera e revenimento. O tratamento de temperaé complexo para blocos de elevadas dimensões, necessitando de umresfriamento rápido em tanques de óleo ou de meios aquosos modificados compolímeros. Para blocos aplicados em grandes moldes, são empregados tanquesde mais de 80 mil litros, conduzido a dificuldades operacionais expressivas. Alémdo processo de resfriamento, a composição química desses materiais deve seraprimorada, com o emprego de elevados teores de elementos promotores detemperabilidade, como níquel, manganês e molibdênio; como mostrado naTabela 1, estes elementos possuem teores expressivos nos aços do estado datécnica, também estando relacionados à dureza final requerida.

Novos desenvolvimentos vêm sendo realizados neste sentido.As patentes EP0805220 e US5855846, por exemplo, visam produção de açosbainíticos com menor teor de elementos de liga para aplicação em moldes.Porém, nestas invenções, a dureza é obtida com maiores teores de cromo (namesma faixa do DIN 1.2738), reduzindo os ganhos possíveis em condutividadetérmica e, também, gerando maior custo. A invenção US5695576, por outro lado,apresenta um conceito com uso de altos teores de Al e Si, o que pode prejudicara usinabilidade da liga, devido à presença de inclusões não metálicas. Alémdisso, altos teores de Si podem prejudicar a temperabilidade, como serámostrado no exemplo 2. As patentes PI9602054-7 e PI0308832-4 vão na mesmalinha, mas buscam apenas faixas de dureza mais altas (entre 430 e 530 HB) eespessuras menores que 200 mm, enquanto o grande volume das aplicaçõesainda são moldes de 300 HB1 não satisfazendo esta necessidade. Nenhumadestas patentes também apresenta exemplos mostrando a aplicação em grandesblocos (com espessura acima de 200 mm) sem necessidade do tratamento detêmpera (ou seja, com resfriamento ao ar). Além disso, não descrevempossibilidades para evitar possíveis formas de fragilização pelo resfriamentolento, seja pelo ajuste da liga seja por meios de tratamento térmico.

Tabela 1: Ligas compreendidas no estado da técnica. Sãoapresentados apenas os principais elementos de liga, em porcentagem em

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*Mais importante da classe.

Portanto, são claras as dificuldades e os custos envolvidospara a obtenção da dureza dos blocos de aços ferramenta, seja pela composiçãoquímica seja pelo processo especial de tratamento térmico. Consequentementefica evidente a necessidade de um aço capaz de ser endurecido para produçãode grandes blocos (acima de 500 mm de secção), sem o emprego deresfriamento rápido e, também, sem utilização de teores expressivos deelementos de liga. E1 preferencialmente, capaz de atender toda a faixa de durezaaplicada nos moldes, ou seja, entre 300 e 420 HB.

O material da presente invenção vem atender a todas essasnecessidades.

O aço bainítico proposto pela presente invenção é capaz deser endurecido sem necessidade de tempera, também possuindo umacomposição química enxuta em termos de elementos de alto custo, como níquel,molibdênio e Cromo.

A fim de satisfazer as condições mencionadas anteriormente,as ligas da-presente-invenção possuem composições de elementos de liga que,em porcentagem em massa, consistem de:

* Carbono: entre 0,05 e 1,0, preferencialmente 0,1 a 0,7,tipicamente entre 0,15 e 0,6.

* Manganês: entre 0,5 e 5,0, preferencialmente 1,0 a 3,0,tipicamente entre 1,5 e 2,5. O Manganês pode ser substituído, parcial outotalmente, por Níquel ou Cobre, em uma relação de 1 parte em massa deManganês para 1 parte em massa de Cobre o Níquel

* Fósforo, Boro, Titânio e Vanádio: possuem um efeitosemelhante e, assim, devem ser dosados obedecendo a seguinte relação NU =[Ti + P + 10B + (V-0,10)]; onde o NU deve possuir valores entre 0,02 e 0,30,tipicamente entre 0,06 e 0,20. O Vanádio pode ser parcial ou totalmentesubstituído por Nióbio ou Tântalo, em uma relação em massa em que 1 parte deVanádio equivalente a 2 partes de Nióbio ou Tântalo.

* Titânio: independente da relação NU, o teor de titânio deveser de, no mínimo, 0,005, tipicamente acima de 0,015 e preferencialmente acimade 0,020; porém, nunca deve ser superior a 0,10, preferencialmente estandoabaixo de 0,05 e tipicamente abaixo de 0,040.

* Boro: além da relação acima, o teor máximo de Boro deveser controlado, estando abaixo de 0,010, preferencialmente abaixo de 0,007,tipicamente abaixo de 0,004.

Níquel, Molibdênio e Cromo possuem efeito semelhante edevem ser dosados de acordo com a seguinte relação: G = [0,13Ni + 0,60 Mo +0,26 Cr]; os valores de G devem estar acima de 0,1 e abaixo de 1,0,preferencialmente entre 0,2 e 0,5 e tipicamente entre 0,25 e 0,4. O Molibdêniopode ser parcial ou totalmente substituído pelo Tungstênio, em uma relação emmassa em que 1 parte de Molibdênio equivalente a 2 partes de Tungstênio.Nesta relação o Ni pode ser total ou parcialmente substituído pelo Cobre, numarelação em que 1 parte de Níquel eqüivale a 1-parte de Cobre.------

Níquel: além de contido na relação acima, um teor mínimode níquel de 0,1, preferencialmente 0,3, tipicamente mínimo de 0,4.

Cromo: além de contido na relação G1 um teor máximo decromo pode ser aplicado de 1,5, preferencialmente abaixo de 1,0, tipicamenteentre 0,1 e 0,8.

Enxofre: abaixo de 0,10, preferencialmente abaixo de 0,05,tipicamente entre 0,001 e 0,010.

Cálcio: deve estar contido em teores até 0,010,preferencialmente até 0,005, tipicamente entre 0,0005 (5 ppm) e 0,003 (30 ppm).

Alumínio: deve estar abaixo de 0,5, tipicamente abaixo de0,1, preferencialmente abaixo de 0,02.

Nitrogênio: deve estar abaixo de 0,1, tipicamente abaixo de0,05, preferencialmente entre 0,003 e 0,015.

Silício: entre 0,05 e 3,0, preferencialmente entre 0,1 e 2,0,tipicamente entre 0,3 e 1,5.

Balanço em ferro e impurezas metálicas ou não metálicasinevitáveis ao processo de aciaria.

A seguir, são apresentadas as razões da especificação dacomposição do novo material, descrevendo o efeito de cada um dos elementosde liga. As porcentagens indicadas referem-se à porcentagem em massa.

C: O carbono é o principal responsável pela resposta aotratamento térmico, pela dureza da martensítica ou da bainita, sendo este últimomicroconstituinte o mais importante para os aços da presente invenção. O teorde carbono, desta forma, controla a dureza final obtida nos aços da presenteinvenção, que pode variar dependendo dos requisitos da aplicação. Assim, o teorde carbono deve ser tanto maior quanto maior a dureza necessária (segundoequação definida a seguir, no exemplo 5), de acordo com a seguinte equação:DurezaHV= (450 ± 140) %C + (210 ±45).

Porém, seu teor deve estar abaixo de 1,0%, preferivelmenteabaixo de 0,7%, tipicamente menor que 0,60%, para que, após a têmpera, apresença de austenita retida não seja muito elevada e, também, para nãopromover quantidades elevadas de carbonetos secundários precipitados noscontornos de grão. O teor de carbono, pela relação acima, deve ser suficientepara promover dureza e resistência mecânica necessárias ao material, devendoestar acima de 0,05%, preferencialmente acima de 0,1%, tipicamente acima de0,15%.

Mn: por não ser um elemento de alto custo e ser muito efetivono aumento da temperabilidade, o manganês deve ser empregado em teoreselevados no aço da presente invenção. Portanto, seu teor deve estar acima0,5%, preferencialmente acima de 1,0%, tipicamente acima de 1,5%. Contudo,em excesso, o manganês promove aumento de austenita retida, aumento docoeficiente de encruamento do material e prejuízo a sua usinabilidade, além deaumentar a solubilidade do hidrogênio e promover a formação de flocos; destaforma, o teor de manganês deve ser limitado a um máximo de 5,0%,preferencialmente máximo de 3,0%, estando tipicamente abaixo de 2,5%.

Ρ, B, Ti e V: esses quatro elementos possuem um papelfundamental no aço da presente invenção, atuando conjuntamente para reduzir anucleação de fases de difusão, como a ferrita ou as fases da perlita.

Dependendo da fração volumétrica, estas fases podem diminuir a dureza tãosignificativamente de modo a inviabilizar o uso do material. A explicação pelaredução da nucleação baseia-se na concentração destes elementos noscontornos de grão austeníticos; estas regiões possuem alta energia livre e, porisso, são as regiões de início da formação de ferrita e perlita. Quando ocupadospor fósforo ou boro, ou mesmo pela presença de carbonitretos de titânio evanádio, os contornos de grão ficam indisponíveis à formação das fases dedifusão, ferrita ou das-fases-do-microconstituintes perlita. Consequentementerquando essas fases são inibidas, as condições termodinâmicas geram aformação da bainita, com dureza superior e, nas ligas da presente invenção,também homogênea ao longo da secção das barras.

O efeito mais forte neste sentido é do boro, queempiricamente foi determinado como 10 vezes maior que do titânio e do fósforo.No caso do vanádio, parte do teor adicionado (cerca de 0,07%) está em soluçãosólida a 700°C, temperatura em que se formam a perlita ou ferrita; por isso, arelação trata o vanádio pela fórmula (V - 0,10). O titânio também promove aformação de carbonitretos, mas como a solubilidade destes é baixa, o titânio éconsiderado integralmente na relação. Assim, chega-se a relação para NU, quecorrelaciona o efeito conjunto desses elementos:

NU = %Ti + %P + 10%B + (%V-0,07%)

Se o total desta relação for muito baixo, significa que o efeitoem ocupar os contornos de grão é pequeno e que as fases de difusão devem serformadas mais rapidamente; os resultados de várias composições indicam ovalor mínimo desta relação deve ser 0,02%, tipicamente 0,06%.

Porém, teores excessivamente elevados de fósforo, boro,titânio ou vanádio, promovem fragilização do material, por diferentes motivos. Otitânio e o vanádio são fortes formadores de carbonetos, que quando emexcesso podem facilitar propagação de trincas. Excesso de carbonetos é,também, indesejável para aplicações em moldes, pois prejudicam a usinabilidadee polibilidade do material. O fósforo, por outro lado, se segregado em excessonos contornos de grão e outras interfaces, promove fragilização pela redução dacoesão local (por enfraquecer a ligação química entre átomos nas interfaces). Oboro em excesso também pode promover efeitos semelhantes ao do fósforo,porém tem um agravante de proporcionar a formação de carbonetos emcontornos de grão, promovendo a fragilização destas regiões e do material comoum todo—Por-todas-essas razões o teor máximo desses-elementos deve sercontrolado, devendo ser estabelecido um limite para a relação NU. Os resultadosmostrados nos exemplos indicam que NU deve estar abaixo de 0,30%,tipicamente abaixo de 0,20%.

Ti: apesar de já descrito na relação acima, o titânio tambémpossui outro efeito no aço da presente invenção - de "proteger" o boro da reaçãocom o nitrogênio (devido a maior afinidade do titânio ao nitrogênio do que doboro ao nitrogênio). Possibilita, assim, que o boro tenha o efeito de segregaçãonos contornos e não fique combinado com o nitrogênio. Para este efeito o titâniodeve ser superior a 0,010%, tipicamente acima de 0,015%.

B: Como foi identificado um efeito mais forte de fragilizaçãopor parte do boro, este elemento deve também ser limitado individualmente, commáximo de 0,010%, preferencialmente máximo de 0,007% e tipicamente abaixode 0,004%.

Ni, Mo e Cr: esses três elementos promovem aumento datemperabilidade pelo seu efeito no crescimento das fases de difusão, sejam elasdispostas nos microconstituintes perlita ou pela ferrita pró-eutetóide. Quandoformadas, essas fases possuem os teores de equilíbrio e, para sua formação,deve ocorrer a difusão dos elementos em excesso. O tempo para esta difusãopode atrasar o processo de sua formação, sendo o efeito do cromo, molibdênio eníquel relacionado a isto. Tradicionalmente, este efeito é quantificado pelosfatores de temperabilidade, usados para a definição da equação abaixo:

G = [0,13Ni + 0,60 Mo + 0,26 Cr]

Esta equação mostra o efeito combinado dos três elementospara a inibição do crescimento da fase formada. Associado ao fator anterior, queinibe a nucleação, consegue-se inibir a formação das fases de difusão, namorfologia de ferrita pró-eutetóide ou perlita, gerando então a formação dabainita - com maior dureza e resistência mecânica. Para tanto, o valor de G deveassumir—um -valor mínimo de 0,1%, preferencialmente - acima de 0,2%,tipicamente superior a 0,25%. Para bitolas mais finas, por exemplo, menores que400 mm, valores de G mais baixo podem ser suficientes, como valores entre0,1% ou 0,2%. Isto é interessante para reduzir o custo final da liga, pois o níquelo molibdênio e o cromo possuíram nos últimos anos uma valorização muitoexpressiva. Além da questão do custo, o teor desses elementos deve sercontrolado, para inibir a formação de martensita. Caso esta fase seja obtida, adureza superficial dos blocos ou barras será muito superior à dureza do núcleo.Ou seja, teores excessivamente elevados da relação G promovem perda dahomogeneidade de dureza objetivada, além de encarecer a liga. O valor de Gdeve, assim, estar abaixo de 1,0%, preferencialmente menor que 0,5% etipicamente abaixo de 0,4%. Os três elementos podem ser substituídos por cobreque, apesar de ser um importante contaminante de sucatas, possui efeito similarna temperabilidade; caso empregado, o cobre deve substituir o níquel, omolibdênio ou o cromo em proporções equivalentes em massa.

Ni: além de contido na relação acima, um teor mínimo deníquel pode ser aplicado para evitar a precipitação de carbonetos e elevar atenacidade. Nestes casos, o teor mínimo de níquel deve ser de 0,1%,preferencialmente 0,3%.Cr: além de contido na relação G1 um teor máximo de cromopode ser aplicado para evitar perda em condutividade térmica. Para tanto, o teorde cromo deve ser limitado em 1,5%, preferencialmente abaixo de 1,0%,tipicamente entre 0,1% e 0,8%.

S: no aço da presente invenção, o enxofre forma inclusõesde sulfeto de manganês que se tornam alongadas pelo processo deconformação a quente. Por serem maleáveis e líquidas nas temperaturasdesenvolvidas no processo de usinagem, essas inclusões facilitam a quebra docavado e Iubrificam a ferramenta de corte, melhorando a usinabilidade. Para esteefeito o teor de enxofre deve estar acima de 0,001 %, preferencialmente acima de0,005%, tipicamente superior a 0,010%. Porém, como nem todas as aplicaçõesrequerem alta usinabilidade, a utilização de uma faixa de enxofre é opcional.Apesar de auxiliar o processo de usinagem, as inclusões de sulfeto demanganês prejudicam a qualidade superficial dada pelo polimento e, também, aspropriedades mecânicas. Portanto, o teor de enxofre deve ficar abaixo de 0,20%,preferencialmente abaixo de 0,05%, tipicamente abaixo de 0,010%.

Ca: o cálcio também possui um efeito nas inclusões,modificando as inclusões duras de alumina, que prejudicam a usinabilidade, ereduzindo o tamanho (esferoidizando) as inclusões em geral. Porém, o controledo teor de cálcio é complexo, devido sua alta reatividade. Assim, o uso do cálciopode também ser considerado opcional, para os casos em que alta usinabilidadee polibilidade são necessárias. Quando empregado, o cálcio deve estar emteores acima de 5 ppm, preferencialmente acima de 10 ppm, tipicamente acimade 20 ppm. Teores excessivos de cálcio podem promover o ataque dosrefratários empregados nos canais e dispositivos de fundição, aumentandoexcessivamente a fração de inclusões. Assim, quando adicionado, o teor final decálcio deve estar abaixo de 100 ppm, preferencialmente abaixo de 50 ppm,tipicamente abaixo de 30 ppm.Al: por formar inclusões duras de alumina, o teor de alumínionão pode ser demasiadamente elevado, para não prejudicar a usinagem. Deveestar abaixo de 0,5%, tipicamente abaixo de 0,1%, preferencialmente abaixo de0,05%.

Ν: o nitrogênio é necessário para a formação doscarbonitretos de titânio e vanádio, que inibem o crescimento de grão e, também,auxiliam para reduzir a energia livre do contorno de grão e evitar a nucleação defases de difusão. Por outro lado, nitrogênio em excesso pode reagir com o boro einibir o efeito deste elemento na redução da energia do contorno de grão. Alémdisso, teores excessivamente altos de nitrogênio promovem maior formação decarbonitretos de titânio, deletérios à usinabilidade do material. Assim, onitrogênio deve estar abaixo de 0,1%, tipicamente abaixo de 0,05%,preferencialmente entre 0,003% e 0,015%.

Si: além do uso como desoxidante, importante nas situaçõesde baixo teor de alumínio como no caso do aço da presente invenção, o silíciopossui um efeito importante quanto à formação dos carbonetos. Este elementoinibe a formação de cementita e, como mostrado nos exemplos, de outroscarbonetos que precipitam nos contornos de grão e fragilizam o material. Paratodos estes efeitos e teor de silício deve estar entre 0,05% e 3,0%,preferencialmente entre 0,1 % e 2,0%, tipicamente entre 0,3% e 1,5%.

O processo de produção do material, mais especificamenteseu tratamento térmico, é também importante. Como descrito, o material foiprojetado para possuir altíssima temperabilidade e capacidade de endurecimentohomogêneo ao longo da secção. Assim o material pode ser resfriado ao ar, paraa maior parte das bitolas. Este resfriamento deve ser empregado a partir de umatemperatura de aquecimento acima da temperatura crítica AC3(aproximadamente, 850°C), partindo de um forno ou mesmo diretamente após aconformação a quente do material. Para obtenção de melhor tenacidade,resfriamentos mais rápidos podem ser empregados, utilizando, por exemplo,água, óleo ou convecção forçada de ar ou mesmo spray de água. Portanto, omodo de resfriamento durante a têmpera pode ser variado, dependendo dosequipamentos e da necessidade de tenacidade da aplicação. E isto apenas épossível devido a elevada temperabilidade, provida pelo fino ajuste decomposição química definido anteriormente.

Na descrição seguinte de experimentos realizados e dascomposições estudadas, são feitas referências às figuras anexas, nas quais:

A figura 1 refere-se a distribuição gráfica das composiçõesestudas em função dos fatores NU e G, avaliando a dureza obtida apósresfriamento a 0,05°C/s, partindo de 1150°C. Durezas entre 30 e 34 HRC sãoconsideradas como adequadas ("OK"), pois este é a principal faixa de dureza emque os aços do estado da técnica são empregados;

A figura 2 refere-se a uma curva de transformação porresfriamento contínuo (TRC) típica do aço da presente invenção, mostrando asfases formadas. O campo B indica bainita, enquanto MeF significam,respectivamente, martensita e ferrita. Observar que para as bitolas grossasresfriadas ao ar, durezas da ordem de 310 HV são obtidas, gerando os 32 HRCnecessários para a aplicação;

A figura 3 refere-se a uma curva de transformação porresfriamento contínuo (TRC) típica do aço DIN 1.2738 do estado da técnica,mostrando as fases formadas. Os campos Bs e Bj indicam, respectivamente,bainita superior e inferior, enquanto MeP significam, respectivamente,martensita e perlita.

A figura 4 refere-se a medições de dureza em dois blocosindustriais, em duas bitolas diferentes, mostrando a elevada uniformidade dedureza.

A figura 5 refere-se a avaliação das várias ligas 18 a 21quanto à tenacidade em impacto. As bitolas e as micrografias são apresentadas,para correlacionar os valores obtidos com a precipitação de carbonetos.

A figura 6 refere-se as micrografias obtidas para ascomposições 25 a 28, com diferentes teores de silício. As composições sãomostradas na Tabela 5.

A figura 7 refere-se as micrografias obtidas para ascomposições 29 a 32, com diferentes teores de fósforo. As composições sãomostradas na Tabela 5.

A figura 8 refere-se as micrografias obtidas para ascomposições 33 a 36, com diferentes teores de boro. As composições sãomostradas na Tabela 5.

A figura 9 refere-se as microestruturas e tenacidade dasamostras que foram submetidas ao tratamento térmico de solubilização seguidode resfriamento lento até as temperaturas de 950, 850, 750 e 600°C. Ataque:Nital 2%. Aumento: 200X.

A figura 10 refere-se a avaliação da relação obtida paradureza em função do teor de carbono, a) comparação dos valores exatoscalculados e pela dureza medida, b) equações que prevêem os valores dedureza entre os limites superiores e inferiores, para uma variação de ± 20 HB.

EXEMPLO 1: Para definir as composições do aço da presenteinvenção, diversas ligas foram produzidas e comparadas às do estado datécnica. Foram produzidos lingotes experimentais e as composições químicasobtidas são apresentadas na Tabela 2, sendo doravante denominados pornúmeros seqüenciais; para comparação, foi estudada uma composição típica doaço DIN 1.2738, muito empregado em moldes de plástico e outras aplicações debases de ferramentas. Antes de discutir os resultados de dureza, é interessanteobservar, na Tabela 3, a significativa redução dos elementos de liga nascomposições da presente invenção, a qual é convertida para um menor custo.Na Tabela 2 são apresentados os valores de NU e G, dasrelações descritas anteriormente, relacionadas à inibição da nucleação ecrescimento das fases de difusão. Para cada composição, foram feitos estudosde dilatometria e a dureza obtida para a taxa de resfriamento de 0,05 °C/s étambém apresentada na Tabela 2, sendo este resfriamento equivalente a umbloco de 400 mm resfriado ao ar. O objetivo desta dureza é estar na faixa de 30a 34 HRC, para as aplicações típicas de moldes e porta-moldes de plásticos.Assim, a dureza nesta faixa é denominada como "OK", sendo denominada poralta ou baixa as durezas fora deste intervalo.

Quando estes resultados são colocados na forma de gráfico,como mostra a Figura 1, são delimitados campos ideais de trabalho das ligas dapresente invenção; ou seja, campos em que a combinação de NU e G geradurezas dentro da faixa objetivada. Isto conduz, portanto, aos limites de trabalhodas ligas da presente invenção, em termos dos elementos que compõem NU (Ti,Ρ, B e V) e G (Cr, Ni e Mo).<table>table see original document page 16</column></row><table>A explicação para este resultado está diretamente relacionadaaos mecanismos de nucleação e crescimento. Primeiramente, são fundamentaisos elementos que promovem redução da energia do contorno de grão e, destaforma, dificultam a formação dos compostos de difusão, causadores de menordureza (sejam estes ferrita pró-eutetóide ou ferrita e cementita, na morfologia deperlita). Tal papel é proporcionado pelos elementos que compõem o fator NU nafórmula. O titânio e o vanádio tendem a formar compostos precipitados emcontornos de grão (carbonetos ou carbonitretos) e reduzir a energia livre dessasregiões. Na temperatura de formação da ferrita ou da perlita (por volta de 700°C),a solubilidade do titânio é baixa, sendo desconsiderada; porém, a solubilidade dovanádio é alta e, assim, seu teor é reduzido por um fator de 0,07%, que eqüivale,aproximadamente, ao vanádio em solução sólida a 700°C. O fósforo e o boro,por outro lado, tendem a segregar e concentrar nestas regiões, causando damesma forma a redução de sua energia e consequentemente dificultando anucleação das fases de difusão. O efeito do boro, empiricamente, foideterminado como cerca de 10 vezes superior ao fósforo e, por isso, seu fator émultiplicado por 10. Além do efeito intrínseco do titânio na formação decarbonitretos, estes compostos removem o nitrogênio livre na matriz, que tende areagir com o boro e eliminar o importante efeito do boro quando segregado nocontorno de grão.

Além de evitar a nucleação, a presença de elementos queinibam o crescimento das fases de difusão é importante. Os elementos quecompõem este fator na liga da presente invenção são o manganês, o níquel e ocromo. O gráfico da figura 1 apresenta estes elementos, contabilizados pelo fatorG, sendo os índices multiplicadores obtidos dos resultados clássicos detemperabilidade dos elementos; o manganês não é contabilizado em G, por serconstante para todas as ligas. Se em teores muito elevados, estes elementospromovem excesso de temperabilidade, gerando formação de martensita eaumentando demasiadamente a dureza. E, se em quantidades muito baixas, adureza torna-se muito baixa. Isto ocorre porque, mesmo sendo a nucleaçãoinibida pelos altos valores de NU1 a alta tendência de crescimento gera aformação de quantidade expressiva da ferrita ou perlita, reduzindo a dureza.

Das 17 ligas do gráfico da Tabela 1, algumas representammuito bem o efeito dos elementos de liga estudados, como explicado a seguir.

As ligas 1 e 2 mostra o efeito do teor de fósforo que, quando muito baixo, gerabaixos valores de NU e não atinge a dureza necessária, porém quando superiora 0,020% (liga 2) já chega muito próximo. As ligas 5 e 17 possuem baixos teoresde cromo, níquel ou molibdênio, prejudicando assim a relação G e,consequentemente, não atingindo a dureza necessária. Por outro lado, as ligas7, 8 e 9 mostram que teores excessivamente elevados dos elementos Cr e Nilevam a altos valores de G, causando dureza excessivamente elevada (devido àformação de parte de martensita). A liga 15, por outro lado, mostra a importânciado vanádio que, quando em teores baixos, gera expressiva redução do valor deNU e, consequentemente, expressiva redução na dureza. Desta forma, ovanádio pode ser considerado como absolutamente necessário para a liga.

Um último comentário importante é sobre a liga 10. Esta liga éa única que está fora da relação proposta, mas o motivo pode ser entendido. Aliga 10 possui baixo teor de titânio, que causaria a redução do valor de NU.Porém, a redução da dureza foi muito mais expressiva do que o previsto. Istoocorre porque a falta de titânio gera perda do efeito do boro, uma vez que a faltade titânio deixa mais nitrogênio livre para reagir com o boro e, assim, promoverperda de seu efeito (descrito por alguns autores como boro efetivo). Este efeitosinérgico não pode ser explicado pelas equações NUeGe, por isso, as ligas dapresente invenção possuem um requisito especial quanto ao titânio.

Para exemplificar, a figura 2 apresenta a curva TRC de umacomposição típica da presente invenção, a qual pode ser comparada, na figura 3,à curva TRC do aço DIN 1.2738 do estado da técnica.

Uma vez definida a melhor composição pelos estudos emescala piloto descritos no exemplo 1, vários lotes industriais foram produzidos,com diferentes geometrias, como mostra a tabela 4. A figura 4 apresenta o perfilde dureza e uma foto de dois grandes blocos produzidos de acordo com acomposição acima definida. Em ambos foi obtida, com sucesso, a dureza nafaixa de 285 a 310 HB (30 a 34 HRC), sem tendência de queda nas regiões donúcleo.

EXEMPLO 2: Apesar de dureza homogênea e dentro da faixaadequada, as corridas industriais, especialmente em blocos com secção de maisde 400 mm, mostraram tenacidade significativamente menor à do aço DIN1.2738 (referência para esta aplicação), cujos valores do ensaio de impacto sementalhe são da ordem de 200 joules (corpos de prova 7x10 mm). A comparaçãodos valores de tenacidade à microestrutura do material mostrou que a principalcausa desses baixos valores é a precipitação de carbonetos em contornos degrão, como mostra a figura 5. Desta forma, foram desenvolvidas para as ligas dapresente invenção alternativas para evitar a precipitação destes carbonetos econseqüente fragilização dos blocos de grandes dimensões.

Em termos da composição química, foi observado que aquantidade dos carbonetos cresce com o aumento do teor de boro e diminui como aumento do teor de silício, não sendo observado efeito significativo para o teorde fósforo; a tabela 5 mostra as composições químicas utilizadas para estaavaliação. As conclusões podem ser tomadas com base nas composições databela 6, cujos resultados são mostrados nas figuras 6 a 8. Também foiobservado que o níquel possui um efeito importante, como mostra a comparaçãona figura 5 das ligas 18 e 19, na mesma bitola; a liga 18 apresentou menorquantidade de carbonetos devido ao seu menor teor de níquel.<table>table see original document page 20</column></row><table>No caso do boro, apesar de importante para temperabilidade(exemplo 1), um teor em excesso facilita a formação destes carbonetos: observarque a quantidade de carbonetos, na tabela 6, um aumento de 2 vezes quando oboro aumenta de 20 para 40 ppm.

Provavelmente, isto se deve a uma alta condição demetaestabilidade quando altos teores de boro estão concentrados nos contornosde grão, facilitando assim a precipitação dos carbonetos.

O fenômeno se intensifica em grandes lingotes, com intensosefeitos de microssegregação, gerando aumento da concentração local de boro.

A figura 8 mostra este efeito, sendo nítido o aumento daquantidade de carbonetos nas amostras com maior teor de boro (a precipitaçãofoi promovida por um tratamento que simula o resfriamento do núcleo de blocoscom mais de 800 mm de secção, com resfriamento muito lento a 36°C/h).

Um efeito similar, porém menos forte, ocorre com a reduçãodo teor de silício, como mostrado na figura 7; o uso de teores de silício acima de0,40% tende a reduzir a formação destes carbonetos. Porém, como mostra atabela 6, o aumento do teor de Si reduz a temperabilidade do material (apropriedade fundamental) desta invenção, principalmente para teores acima de1,0% (elevado volume de ferrita na liga com 2%Si, conforme tabela 6).

Portanto, para produção de grandes lingotes com altatenacidade e adequada temperabilidade, o uso de altos teores de silício (entre0,2 e 1,0%) e o teor de boro mínimo é mais indicado, sendo este mínimo definidopelo fator NU descrito no exemplo 1.Tabela 5: Ligas da presente invenção produzidas para estudodo efeito dos teores de P1 B e Si na precipitação dos carbonetos que geramfragilização em blocos de grandes dimensões.

<table>table see original document page 22</column></row><table>

As razões metalúrgicas para tais efeitos possuem explicaçõesdistintas, que podem ser discutidas no presente texto. O boro, quando emelevados teores, tende a se concentrar em contornos de grão e formarcarbonetos complexos, principalmente com o Fe e Cr. Em análise demicroscopia eletrônica conduzida nos aços da presente invenção, estes doiselementos foram encontrados, assim como traços de Mo. A redução do teor deboro, portanto, elimina os carbonetos na raiz do problema. Porém, esta reduçãonão pode ser demasiada, porque para evitar a formação de ferrita é necessária apresença de boro nos contornos de grão, como descrito no exemplo 1. O silício,por outro lado, possui baixa solubilidade no carboneto de ferro (cementita),evitando sua formação em aços. Como estes carbonetos do aço da presenteinvenção também possuem alto teor de ferro, o mecanismo do silício pode serentendido como o mesmo ocorrido na cementita.

Tabela 6: Medidas quantitativas da fração volumétrica decarbonetos em contornos de grão, pelo método de análise de imagenscomposicional de carbonetos identificados manualmente. Análise de 10 campospor amostra em 100x de aumento, totalizando varredura de 14 mm2 de cadaamostra. Previamente às medidas, amostras foram submetidas à solubilização a1150°C e resfriamento lento, a 36 °C/h. Imagens representativas mostradas nasfiguras 6 a 8.

<table>table see original document page 16</column></row><table>

As corridas com variações de B, ligas 32 a 35, possuemmenor teor de carbono (ver Tab. 5); assim, não podem ser comparadas com asdas outras variações; porém podem ser comparadas entre si, salientando oefeito do boro.

EXEMPLO 3: Além da alteração da composição química, umamaneira de evitar tal precipitação é promover o rápido resfriamento - partindo dealta temperatura, em que os carbonetos ainda não estejam presentes. Estestestes foram realizados como mostrado na figura 9; observa-se que abaixo de800°C a queda na tenacidade é mais significativa, principalmente entre 750°C e600°C, sendo esta queda acompanhada da precipitação de carbonetos.

De modo a reduzir a intensidade desta precipitação, apósforjamento ou após um tratamento de austenitização/solubilização, o bloco podeser resfriado rapidamente. Tal processo foi desenhado com base em resultadosde simulação numérica, sendo possível de ser aplicado por resfriamento em óleoou água. No caso da água, para evitar trincas, algumas etapas ao ar podem serintroduzidas, reduzindo a diferença de temperatura entre superfície e núcleo. Atabela 7 apresenta os resultados destes experimentos, sendo observadasignificativo aumento de tenacidade quando a velocidade de resfriamento ésuperior. Este processo, obviamente, deve ser aplicado para grandes blocos, emque as taxas de resfriamento são inerentemente baixas, ou em situações queexijam alta tenacidade. Em casos contrários, o resfriamento ao ar pode seraplicado.

Tabela 7: Dados de simulação e resultados obtidos em corposde prova de impacto, para diversas condições de resfriamento de blocos dosaços da presente invenção. Os valores de energia de impacto referem-se acorpos de prova sem entalhe, secção 7x10 mm, orientação transversal.

Secção do bloco

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* O processo proposto em água pode ser feito em óleo; para abitola de 400 mm χ 1000 mm, com permanência por 60 min em óleo. Ts =temperatura da superfície.

EXEMPLO 4: Nos exemplos anteriores, foram definidas acomposição química e o processo de tratamento térmico do aço proposto para apresente invenção. Devido ao emprego do titânio na composição química,partículas duras de carbonitretos são formadas - proporcionando maior desgastedas ferramentas e prejudicando a usinabilidade do material. E para as aplicaçõesem moldes, os aspectos de usinagem são essenciais.

Para evitar tal aspecto, as ligas da presente invenção foramestudadas em termos da utilização de teores mais elevados de enxofre e cálcio.

Estes dois elementos influenciam a formação de inclusões. O enxofre formasulfetos de manganês, que possuem baixa dureza e facilitam a quebra docavaco e a lubrificação da ferramenta. O cálcio, por outro lado, modifica asinclusões duras de alumina, gerando inclusões complexas de melhorusinabilidade. A adição de cálcio também esferoidiza as inclusões, gerandomelhores condições de polimento - também uma operação importante paramoldes de plástico.

A tabela 8 apresenta os resultados de usinabilidade para oaço da presente invenção com esta modificação nos teores de enxofre e cálcio,liga 19, e sem esta modificação, liga 18; para comparação, o mesmo ensaio foirealizado no aço DIN 1.2738 (referência para as aplicações em moldes). Podeser observado um sensível aumento do volume usinado, com alteração realizadanos teores de cálcio e enxofre (da liga 18 para a liga 19).

Uma segunda alternativa para a melhoria da usinabilidade éreduzir a fração volumétrica de carbonitretos e, assim, reduzir o causador dodesgaste acelerado das ferramentas. A combinação do efeito de redução dovolume de carbonitretos somada ao uso de elevados teores de enxofre e cálciofoi empregada na liga 37. Apesar de composição similar à liga 19, ocorreu umaumento expressivo da usinabilidade, associado à drástica redução do volumede carbonitretos de titânio. Neste caso, a redução dos carbonetos foi realizadapelo aumento da velocidade de solidificação via o uso de um lingote menor.

Porém, o mesmo pode ocorrer pela redução dos teores de nitrogênio ou titânio;como o titânio é importante para o fator NU, discutido no exemplo 1, o uso debaixos teores de nitrogênio, como controlador do volume de carbonitretos,mostra-se como o mais importante.

Tabela 8: Comparativo de usinabilidade das ligas 18, 19 e aliga do estado da técnica, medida pelo volume usinado até o fim de vida dasferramentas (Vb = 0,20 mm). Condições do ensaio: ferramenta = metal duro P25revestida com TiN, com 25 mm de diâmetro, velocidade de corte = 270 m/min,avanço = 0,25 mm/dente, profundidade de corte = 0,75 mm e penetração detrabalho = 10 mm. Abaixo dos resultados são apresentadas as composiçõesquímicas. A fração volumétrica de carbonitretos foi medida por análisecomputacional de imagens, em 20 campos a 500 χ em cada amostra, totalizandovarredura de 0,56 mm2.

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EXEMPLO 5: Todo o projeto da liga anterior foi baseado paraa dureza de 30 a 34 HRC, uma vez que esta é a principal faixa de utilização deaços para moldes. Para os aços convencionais, durezas mais elevadas podemser obtidas utilizando condições diferenciadas de tratamento de revenimento. Noaço da presente invenção, de endurecimento direto via forjamento, isto não podeser realizado. Desta forma, a presente invenção também buscou ofereceralternativa para aumento da dureza, via modificação de composição química.

Partindo da composição base descrita no exemplo 1, foramproduzidas composições com diferentes teores de carbono, sendo simulado, pordilatometria, o resfriamento de um núcleo de um bloco de cerca de 400 mm desecção (taxa de 0,05°C/s). Os resultados, apresentados na Tabela 9 e na Figura10, mostram que durezas mais elevadas podem ser obtidas se utilizados maioresteores de carbono. Como base nestes dados, foi obtida, experimentalmente, umarelação entre o teor de carbono e a dureza após resfriamento lento. A relação é aseguinte:

Dureza HV = 450 %C + 210.(dureza obtida após resfriamento a 0,05°C/s, equivalente ao resfriamento ao arde um bloco de espessura de 400 mm)

Tabela 6: Valores de dureza HV, obtidos após resfriamento a

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Portanto, este exemplo mostra ser possível atribuir diferentesdurezas na liga da presente invenção, pela adequação do teor de carbono. Porexemplo, para dureza de 315 HV (aproximadamente 32 HRC) a faixa obtida noexemplo 1 é confirmada, sendo necessário 0,23% de carbono. Por outro lado,para a dureza de 400 HV (cerca de 40HRC) seria necessário um teor de carbonode 0,42%.

Como mostrado na Tabela 1, os aços do estado da técnica,para a mesma faixa de dureza, possuem teores de carbono expressivamentemaiores: DIN 1.2738, dureza de 32 HRC e 0,36% de carbono, e DIN 1.2711,dureza de 40 HRC e 0,52% de carbono. Este fato tem uma conseqüênciainteressante para os processos de soldagem, muito empregados em moldes. Portrabalharem com menor teor de carbono, a dureza na região aquecida será muitomenor no aço da presente invenção, em relação aos aços do estado da técnica.

Para teores de carbono de 0,23%, o aço da presente invenção gera uma durezade aproximadamente 45 HRC na região afetada pela solda, enquanto que estadureza é de cerca de 60 HRC para o aço DIN 1.2738 e 64 HRC para o DIN1.2711. Este fato facilita em muito as operações de usinagem após solda, bemcomo a aparência após polimento ou texturização.

Pequenas variações nos índices da equação anterior podem,ainda, produzir resultados adequados, dentro da faixa de dureza necessária paraas aplicações. Para uma variação de ± 20 HB, normalmente aceitávelindustrialmente, a relação pode variar conforme mostrado na Figura 10b, sendodescrita pelas relações: Dureza superior = 590 % C + 165 e Dureza inferior =310 %C + 255. Assim, uma equação final para a dureza em função do teor decarbono pode ser escrita, conforme mostrado a seguir:

Dureza HV = (450 ± 140) %C + (210 ± 45).

Portanto, dependendo da aplicação industrial em questão e dadureza necessária, o teor de carbono do aço da presente invenção deve sercalculado pela equação acima.

Claims (13)

1.- "AÇO BAINÍTICO PARA MOLDES", caracterizado porapresentar uma composição química de elementos que consistem, emporcentagem em massa, de Carbono entre 0,05 e 1,0; Silício até 1,0, Manganêsentre 0,5 e 5,0; Fósforo, Boro, Titânio e Vanádio dados pela relação NU = [Ti + P+ 10 B + (V-0,10)], estando os valores de NU entre 0,02 e 0,30, sendo o titâniosempre acima de 0,005, o boro sempre abaixo de 0,010 e o Vanádio podendoser parcial ou totalmente substituído por Nióbio, numa proporção de duas partesem massa de nióbio para uma parte de Vanádio; Níquel, Molibdênio e Cromodados pela relação G = [0,13 Ni + 0,60 Mo + 0,26 Cr], estando os valores de Gacima de 0,10 e abaixo de 1,0; Enxofre até 0,20; Silício entre 0,05 e 3,0;Nitrogênio abaixo de 0,10; Cálcio em teores até 0,010; Alumínio abaixo de 0,5,Cobalto menor que 2,0, o restante substancialmente de Ferro e impurezasinevitáveis ao processo de elaboração.

2.- "AÇO BAINÍTICO PARA MOLDES", de acordo com areivindicação 1, caracterizado por apresentar uma composição química deelementos que consistem, em porcentagem em massa, de Carbono entre 0,10 e-0,6; Silício até 1,0, Manganês entre 0,8 e 3,0; Fósforo, Boro, Titânio e Vanádiodados pela relação NU = [Ti + P + 10 B + (V-0,10)], estando os valores de NUentre 0,08 e 0,30, sendo o titânio sempre acima de 0,005, o boro sempre abaixode 0,010, titânio entre 0,005 e 0,10, podendo o Vanádio ser parcial ou totalmentesubstituído por Nióbio, numa proporção de duas partes em massa de nióbio parauma parte de Vanádio; Níquel, Molibdênio e Cromo dados pela relação G = [0,13Ni + 0,60 Mo + 0,26 Cr], estando os valores de G acima de 0,20 e abaixo de-0,50; além desta relação, o teor de Cromo deve estar entre 0,1 e 1,5 e o teor deNíquel acima de 0,3; Enxofre até 0,05; Silício entre 0,05 e 3,0; Nitrogênio abaixode 0,05; Cálcio em teores até 0,005; Alumínio abaixo de 0,1, Cobalto menor que-1,0, o restante substancialmente de Ferro e impurezas inevitáveis ao processode elaboração; o material pode ser produzido em blocos de até 850 mm deespessura, sendo obtida dureza entre 250 e 450 HV via resfriamento ao ar deuma temperatura acima de 700°C, sendo o valor desta dureza dado pelaequação HV = (450 ± 140) %C + (210 ± 45).

3. - "AÇO BAINÍTICO PARA MOLDES", de acordo com areivindicação 2, caracterizado por apresentar uma composição química deelementos que consistem, em porcentagem em massa, de Carbono entre 0,10 e 0,6; Silício entre 0,05 e 0,6; Manganês entre 1,3 e 3,0; Fósforo, Boro, Titânio eVanádio dados pela relação NU = [Ti + P + 10B + (V-0,10)], estando os valoresde NU entre 0,10 e 0,20, sendo o titânio sempre acima de 0,010, o boro sempreabaixo de 0,0050 e o Vanádio podendo ser parcial ou totalmente substituído porNióbio, numa proporção de duas partes em massa de nióbio para uma parte deVanádio; Níquel, Molibdênio e Cromo dados pela relação G = [0,13 Ni + 0,60 Mo+ 0,26 Cr], estando os valores de G acima de 0,25 e abaixo de 0,40; além destarelação, o teor de Cromo deve estar entre 0,1 e 1,0 e o teor de Níquel entre 0,2 e 1,0; Enxofre entre 0,001 e 0,010; Silício entre 0,20 e 1,5; Nitrogênio entre 0,0040e 0,0150; Cálcio em teores entre 0,0005 e 0,0030; Alumínio abaixo de 0,05,Cobalto menor que 1,0, o restante substancialmente de Ferro e impurezasinevitáveis ao processo de elaboração o material pode ser produzido em blocosde até 850 mm de espessura, sendo obtida dureza entre 280 e 450 HV viaresfriamento ao ar, diretamente após conformação a quente, sendo o valor dadureza dado pela equação HV = (450 ± 140) %C + (210 + 45).

4. - "AÇO BAINÍTICO PARA MOLDES", de acordo comqualquer uma das reivindicações de 1 a 3, caracterizado por apresentar umacomposição química de elementos que consistem essencialmente, emporcentagem em massa, de Carbono entre 0,18 e 0,52, Cromo entre 0,30 e 0,60,Molibdênio entre 0,10 e 0,50, Níquel entre 0,30 e 0,50, Vanádio entre 0,04 e 0,10; Boro entre 0,0010 e 0,0030; Enxofre entre 0,0010 e 0,0100; Cálcio entre-0,005 e 0,030; Nitrogênio entre 0,0030 e 0,0100; no qual a dureza final de uso éobtida diretamente após forjamento ou laminação, em bitolas relativamenteelevadas, com espessuras entre 100 e 1000 mm, sem necessidade do uso doprocesso de têmpera em óleo ou têmpera em água; o tratamento térmico deveser um resfriamento ao ar calmo ou ar com convecção forçada, sendo o valor dedureza Vickers determinado pelo teor de carbono da liga, segundo a seguinterelação: HV = (450 ± 140) %C + (210 ± 45), para valores de dureza entre 280 e-420 HV, equivalente a 29 e 42 HRC.

5.- "AÇO BAINÍTICO PARA MOLDES", de acordo comqualquer das reivindicações de 1 a 3, caracterizado por possuir uma relação Gmenor que 0,10, para aplicações em bitolas menores que 400 mm de espessura,sendo G calculado pela relação: G= [0,13 Ni + 0,60 Mo + 0,26 Cr], na qual ossímbolos representam os teores em porcentagem em massa dos elementos emquestão.

6. "AÇO BAINÍTICO PARA MOLDES", de acordo com qualquerdas reivindicações de 1 a 3, caracterizado por possuir os teores de manganêssubstituídos parcial ou totalmente por Níquel ou Cobre, em iguais quantidadesem porcentagem em massa.

7.- "AÇO BAINÍTICO PARA MOLDES", de acordo comqualquer das reivindicações de 1 a 3, caracterizado por conter, em porcentagemem massa, os elementos Nióbio, Zircônio ou Tântalo substituindo parcial outotalmente os elementos Titânio ou Vanádio, numa relação em que 2 partes deNióbio correspondem a 1 parte de Vanádio ou Titânio e 1 parte de Tântalo ouZircônio corresponde a 2 partes de Vanádio Titânio.

8.- "AÇO BAINÍTICO PARA MOLDES", de acordo comqualquer uma das reivindicações de 1 a 3, caracterizado por apresentar, emporcentagem em massa, Boro entre 0,0015 e 0,0030; Silício entre 0,40 e 1,2.

9.- "AÇO BAINÍTICO PARA MOLDES", de acordo comqualquer uma das reivindicações de 1 a 3, caracterizado por apresentar, emporcentagem em massa, Enxofre entre 0,002 e 0,090 e Cálcio entre 0,0005 e 0,0030.

10. - "AÇO BAINÍTICO PARA MOLDES", com qualquer umadas reivindicações de 1 a 3, caracterizado por possuir dureza final obtida porresfriamento ao ar, diretamente após conformação a quente ou por aquecimentoprévio em forno, sendo a dureza final obtida (em escala Vickers) dada pelaequação: HV = (450 ± 70) %C + (210 ± 22), ou ainda uma equação equivalentevia a conversão da dureza pelas medidas por outras escalas.

11. - "AÇO BAINÍTICO PARA MOLDES", de acordo comqualquer das reivindicações de 1 a 3, caracterizado por possuir, em partes pormilhão em massa, enxofre entre 0,002 e 0,30 e cálcio entre 0,0005 e 0,010, e porpossuir, em sua microestrutura, uma fração volumétrica de carbonitretos menorque 0,25%, aplicado em situações em que alta usinabilidade é necessária.

12. - "AÇO BAINÍTICO PARA MOLDES", de acordo comqualquer das reivindicações de 1 a 3, caracterizado por possuir aumento datenacidade via resfriamento rápido após conformação a quente ou aquecimentoem temperaturas acima de 900°C.

13. - "AÇO BAINÍTICO PARA MOLDES", de acordo comqualquer das reivindicações de 1 a 12, caracterizado por possuir aumento datenacidade via resfriamento rápido após conformação a quente ou aquecimentoem temperaturas acima de 900°C, sendo este processo de resfriamento dadopelo seguinte tratamento térmico: resfriamento ao ar até a temperatura de 700°C,colocação em tanque de água por 30 minutos (mantendo a temperatura da águaabaixo de 80°C), seguido de resfriamento ao ar até a temperatura ambiente; emcaso de peças susceptíveis a trincas, o tempo de resfriamento em água pode sersubstituído por 60 minutos de resfriamento em óleo, mantendo constantes asoutras condições de tratamento térmico.