MX2012010394A - Acero para herramienta de extrusion. - Google Patents

Abstract

La presente invención se relaciona con un acero para herramientas de extrusión caracterizado para un costo más bajo y resistencia a templado más alta que la del acero convencional H13, cuya composición química, en porcentaje por masa, comprende lo siguiente: Carbono entre 0.40 y 0.60, Silicio debajo de 1.0, fósforo debajo de 0.030; Cromo entre 2.5 y 4.5; Molibdeno entre 0.5 y 0.7, considerando que el molibdeno se puede substituir por tungsteno en una proporción = 2W/1Mo; Vanadio entre 0.10 y 1.0; Manganeso debajo de 1.0; el resto consiste esencialmente de Fe y sustancias deletéreas inevitables. Como opción para proporcionar alta dureza después de la nitruración, el contenido de Al de acero de la presente invención puede ser 1.0; para altos propósitos de tenacidad, sin embargo, este contenido de Al se debe mantenido debajo de 0.10.

Description

ACERO PARA HERRAMIENTA DE EXTRUSION Descripción de la Invención La presente invención se relaciona con un acero previsto para uso en varias herramientas y matrices de conformado en caliente, particularmente para la extrusión de aleaciones de aluminio u otros metales no ferrosos. Aunque está diseñado inicialmente para los procesos de extrusión, el material también se puede emplear en otros procesos de conformado en caliente, en los cuales el metal que será conformado soporta temperaturas arriba de 600°C, aunque el acero se puede emplear en procesos a temperaturas más bajas o incluso a temperatura ambiente. La composición del acero en cuestión permite que sea clasificada como acero para herramienta de trabajo en caliente, cuya característica primaria es el contenido más bajo de los elementos de aleación a alto costo, tales como molibdeno y vanadio, pero con resistencia a templado (o resistencia a la pérdida de dureza) mayor que la de aceros convencionales del concepto del arte previo. Se proporciona una alternativa adicional al acero de la presente invención para incrementar la dureza después de la nitruración, y puede resultar en niveles de funcionamiento incluso mayores que los aceros convencionales, al mismo tiempo que el costo se mantiene bajo debido a una composición química más simple. Tal efecto es posible diseñando Ref.:235198 cuidadosamente la aleación, y fijando los intervalos óptimos de los elementos: carbono, cromo, molibdeno y aluminio.

El término herramientas de trabajo en caliente se aplica a un gran número de operaciones de conformado en caliente, empleadas en industrias y se enfoca en la producción de partes para aplicaciones mecánicas, especialmente partes automotrices. Los procesos de conformación en caliente más populares son forjado de acero, y la extrusión o fundido de aleaciones no ferrosas. Otras aplicaciones realizadas a temperatura alta, típicamente arriba de 500/600°C, también se pueden clasificar como trabajo en caliente. En estas aplicaciones, moldes, matrices, punzones, insertos y otros dispositivos de conformación son clasificados por el término genérico: herramientas de trabajo en caliente. Estas herramientas se hacen generalmente de aceros, que requieren propiedades especiales para soportar temperaturas altas y los esfuerzos mecánicos de los procesos en los cuales se emplean esas herramientas.

Entre sus propiedades más importantes de los aceros de trabajo en caliente, destacan las siguientes: resistencia después de templado a alta temperatura, la resistencia a la pérdida de dureza llamada resistencia a templado, la tenacidad, la templabilidad y propiedades físicas tales como conductividad térmica y calor específico.

Las matrices de extrusión usadas para aleaciones no ferrosas, especialmente aleaciones de aluminio son principalmente el objetivo de trabajo en caliente para aplicar el acero de la presente invención. Estas matrices típicas comprenden un segmento importante del mercado de acero para herramientas tanto en Brasil y al exterior. En esta aplicación, los aceros son muy estandardizados, con base en los aceros tales como ABNT H13 (ver la Tabla 1) , con requerimientos de calidad no tan estrictos como los de otras aplicaciones, por ejemplo, fundido de matriz a presión, pero con énfasis en costos de producción más bajos.

El costo incrementado de las aleaciones de metal, especialmente Mo y V, deterioró significativamente este segmento, haciéndolo deseoso de alternativas de bajo costo. Se han empleado aceros de baja aleación, tal como DIN 1.2714 (composición química dada en la Tabla 1) . Sin embargo, su resistencia al desgaste baja debido a la resistencia térmica reducida y una dureza después de la nitruración más baja evita que sean aplicadas.

Desarrollos recientes, tales como US 2009/0191086, fueron centrados en la reducción de los elementos de aleación, por medio de contenido de Cr, Mo y V reducido. Sin embargo, los efectos negativos son producidos reduciendo el contenido de Cr. Primero, la composición de las aleaciones no es suficiente para alcanzar alta dureza después de templado (por lo menos 45 HRC después de templado a 600°C) . Segundo, un contenido de Cr reducido también puede generar una dureza más baja después de la nitruración, que no es apropiada para aplicaciones de extrusión, considerando el aumento evidente producido por la nitridación en estas aplicaciones (virtualmente todos las matrices de extrusión son nitrificadas actualmente) .

Tabla 1: Composición química típica de los aceros del concepto del arte previo. Se muestra la suma de Mo + V + Co debido a que estos elementos tienen el costo más alto, y se relacionan de cerca con el costo final del acero para herramienta. Contenido en porcentaje por masa y balance de Fe. Para todas las aplicaciones de extrusión el contenido de W es bajo, generalmente < 0.1%.

Un tercer problema de la invención US 2009/0191086 se relaciona con la dureza del núcleo de la matriz, que puede ser más baja debido a la templabilidad disminuida como resultado del contenido de Cr y Mo reducido. Para evitar esto, las aleaciones de la invención US 2009/0191086 tienen un contenido de Mn más alto, que conducen a una templabilidad más alta, a problemas de segregación potenciales (estratificación) y a la retención de austenita excesiva. Ambos efectos pueden deteriorar la dureza y la tenacidad final y, así, la vida de la herramienta. Un aspecto final también se puede mencionar, con respecto al alto contenido de Mn: El desecho de este acero se puede incorporar escasamente en la producción de aceros de trabajo en caliente, de bajo contenido de Mn convencionales.

Dadas todas estas desventajas, la invención US 2009/0191086 es considerada por los autores como una solución reductora de costo, pero con propiedades inferiores. En el texto de la patente, los autores cuantifican la pérdida de eficacia prevista, desde aproximadamente 20 hasta 30% más baja que la del acero H13. Considerando los costos de maquinar y tratamiento térmico asociados con las matrices, esta pérdida de eficacia se puede considerar absolutamente significativa, de este modo requiriendo una reducción del costo del material por más de 30% para compensar la substitución. Por ejemplo, considerando que solamente 60% del costo final de la matriz está asociado con el acero para herramienta usado, una vida menor de 30% solamente puede ser viable si el costo del nuevo material es la mitad del costo del material convencional. Desde 2005 hasta 2008, cuando el costo de materias primas alcanzó su punto máximo, esto podría ser verdad (sin embargo aún difícil de ocurrir, debido a la diferencia de costos requerida es demasiado alta) . Sin embargo, para el escenario actual, tal reducción de costos se puede lograr difícilmente para el acero H13, considerando solamente la reducción del contenido de Mo y Cr. Así, la reducción en el costo asociado a la pérdida de la eficacia de la aleación de la patente US 2009/0191086 actualmente se puede considerar impráctica para tal aplicación.

Dado este escenario, es evidente la necesidad de un acero para herramienta que tenga eficazmente un efecto positivo en la vida de la herramienta por medio de un funcionamiento equivalente, pero a un costo más bajo que el del acero H13. Esto solamente es posible si el acero en cuestión tiene resistencia al templado y dureza después de templado a 600°C (condición de tratamiento térmico típica) equivalente a los del acero H13, pero con un contenido de los elementos de aleación más bajo y dureza apropiada después de la nitruración. Además, el material usado debe tener alta templabilidad, pero libre de problemas asociados al alto contenido de Mn, así permitiendo que sea aplicado a herramientas más grandes que las matrices de extrusión.

Por lo tanto, el acero de la presente invención cumplirá todas estas necesidades.

Para lograr la reducción de costos/meta de pérdida de calidad cero, el efecto de los elementos principales relacionados con la resistencia al calor, Cr y Mo, fue estudiado por separado. Aparte de resultados significativos, este estudio también mostró que la variación del contenido de estos elementos no es suficiente para promover la resistencia al calor requerida. Así, el contenido de C se podría aumentar hasta niveles que no afecten la dureza, especialmente con el acompañamiento del contenido de P y Si bajo. Finalmente, el efecto del Al fue utilizado para compensar la reducción del Cr, por lo tanto, una dureza potencialmente más baja después de la nitruración. Este trabajo también se centró en este problema porque la capa nitrificada es crítica para proporcionar resistencia al desgaste a las diferentes herramientas de conformación en caliente, especialmente herramientas de extrusión y forjado en caliente.

Por lo tanto, para satisfacer las condiciones anteriores, el acero de la presente invención tiene una composición de los elementos de aleación, que, en porcentaje por masa consiste en: • 0.40 a 0.60 de C, preferiblemente 0.45 a 0.55 de C, típicamente 0.50 de C · 2.5 a 4.5 de Cr, preferiblemente 3.0 a 4.2 Cr, típicamente 3.8 de Cr • 0.30 a 0.90 de Mo, preferiblemente 0.50 a 0.70 de Mo, típicamente 0.60 de Mo.

Dado su semejanza química a W, Mo se puede substituir con la proporción por masa W, 2W:lMo. • 0.1 a 1.0 de V, preferiblemente 0.3 a 0.8 de V, típicamente 0.4 V; V se puede substituir parcialmente o completamente por Nb, siguiendo una proporción por masa de lNb:0.5 V. · hasta 1.0 de Si, preferiblemente hasta 0.50 de Si, típicamente 0.30 de Si, máximo 1.0 de Mn, preferiblemente máximo de 0.80 de Mn, típicamente máximo de 0.50 de Mn.

Como es descrito más adelante, Al se puede agregar simultáneamente a las aleaciones de la presente invención para proporcionar aumentos en términos de dureza después de la nitruración, pero también efectos negativos en términos de tenacidad y complejidad del proceso de fabricación de acero. Así, el contenido de Al debe ser dosificado como sigue, en porcentaje por masa: - máximo 1.0 de Al, preferiblemente máximo 0.80 de Al, típicamente máximo 0.60 de Al, así evitando pérdidas considerables en la tenacidad de acero (en el concepto del arte previo, para las composiciones en las cuales los efectos del Al no están previstos, este elemento es tratado como impureza residual con contenido = 0.10, típicamente debajo de 0.05). Mínimo 0.1 de Al; preferiblemente mínimo 0.2 de Al, típicamente mínimo 0.4 de Al, así asegurándose de que la superficie de acero esté endurecida correctamente durante la fase del tratamiento de nitruración.

Las composiciones deben ser caracterizadas por el balance por Fe (hierro) y sustancias deletéreas metálicas o no-metálicas inevitables al proceso de fabricación de acero, en el cual las sustancias deletéreas no metálicas incluyen pero no se limitan a los siguientes elementos, en porcentaje por masa: • Máximo 0.030 de P, preferiblemente máximo 0.015 de P, típicamente máximo 0.010 de P.

• Máximo 0.10 de S, preferiblemente máximo 0.030 de S, típicamente máximo 0.008 de S.

• Máximo 1.5 de Ni o Co, preferiblemente hasta 1.0 de Ni o Co, típicamente debajo de 0.5 Ni y Co .

Después, describimos las proporciones de la invención de la composición del nuevo material. Los porcentajes enumerados se refieren a porcentaje por masa.

C: El carbono es principalmente responsable del endurecimiento de martensita bajo condiciones de temperatura baja. Sin embargo, junto con los elementos de aleación, el carbono también desempeña un papel en el endurecimiento secundario, importante para el endurecimiento a temperatura alta. En estos casos, el contenido de C es más importante para la dureza a temperaturas debajo de 600°C, cuando la dureza todavía depende de la dureza de martensita o formación de cementita o retenida, alto contenido de Mn puede ser considerado indeseable para promover micro-segregación intensa generando estratificación en diferentes grados de dureza, y para aumentar el contenido de austenita retenido; por lo tanto Mn se considera un elemento deletéreo en la presente invención. Así, el contenido de Mn se debe limitar a 1.0%, preferiblemente debajo de 0.8%, típicamente debajo de 0.50%.

Al: para promover mayor dureza de la capa nitrificada, el contenido de Al de las aleaciones puede ser alto. Sin embargo, el contenido de Al, bajo estas condiciones, se debe limitar a 1.0% porque conducen a tenacidad disminuida. Así, el contenido de Al entre 0.40% y 0.60% puede ser de interés para este propósito.

Elementos residuales: Otros elementos tales como Ni y · Co deben ser considerados como sustancias deletéreas asociadas a los procesos de desoxidación de fabricación de acero o inherentes a los procesos de fabricación. Por lo tanto, el contenido de Ni y Co se debe limitar a 1.5%, preferiblemente debajo de 1.0%. En términos de formación de inclusiones, el contenido azufre debe ser controlado, debido a que tales inclusiones pueden conducir a agrietamiento durante la operación; por lo tanto el contenido de S debe permanecer debajo de 0.050%, preferiblemente debajo de 0.020%. También, para propósitos de alta tenacidad, elementos frágiles tales como P se deben evitar, es deseable P < 0.030%, preferiblemente P < 0.015%, típicamente P < 0.010%. De hecho, un contenido de Cr bajo también ayuda a reducir el contenido de P en procesos de fabricación de acero de horno de arco eléctrico, así conduciendo a conclusiones que no son contradictorias a la filosofía de la reducción de costos deseada .

La aleación, como se describió anteriormente, se puede producir como productos laminados o forjados a través de procesos convencionales o especiales tales como metalurgia de polvo, formación de aerosol o fundido continuo, tal como alambrón, barras, alambres, hojas y tiras. Puede ser aplicado a moldes, matrices y herramientas de uso general, para formar materiales líquidos y sólidos o a temperaturas hasta 1300°C, particularmente entre 300 y 1300°C, en aplicaciones de forjado, aleaciones ferrosas y no ferrosas.

En la siguiente descripción de experimentos realizados, se hace referencia a las siguientes figuras anexas : - La Figura 1A muestra el efecto del contenido de Mo en dureza después de templado a 600°C, mientras que las figuras IB y 1C muestran el efecto del contenido de Cr en 0.60% de Mo en el contenido de C usual (Figura IB) y un contenido más alto de C (Figura 1C) ; la línea discontinua horizontal de las Figuras 1A, IB y 1C indica la dureza mínima deseable para la aplicación .

- Asimismo las Figuras 1A-1C, Figuras 2A, Figura 2B y Figura 2C muestran el efecto de molibdeno (Figura 2A) y cromo (Figura 2B y Figura 2C) en resistencia a templado. Cuanto mayor es la dureza a temperaturas altas, mayor es la resistencia de templado de la aleación. En todos los casos, las aleaciones primero fueron recocidas a 600°C.

- Las Figuras 3A y Figura 3B muestran la curva de CCT de las composiciones de la presente invención, considerando dos contenidos de Cr. Los resultados cuantitativos de templabilidad se pueden obtener del número de fases formadas (pearlita y bainita) y, lo más importante, de la dureza final obtenida por tasa. Las composiciones se resumen en la tabla 1, base 3, considerando el contenido de Cr de 3% y 4% para propósitos de comparación. La figura 3A ilustra la curva CCT para un 0.50% de C, composición de Cr de 3.00%, y la figura 3B muestra la curva CCT para un 0.50% de C, composición de 4.00% de Cr .

- La Figura 4 muestra la curva CCT de acero H13 del concepto del arte previo, cuyos datos se pueden comparar a los resultados del acero de la presente invención. Los mismos datos referentes al número de fases y dureza mostrados en las Figuras 3A-3B pueden ser determinados para diferentes tasas de enfriamiento.

- En las Figuras 5A y Figura 5B, las aleaciones con la composición final de la presente invención, PI 1 a PI 3 , son comparadas en términos de dureza después del templado (Figura 5A) y pérdida en dureza contra tiempo (Figura 5B) a 600 °C (mencionado en el texto de resistencia de templado) .

- La Figura 6 compara los resultados de pruebas de tenacidad de impacto conducidas para dos tipos de especímenes de prueba transversales: sin muesca (sección de 7 mm x 10 mm, de acuerdo con NADCA) o Charpy en V, con sección de 10 mm x 10 mm y muesca V. Todos los materiales tratados a dureza de 45 HRC de acuerdo con los parámetros de la Figura 5A.

- La Figura 7 muestra el perfil de dureza de la capa nitrificada de las aleaciones PI 1, PI 2 y PI 3 contra acero H13. Un proceso de nitruración de plasma fue conducido para el acero H13. Antes de la nitruración, todas las aleaciones de la muestra fueron apagadas y templadas para alcanzar 45 HRC.

Ejemplos EJEMPLO 1: Efecto de Molibdeno, Cromo y Carbono Para este trabajo, muestras de aproximadamente 200 g fueron recolectadas en un horno experimental VIM con composición variada para el mismo calentamiento. Por lo tanto, tres calentamientos fueron producidos variando el contenido de Cr, Mo y C, como se muestra en la tabla 1 abajo (detalles: Anexo 1) . El acero Hll sirvió como base para estas aleaciones puesto que ya tiene la mitad del contenido de V. Los materiales siempre fueron caracterizados después de recocido especial (austenización a 1010°C, la solubilidad de aceite y sobre-recocido a 810°C) . En este proceso utilizamos recocido a 1020°C y templado entre 400 y 650°C. El acero H13, de la composición industrial típica, fue utilizado como una base .

La dureza después de templar a 600°C se muestra en las Figuras 1A-1C, destacando los efectos de contenido de Mo y Cr reducido, y también el efecto de un contenido de C más alto. Con respecto al contenido de Mo, una concentración más baja de Mo resulta en una dureza menor después de templado. Sin embargo, si el contenido de Cr disminuye, la dureza después de templando aumenta. Una posibilidad es que un contenido de Cr más bajo reduce la cantidad de M7C3 que, a su vez, disuelve el Mo. Así, un contenido más alto de Mo libre debe estar presente en aleaciones de un contenido de Cr más bajo, que explica una respuesta más intensa a templado.

A pesar de este efecto importante de Cr, solo la reducción de su contenido no es suficiente para promover la dureza requerida (aproximadamente 45 HRC) . Posiblemente, la dureza requerida puede ser obtenida templando a temperaturas más bajas. Sin embargo, esta práctica no es algunas veces factible para el trabajo en caliente porque la temperatura de templado ideal debe ser 50 a 80 °C sobre la temperatura de trabajo para proporcionar resistencia al templado apropiada. Así, el trabajo en caliente involucra aluminio extruido y moldeado, la temperatura de templado típica debe ser 600 °C.

Tabla 1: Composiciones químicas adoptadas para las muestras del mismo calentamiento con la variación de un solo elemento. Los asteriscos usados en los campos de Cr y Mo de la tabla abajo indican que varias composiciones que utilizan esta base fueron producidas para el mismo calentamiento, aumentando el contenido de este elemento, pero manteniendo la composición base del calentamiento.

* Variación de Mo: 0.05; 0.30; 0.60; 0.90; 1.22; 1.51; **variación de Cr, considerando 0.36% de C: 2.0; 3.0; 4.0; 5.1; 6.2; 7.1, ***variación de Cr, considerando 0.48% de C: 2.0; 3.0; 4.0; 5.1; 6.1; 7.0; Por lo tanto, para aumentar dureza después de templado a 600 °C, aumentamos el contenido de C. Como se muestra en las Figuras 1A-1C, el resultado fue eficaz y la dureza incluso mayor que la de los H13 que fueron obtenidos. En este caso, el efecto de C se relaciona con la formación incrementada de carburos secundarios y, cuando está asociado a un contenido de Cr más bajo, proporciona la dureza requerida para iniciar el trabajo, incluso en aleaciones de un contenido más bajo de Mo (mitad de acero H13) . En aleaciones de un contenido más alto de C, un efecto de Cr similar puede ser observado.

Además de la dureza después de templado, la pérdida de dureza es también un factor importante para promover la respuesta adecuada por las aleaciones en cuestión a las temperaturas altas a las que se sometieron. Los resultados mostrados en las Figuras 2A-2C demuestran el efecto de Mo importante en este respeto (Figura 2A) , y también que la reducción del contenido de Cr es también una opción interesante para reducir la pérdida de dureza, que significa volver a trazar las curvas a niveles de dureza más altos (Figura 2B) . En aleaciones con un contenido de C más alto (Figura 2C) , este efecto es incluso más fuerte. Así, la combinación Cr bajo/C alto parece interesante.

Por otra parte, el contenido de Cr no puede ser demasiado bajo, puesto que la templabilidad no es reducida. Este efecto, fue estudiado en las curvas de las Figuras 3A-3B y comparado al acero H13 en la Figura 4. Cuantitativamente, la dureza alcanzada después de 0.3 y 0.1°C/s corresponde al acero H13 con alto 635 HV y 521 HV (Figura 4) , mientras que la aleación de Cr de 3% corresponde a 595 HV y 464 HV bajo las mismas condiciones (Figura 3A) . Los cambios de escenario para la aleación de Cr de 4%, que alcanza dureza = H13, en este caso, 696 HV y 523 HV para velocidades de 0.3 y 0.1 °C/s (Figura 3B) . Por lo tanto, el contenido de Cr cerca de Cr de 4% parece ser más interesante. Extremadamente debajo de este valor, en este caso, 3% de Cr o menos, el volumen de bainita y la dureza después de templado puede evitar la aplicación. Así, un contenido de Cr de 3.8% fue seleccionado para el resto de las pruebas, la producción de lingotes a escala piloto y la evaluación de propiedades mecánicas.

EJEMPLO 2 : Efecto del contenido de Al Después de definir una aleación objetivo, cuatro calentamientos (50 kg de lingotes moldeados, sección promedio de 140 mm) fueron producidos y forjados como placas (Tabla 2) con dimensiones de 65mm x 165mm. Los materiales después fueron recocidos después del mismo proceso descrito en el Ejemplo 1 y sus propiedades fueron evaluadas como es discutido abajo.

Los resultados confirmaron los resultados iniciales mostrados en las Figuras 1A-1C y 2A-2C, como se muestra en las Figuras 5A-5B. Así, las aleaciones nuevas pueden alcanzar resultados similares en términos de dureza a 600 °C (Figura 5A) , o incluso mejorarlos, en términos de resistencia a templado, si se comparan al acero H13 (Figura 5B) .

Tabla 2: Lingotes de 50 kg experimentales produjeron las aleaciones de la presente invención (PI) y acero H13.

Otro punto importante puede ser comparado en la Figura 6, en términos de tenacidad. La tenacidad de la aleación' de la presente invención, cuando lleva bajo contenido de Al, es equivalente a la del acero H13. Esto demuestra que el contenido de Si y P bajo de la aleación PI 1 compensa la pérdida de tenacidad probablemente para ocurrir mientras que el contenido de C aumenta en relación al acero H13. La Figura 6 también muestra que la tenacidad' es inversamente proporcional al contenido de Al.

El contenido de Al es responsable de un aumento significativo de dureza después de la nitruración, como se muestra en la Figura 7. Así, para aplicaciones en las cuales la dureza alta de la capa nitrificada es considerada más relevante que la tenacidad (por ejemplo, extrusión de formas sólidas) , la aleación PI 2 llega a ser interesante para tener tenacidad > 200J y dureza extremadamente alta de la capa nitrificada (casi 1400 HV) . La aleación PI 3 no muestra aumentos en términos de la capa nitrificada, pero la tenacidad es mucho más baja.

Por otra parte, en aplicaciones altamente susceptibles a agrietamiento, tal como matrices de extrusión de tubería, la tenacidad puede ser considerada una propiedad principal. Para estos casos, la aleación PI1 parece más apropiada, también mostrando dureza después de la nitruración similar a la del acero H13, alcanzando más de 1000 HV en la superficie, que es la especificación típica para las herramientas de extrusión. Además, como es mostrado previamente en las Figuras 5A-5B, la aleación PI 1 también presenta propiedades de resistencia térmica mejoradas.

Por lo tanto, considerando que las propiedades requeridas para aplicaciones de trabajo en caliente, las aleaciones de la presente invención muestran resultados equivalentes a o mejores que los del acero H13. Tales resultados son absolutamente relevantes para las matrices de extrusión de aleación no ferrosa, por ejemplo, las aleaciones de Al, o matrices de forjado en caliente. La aleación PI 1 ha mejorado la resistencia a templado, pero la dureza después de la nitruración y la tenacidad equivalente al acero H13, mientras que la aleación PI 2 tiene tenacidad más baja, pero resistencia a templado y dureza después de la nitruración significativamente más alta que el acero H13. La aleación se debe seleccionar en base de las propiedades más críticas requeridas para la aplicación. Sin embargo, en todos los casos, las reducciones de costos significativas pueden ser obtenidas debido al contenido de Mo y V bajo de las aleaciones de la presente invención.

Se hace constar que con relación a esta fecha, el mejor método conocido por la solicitante para llevar a la práctica la citada invención, es el que resulta claro de la presente descripción de la invención.

Claims (10)

REIVI DICACIONES Habiéndose descrito la invención como antecede, se reclama como propiedad lo contenido en las · siguientes reivindicaciones :

1. Acero para herramientas de extrusión, caracterizado porque una composición de elementos de aleación comprende, en porcentaje por masa: carbono entre 0.40 y 0.60, silicio debajo de 1.0, fosforo debajo de 0.030, cromo entre 2.5 y 4.5, molibdeno entre 0.5 y 0.7, vanadio entre 0.10 y 1.0, manganeso debajo de 1.0, aluminio entre 0.1 y 1.0, el resto está compuesto de Fe y sustancias deletéreas inevitables.

2. Acero para herramientas de extrusión, caracterizado porque una composición de elementos de aleación que comprende, en porcentaje por masa: carbono entre 0.40 y 0.60, silicio debajo de 0.50, fosforo debajo de 0.030, cromo entre 3.0 y 4.2, molibdeno entre 0.55 y 0.65, vanadio entre 0.30 y 0.8, manganeso debajo de 0.8, aluminio entre 0.2 y 0.80, el resto está compuesto de sustancias deletéreas inevitables.

3. Acero para herramientas de extrusión, caracterizado porque una composición de elementos de aleación consiste esencialmente de, en porciento en masa, carbono entre 0.45 y 0.55, silicio debajo de 0.5, fosforo debajo de 0.030, cromo entre 3.5 y 4.2, molibdeno entre 0.55 y 0.65, vanadio entre 0.30 y 0.50, manganeso debajo de 0.50, aluminio entre 0.4 y 0.60, el resto está compuesto de sustancias deletéreas inevitables .

4. Acero para herramientas de extrusión, de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3, caracterizado porque tiene molibdeno sustituido con tungsteno en una proporción de lMo=2W.

5. Acero para herramientas de extrusión, de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 4, caracterizado porque tiene vanadio sustituido con niobio en una proporción de lV=2Nb o lTi.

6. Acero para herramientas de extrusión, de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 5, caracterizado porque es aplicado a moldes, matrices y herramientas de uso general para formar materiales sólidos y líquidos, a temperatura ambiente o temperaturas a 1300°C.

7. Acero para herramientas de extrusión, de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 6, caracterizado porque es aplicado a herramientas para formar metales a temperaturas entre 300 y 1300°C, en aplicaciones de forjado, extrusión o fundido de aleaciones ferrosas o no ferrosas.

8. Acero para herramientas de extrusión, de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 7, caracterizado porque es aplicado a herramientas de extrusión en caliente no ferrosas, particularmente aleaciones de aluminio, y a matrices de extrusión de tubería o forma sólida.

9. Acero para herramientas de extrusión, de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 8, caracterizado porque es producido para procesos que involucran fundido de lingotes y conformación en caliente y frío, o incluso utilizado con la estructura gruesa de fusión.

10. Acero para herramientas de extrusión, de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 9, caracterizado porque es producido para procesos que involucran fragmentación de metal líquido, tal como metalurgia en polvo, inyección de polvo o los procesos de conformación por aerosol.