ES2282032B1 - Medida del endurecimiento austenitico y prediccion del grano ferritico final de aceros laminados en caliente. - Google Patents
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Abstract
Medida del endurecimiento austenítico y predicción del grano ferrítico final de aceros laminados en caliente. Se presenta un nuevo método de evaluación de las posibilidades de afino del grano ferrítico de una ruta de laminación. La idoneidad de la ruta de procesado elegida queda expresada en función del grado de endurecimiento de la austenita alcanzado durante la laminación, cuantificado a partir del valor de una magnitud denominada ¿tensión acumulada¿. El método de la tensión acumulada reúne las ventajas de proceder de estudios realizados en condiciones análogas a las del proceso industrial y de no requerir de observaciones metalográficas, pues se vale de datos extraídos en ensayos termomecánicos de laboratorio. Se puede concluir que una ruta de laminación debe generar tensiones acumuladas de al menos 40 MPa para así dar lugar a un afino de grano sustancialmente beneficioso para las propiedades mecánicas.
Description
Medida del endurecimiento austenítico y
predicción del grano ferrítico final de aceros laminados en
caliente.
Ingeniería Metalúrgica. Tratamiento
termomecánico de aceros de alta resistencia.
Cuando un acero es laminado en caliente a
temperaturas por debajo de la denominada de
"no-recristalización" (T_{nr}), la
austenita no puede completar su recristalización durante el tiempo
transcurrido entre dos pasadas sucesivas de laminación (conocido
como tiempo interpaso), de modo que va produciéndose un progresivo
endurecimiento de la austenita a medida que se aplican
deformaciones a temperaturas cada vez menores S. F. Medina, V.
López. ["Static Recrystallization in Austenite and its
Influence on Microstructural Changes in C-Mn Steel
and Vanadium Microalloyed Steel at the Hot Strip Mill". ISIJ
International, vol. 33 (1993), 5, 605-614].
En aceros limpios, los lugares más relevantes
para la nucleación de la ferrita (al enfriar por debajo de la
temperatura de transformación de fase A_{r3}) son los
límites de grano austenítico. Para una velocidad de enfriamiento
constante, los granos de ferrita nuclearán más rápido cuando la
transformación de fase parta de una austenita fina, y más aún
cuando la austenita al final de la laminación esté endurecida. En
este último caso, la nucleación de ferrita poligonal por unidad de
volumen de austenita se acelerará debido a diferentes mecanismos
[M. Umemoto, A. Hiramatsu, A. Moriya, T. Watanabe, S. Nanba, N.
Nakajima, G. Anan, Y. Higo. "Computer Modelling of Phase
Transformation from Work-Hardened Austenite".
ISIJ International, vol. 32 (1992), 3,
306-315]:
- -
- Los granos de austenita endurecida adoptan formas alargadas y aplanadas y por tanto cuentan con más superficie por unidad de volumen que los granos recristalizados [M. Umemoto, H. Ohtsuka, I. Tamura. "Transformation to pearlite from work-hardening austenite". Trans. Iron Steel Inst. Jpn. 23, (1983), 775-784]. Además, los límites de estos granos presentan rebordes que hacen disminuir la energía de activación para la nucleación y aumentar la tasa de nucleación por unidad de tiempo y de área de límite de grano [S. Nanba, M. Kitamura, M. Shimada, M. Katsumata, T. Inoue, H. Imamura, Y. Maeda, S. Hattori. "Prediction of Microstructure Distribution in the Through-thickness Direction during and after Hot Rolling in Carbon Steels". ISIJ International, vol. 32 (1992), 3, 377-386; M. Umemoto, H. Ohtsuka, I. Tamura. "Estimation of ferrite grain size formed from work-hardened austenite". Proceedings of THERMEC '88. Iron and Steel Institute of Japan, Tokyo, (1988), 769-776].
- -
- En la austenita deformada se forman lugares adicionales para la nucleación de nuevos granos de ferrita: maclas de recocido, estructuras de deformación, alta densidad de dislocaciones, etc.
Aunque el crecimiento de los nuevos granos
ferríticos es también más rápido cuando la austenita previa está
endurecida [S. Nanba, M. Kitamura, M. Shimada, M. Katsumata, T.
Inoue, H. Imamura, Y. Maeda, S. Hattori. "Prediction of
Microstructure Distribution in the
Through-thickness Direction during and after Hot
Rolling in Carbon Steels". ISIJ International, vol. 32 (1992),
3, 377-386], el considerable incremento en la
tasa de nucleación garantiza que el grano final será
particularmente fino en este caso. Por consiguiente, la evaluación
y cuantificación del estado de endurecimiento de la austenita
durante y al final de la laminación (a temperaturas comprendidas
entre T_{nr} y A_{r3}) son sumamente importantes
cuando se desea estimar las posibilidades de afino de grano
ferrítico final que tendrá una determinada ruta de laminación.
La evolución microestructural de los metales
deformados en caliente está controlada principalmente por el
progreso o inhibición de la recristalización estática durante el
tiempo interpaso. Esta evolución puede seguirse directamente
midiendo la fracción recristalizada mediante observaciones
metalográficas [A. B. Quispe; S. F. Medina; J. M. Cabrera, J. M.
Prado. "Effect of Strain on
Recrystallisation-precipitation interaction in low
vanadium microalloyed steel". Materials Science and Technology,
vol. 15, (1999), 635-642; R. Abad; A. I. Fernández;
B. López; J. M. Rodríguez-Ibabe. "Interaction
between Recrystallization and Precipitation during Multipass Rolling
in a Low Carbon Microalloyed Steel". ISIJ International, vol. 41
(2001), 11, 1373-1382], pero esta técnica es
larga y tediosa. Además, no siempre es posible, por ejemplo en los
aceros de bajo carbono o para bajas temperaturas de temple, donde
los límites de grano de la austenita original se revelan con
dificultad y la distinción entre los granos recristalizados y los
deformados es complicada. La estimación del área de límites de
grano por unidad de volumen (S_{v}) [E. E. Underwood.
"Quantitative Stereology", Ed. Addison-Wesley
(1970), 24; A. Sandberg, W. Roberts. "The influence of
thermomechanical treatment on the continuous-cooling
transformation of austenite in microalloyed steels". Conference
Proceedings Thermomechanical Processing of Microalloyed Austenite;
The Metallurgical Society of AIME, Pittsburgh, Pa., (1982),
405-431; R. Bengochea; B. López; I. Gutiérrez.
"Influence of the Prior Austenite Microstructure on the
Transformation Products Obtained for
C-Mn-Nb Steels after Continuous
Cooling". ISIJ International, vol. 39 (1999), 6,
583-591] requiere igualmente la preparación y
observación metalográfica de probetas del material estudiado.
Debido a estos inconvenientes, la evolución de
la microestructura austenítica durante la laminación en caliente es
a menudo estudiada por técnicas indirectas, como la medida de la
fracción ablandada mediante ensayos termomecánicos de laboratorio de
doble deformación [J. J Jonas, I. Weiss. "Effect of
Precipitation on Recrystallisation in Microalloyed Steels".
Metal Science, vol. 13 (1979), 4, 238-245; O. Kwon,
A. DeArdo. "Interactions Between Recrystallisation and
Precipitation in Hot-Deformed Microalloyed
Steels". Acta Metalurgica, vol. 39 (1991), 4,
529-538; H. L. Andrade, M. G. Akben, J. J. Jonas.
"Effect of Molybdenum, Niobium and Vanadium on Static Recovery
and Recrystallisation and on Solute Strengthening in Microalloyed
Steels". Metallurgical Transactions A, vol. 14 A (1983),
1967-1977]. Con estos ensayos también puede
determinarse la deformación residual o acumulada en sucesivos pasos
[S. F. Medina, V. López. "Static Recrystallization in
Austenite and its Influence on Microstructural Changes in
C-Mn Steel and Vanadium Microalloyed Steel at the
Hot Strip Mill". ISIJ International, vol. 33 (1993), 5,
605-614; R. Bengochea; B. López; I. Gutiérrez.
"Influence of the Prior Austenite Microstructure on the
Transformation Products Obtained for
C-Mn-Nb Steels after Continuous
Cooling". ISIJ International, vol. 39 (1999), 6,
583-591; P. Choquet, A. Le Bon, Ch. Perdrix.
"Mathematical Model for Prediction of Austenite in Hot Rolling
Processes". International Conference on the Strength of Metals
and Alloys, ed. By H. J. McQueen, Montreal, (1985),
1025-1030]. Sin embargo, este método consiste
en la aplicación de dos pasos de deformación, normalmente en
condiciones isotérmicas, lo que difiere de la laminación industrial,
donde se aplican múltiples pasos en condiciones de enfriamiento
continuo.
A la hora de diseñar u optimizar una ruta de
procesado con vistas a potenciar el afino del grano ferrítico, la
deformación aplicada por pasada y el tiempo interpaso serán dos de
las condiciones de laminación del acero que influirán en mayor
medida sobre el grado de endurecimiento de la austenita al final de
la laminación. Se puede concluir que existe la necesidad de
encontrar un método alternativo a la observación metalográfica
convencional que permita por una parte cuantificar el endurecimiento
de la austenita durante y al final de una laminación realizada bajo
una determinada combinación de deformación aplicada y tiempo
interpaso. Por otra parte, este método debería también vincular
este valor de endurecimiento con el tamaño de grano final del
acero.
Se presenta un nuevo método que permite evaluar
las posibilidades de afino del grano ferrítico de una determinada
ruta de laminación (definida específicamente por una combinación de
tiempo interpaso, deformación aplicada por pasada y temperatura
final). La idoneidad de la ruta de procesado elegida queda expresada
en función del grado de endurecimiento de la austenita alcanzado
durante la laminación, cuantificado a partir del valor de una
magnitud que ha sido denominada "tensión acumulada". Las
principales ventajas del método de la tensión acumulada son en
primer lugar la de proceder de estudios realizados en condiciones
de enfriamiento continuo análogas a las del proceso industrial y en
segundo lugar la de no requerir de observaciones metalográficas, ya
que este método se vale de los datos de temperatura, tensión y
deformación extraídos en ensayos termomecánicos de laboratorio.
Gracias a este método se puede concluir que una ruta de laminación
debe generar tensiones acumuladas antes del enfriamiento de al
menos
40 MPa, para así dar lugar a un afino de grano sustancialmente beneficioso para las propiedades mecánicas de aceros microaleados de bajo carbono.
40 MPa, para así dar lugar a un afino de grano sustancialmente beneficioso para las propiedades mecánicas de aceros microaleados de bajo carbono.
Figura 1. Curvas
tensión-deformación correspondientes a una secuencia
de 17 pasos de torsión realizados en las siguientes condiciones:
austenización a 1200ºC, 15 min; \varepsilon = 0,3; tiempo
interpaso \Deltat = 30 s.
Figura 2. Curvas
tensión-deformación correspondientes a una secuencia
de 20 pasos de torsión realizados en las condiciones expuestas.
Figura 3. Dependencia de la tensión media de
fluencia (MFS) frente a la inversa de la temperatura absoluta.
Determinación de la temperatura de
no-recristalización T_{nr}, las
temperaturas de transformación de fase durante el enfriamiento
A_{r3} y A_{r1}, y las regiones
microestructurales del acero durante la laminación en caliente (I,
II, III). Austenización a 1200ºC, 15 min; \varepsilon = 0,3;
tiempo interpaso \Deltat = 30 s [R. Abad; A. I. Fernández; B.
López; J. M Rodríguez-Ibabe. "Interaction between
Recrystallization and Precipitation during Multipass Rolling in a
Low Carbon Microalloyed Steel". ISIJ International, vol. 41
(2001), 11, 1373-1382].
Figura 4. Dependencia de la tensión media de
fluencia (MFS) frente a la inversa de la temperatura absoluta de
acuerdo con las condiciones expuestas. Determinación de la
temperatura de no-recristalización T_{nr},
las temperaturas de transformación de fase durante el enfriamiento
A_{r3} y A_{r1}, y las regiones microestructurales
del acero durante la laminación en caliente (I, II, III, IV).
Figura 5. Dependencia de la tensión media de
fluencia (MFS) frente a la inversa de la temperatura absoluta.
Método de medida del endurecimiento de la austenita entre
T_{nr} y A_{r3} mediante la determinación de la
tensión acumulada (\Delta\sigma).
Figura 6. Relación entre la tensión acumulada a
temperaturas comprendidas entre T_{nr} y A_{r3}
(\Delta\sigma) y el endurecimiento de la austenita.
Figura 7. Evolución de la tensión acumulada en
A_{r3} (\Delta\sigma) frente al tiempo interpaso para
diversos aceros microaleados con Nb o V.
Figura 8. Tamaño de grano ferrítico D\alpha
frente a la tensión acumulada \Delta\sigma.
Figura 9. Dependencia de la tensión media de
fluencia (MFS) frente a la inversa de la temperatura absoluta.
Determinación de la tensión acumulada (\Delta\sigma) para dos
condiciones de deformación diferentes. a) \Deltat = 20 s,
\varepsilon = 0,20; b)
\Deltat = 500 s, \varepsilon = 0,35.
\Deltat = 500 s, \varepsilon = 0,35.
A partir de un ensayo termomecánico de
laboratorio de simulación de laminación en caliente (efectuado por
ejemplo mediante la técnica de torsión en caliente) es posible
trazar curvas tensión-deformación como las de las
figuras 1 [R. Abad; A. I. Fernández; B. López; J. M.
Rodríguez-Ibabe. "Interaction between
Recrystallization and Precipitation during Multipass Rolling in a
Low Carbon Microalloyed Steel". ISIJ International, vol. 41
(2001), 11, 1373-1382] y 2, realizadas en unas
determinadas condiciones de tiempo interpaso (\Deltat) y
deformación aplicada por pasada (\varepsilon). En estas figuras,
el valor de la tensión máxima alcanzada en cada paso muestra con una
buena aproximación aquellos pasos en los que parecen haber ocurrido
cambios que darán lugar a diferentes microestructuras de la
austenita y en su posterior transformación a ferrita. No obstante,
las temperaturas criticas de la laminación (T_{nr},
A_{r3}, A_{r1}) se observan mejor en curvas como
las de las figuras 3 y 4, que representan la tensión media de
fluencia ("Mean Flow Stress MFS") frente a la inversa de la
temperatura absoluta (1/T), de acuerdo con el método propuesto por
Jonas et al. [F. Boratto, R. Barbosa, S. Yue, J. J.
Jonas. "Effect of chemical composition on the critical
temperatures of microalloyed steels". Proceedings of THERMEC
'88. Iron and Steel Institute of Japan, Tokyo, (1988),
383-390]. El valor de MFS se determina
calculando por integración numérica el área bajo la curva
tensión-deformación correspondiente a cada paso y
dividiendo este valor por la deformación aplicada.
A altas temperaturas, la austenita recristaliza
completamente entre pasos y MFS describe una línea recta (I) hasta
llegar a T_{nr}. Para temperaturas menores a
T_{nr}, MFS sigue una recta de mayor pendiente (II) porque
la recristalización de la austenita se ve parcialmente inhibida. En
el caso de los aceros microaleados, esta inhibición se debe
principalmente a la precipitación de carbonitruros de los elementos
microaleantes. El inicio de la formación de ferrita establecido por
A_{r3} se localiza en el punto donde cambia de nuevo la
pendiente y comienza el tramo final de la curva MFS, que puede
asimilarse a una parábola (III, IV) cuyo mínimo correspondería a la
temperatura de transformación eutectoide A_{r1}.
El método presentado parte de la idea de que,
durante su progresivo endurecimiento a temperaturas menores a
T_{nr}, la austenita va acumulando una tensión. La cuantía
de esta tensión acumulada (\Delta\sigma) puede calcularse a
cualquier temperatura comprendida entre T_{nr} y
A_{r3}, midiendo la distancia vertical entre las dos rectas
de regresión de las fases I (recristalización completa) y II
(recristalización incompleta), tal y como muestra la figura 5. El
valor de la tensión acumulada \Delta\sigma es igual al
incremento de tensión comparado con el valor que habría alcanzado
MFS si la recristalización entre pasos hubiese sido completa. El
valor máximo de \Delta\sigma se alcanza en los instantes previos
al comienzo de la transformación \gamma \rightarrow \alpha (T
= A_{r3}). Si la austenita recristaliza completamente
entre pasos hasta alcanzar A_{r3} no existirá
T_{nr}, por lo que solo habrá una línea de regresión y
\Delta\sigma tomará un valor nulo.
Además de por el incremento de la tensión media
de fluencia (MFS) en ensayos de laboratorio, la tensión acumulada
también puede ser determinada registrando los valores alcanzados
por la fuerza aplicada en los rodillos de laminación durante el
propio proceso industrial. La tensión aplicada y la fuerza de
laminación están relacionadas por ecuaciones como la de
Alexander-Ford [H. Ford, J. M. Alexander.
"Simplified Hot Rolling Calculations". Journal of the
Institute of Metals, vol. 92, (1963-64),
397-404], de modo que a partir de ambas
magnitudes puede evaluarse de una manera sencilla y precisa las
posibilidades que tiene una ruta de laminación concreta de afinar el
grano ferrítico y calcularse en ultima instancia los incrementos
previstos en el límite elástico o la reducción de la temperatura de
transición dúctil-frágil del acero.
Las micrografías de la figura 6 permiten
comprobar que existe una relación directa entre el valor de la
tensión acumulada y el endurecimiento de la austenita. Por encima
de T_{nr}., la aplicación de deformaciones provoca un afino
del grano austenítico y el valor de \Delta\sigma permanece
nulo. Sin embargo, a medida que se aplican pasos por debajo de
T_{nr}, la austenita se va endureciendo, sus granos se van
alargando y aplastando y el valor de \Delta\sigma aumenta.
En la figura 7 se muestra la evolución de la
tensión acumulada en A_{r3} para una serie de aceros y
diversas condiciones de laminación. Toda vez que la figura 6 ha
ilustrado cómo el método de la tensión acumulada aquí presentado
sirve para cuantificar el endurecimiento de la austenita durante su
tratamiento termomecánico, la figura 7 ayuda a precisar aquellas
condiciones de laminación que favorecen la obtención de una
austenita endurecida al final de la laminación, momentos antes del
comienzo de la formación de ferrita. Así, puede apreciarse como en
todos los casos un aumento del tiempo interpaso o de la deformación
aplicada por pasada provocan un descenso del valor de
\Delta\sigma en A_{r3}, es decir, un menor
endurecimiento de la austenita al final de la laminación, en los
instantes previos al comienzo del enfriamiento.
Por ultimo, la figura 8 relaciona los valores de
\Delta\sigma alcanzados antes del enfriamiento con el tamaño de
grano ferrítico medido tras este enfriamiento. Gracias a esta
gráfica puede comprobarse como la determinación del valor de
\Delta\sigma supone también una vía novedosa para estimar las
posibilidades de afino del grano ferrítico que tiene una
determinada ruta de laminación, pues siempre se cumple que a mayor
valor de \Delta\sigma más fino es el grano ferrítico. En este
sentido, puede concluirse que para conseguir un afino de grano
ferrítico apreciable que lleve a una mejora sustancial de las
propiedades mecánicas, las condiciones de laminación deben conducir
a tensiones acumuladas antes del enfriamiento no menores de 40 MPa.
Para ello, deberán aplicarse durante la laminación de chapa tiempos
interpaso cortos (\Deltat < 20 s) y bajas deformaciones por
pasada (\varepsilon = 0.20).
En definitiva, la tensión acumulada
\Delta\sigma (medida directamente y de una manera sencilla
sobre las curvas de MFS frente a la inversa de la temperatura), es
un método innovador de evaluación del endurecimiento de la
austenita a una temperatura cualquiera de final de laminación y
bajo diferentes condiciones de tiempo interpaso y deformación por
pasada. Asimismo, el valor de \Delta\sigma presenta la novedad
de poder cuantificar las posibilidades de afino de grano ferrítico
de una ruta de laminación en caliente, y todo ello sin necesidad de
realizar estudios metalográficos y en condiciones de estudio
análogas a las de la laminación industrial. Gracias al método
presentado puede concluirse que para obtener un afino de grano
ferrítico que dé lugar a una mejora apreciable de las propiedades
mecánicas de resistencia y tenacidad, la tensión acumulada en la
austenita justo antes de comenzar el enfriamiento debe ser mayor de
40 MPa.
La figura 9 muestra el aspecto de dos curvas
MFS-1/T correspondientes a dos laminaciones
realizadas en el mismo acero microaleado al Nb bajo dos condiciones
de deformación diferentes. La utilización de un tiempo interpaso de
20 s y una deformación por pasada \varepsilon = 0,20 genera una
tensión acumulada a 825 C \Delta\sigma = 52 MPa (figura 9a).
Esta magnitud es igual a la longitud del segmento vertical
comprendido entre las dos rectas de regresión de las fases I
(recristalización completa) y II (recristalización incompleta). Sin
embargo, el aumento del tiempo interpaso a 500 s y de la
deformación por pasada a 0,35 (figura 9b) provoca que la
recristalización de la austenita entre pasadas de laminación sea
completa hasta alcanzar A_{r3}, de modo que
\Delta\sigma toma un valor nulo. Gracias a la curva de la
figura 8 puede esperarse que la ruta de procesado mostrada en la
figura 9a generará un afino de grano ferrítico considerablemente
más intenso que el asociado con la de la figura 9b. En concreto, la
diferencia entre los tamaños medios de grano en el primer y segundo
caso será de unos 6 \mum. De acuerdo con las ecuaciones conocidas
[F. B. Pickering. Physical Metallurgy and the Design of Steels.
Cap. 4. Ed. Science Publishers Ltd. Londres, (1978):
66-88], se puede concluir que la reducción del
tiempo interpaso hasta 20 s y de la deformación por pasada hasta
0,20 provoca una elevación del valor del limite elástico en 100 MPa
y una disminución de la temperatura de transición
dúctil-frágil de 67ºC.
Claims (4)
1. Medida del endurecimiento austenítico que
simula la laminación en caliente de aceros microaleados de bajo
carbono por método gráfico caracterizado por realizarse en
condiciones de enfriamiento continuo, mediante las curvas de
tensión media de fluencia (MFS) frente a la inversa de la
temperatura absoluta obtenidas en ensayos termomecánicos de
laboratorio.
2. Medida del endurecimiento austenítico que
simula la laminación en caliente de aceros microaleados de bajo
carbono por método gráfico de acuerdo a la reivindicación 1,
caracterizado por controlar la deformación aplicada por
pasada por debajo de 0.2.
3. Medida del endurecimiento austenítico que
simula la laminación en caliente de aceros microaleados de bajo
carbono por método gráfico a la reivindicación 1 y 2
caracterizado por controlar el tiempo de interpaso inferior
a
20 s.
20 s.
4. Método de predicción del grano ferrítico
final de aceros laminados en caliente según reivindicaciones 1 a 3
caracterizado por el control del tamaño del grano por debajo
de 5 \mum.
Priority Applications (1)
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|---|---|---|---|
| ES200503236A ES2282032B1 (es) | 2005-12-29 | 2005-12-29 | Medida del endurecimiento austenitico y prediccion del grano ferritico final de aceros laminados en caliente. |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| ES200503236A ES2282032B1 (es) | 2005-12-29 | 2005-12-29 | Medida del endurecimiento austenitico y prediccion del grano ferritico final de aceros laminados en caliente. |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| ES2282032A1 ES2282032A1 (es) | 2007-10-01 |
| ES2282032B1 true ES2282032B1 (es) | 2008-09-16 |
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| ES200503236A Expired - Fee Related ES2282032B1 (es) | 2005-12-29 | 2005-12-29 | Medida del endurecimiento austenitico y prediccion del grano ferritico final de aceros laminados en caliente. |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| ES (1) | ES2282032B1 (es) |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4840051A (en) * | 1987-06-01 | 1989-06-20 | Ipsco Inc. | Steel rolling using optimized rolling schedule |
-
2005
- 2005-12-29 ES ES200503236A patent/ES2282032B1/es not_active Expired - Fee Related
Non-Patent Citations (2)
| Title |
|---|
| D.Q. BAI et al. Effect of deformation parameters on the no- recrystallization temperature in Nb-bearing steels. Octubre 1993. Metallurgical and Materials Transactions A. Octubre 1993, vol. 24, número 10, páginas 2151-2159. * |
| M. GOMEZ et al. Evolution of Austenite Microstructure and Precipitation State during Hot Rolling of a Nb-Microalloyed Steel. Materials Science Forum. 2003. Vols. 426-432, páginas 1535-1540. \\ A 3,4 * |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| ES2282032A1 (es) | 2007-10-01 |
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