ES2352788T3 - Acero martensítico endurecido con bajo o nulo contenido de cobalto, procedimiento de fabricación de una pieza a partir de este acero y pieza así obtenida. - Google Patents
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Abstract
Acero caracterizado porque su composición es, en porcentajes ponderales: - C = 0,20-0.30% - Co = trazas - 1% - Cr = 2-5% - Al = 1-2% - Mo + W/2 = 1-4% - V = trazas - 0,3% - Nb = trazas - 0,1% - B = trazas - 30 ppm - Ni = 11-16% con Ni >=q 7 +3,5 Al - Si = trazas - 1,0% - Mn = trazas - 2,0% - Ca = trazas - 20 ppm - Tierras raras = trazas - 100 ppm - Si N <=q 10 ppm, Ti + Zr/2 = trazas - 100 ppm con Ti + Zr /2 <=q 10N - Si 10 ppm < N <=q 20 ppm, Ti + Zr /2 = trazas - 150 ppm - O = trazas - 50 ppm - N = trazas - 20 ppm - S = trazas - 20 ppm - Cu = trazas - 1% - P = trazas - 200 ppm siendo el resto hierro y unas impurezas inevitables que resultan de la elaboración.
Description
Acero martensítico endurecido con bajo o nulo
contenido de cobalto, procedimiento de fabricación de una pieza a
partir de este acero y pieza así obtenida.
La presente invención se refiere a un acero
martensítico endurecido por un sistema dúplex, es decir por una
precipitación de compuestos intermetálicos y de carburos obtenida
gracias a una composición del acero y un tratamiento térmico de
envejecimiento apropiados.
Este acero propone:
- -
- una resistencia mecánica muy alta, pero al mismo tiempo una tenacidad y una ductilidad elevadas, dicho de otro modo, una baja sensibilidad a la rotura frágil; esta resistencia muy alta subsiste en caliente, hasta unas temperaturas del orden de 400ºC;
- -
- buenas propiedades en fatiga, lo cual implica en particular la ausencia de inclusiones nocivas tales como unos nitruros y unos óxidos; esta característica se debe obtener mediante una composición apropiada y unas condiciones de elaboración del metal líquido cuidadosas.
\vskip1.000000\baselineskip
Además, es cementable, nitrurable o
carbonitrurable, de manera que se pueda endurecer su superficie para
conferirle una buena resistencia a la abrasión y en rozamiento
lubrificado.
Las aplicaciones previsibles de este acero
interesan a todos los campos de la mecánica donde se requieren unas
piezas de estructura o de transmisión que deben combinar cargas muy
grandes, bajo solicitaciones dinámicas y en presencia de
calentamiento inducido o circundante. Se citará, de manera no
exhaustiva, los árboles de transmisión, los árboles de caja de
velocidades, los ejes de rodamientos, etc.
La demanda de una excelente resistencia mecánica
en caliente impide utilizar, en ciertas aplicaciones, los aceros al
carbono o los aceros denominados "débilmente aleados" cuya
resistencia se degrada a partir de 200ºC. Además, la tenacidad de
estos aceros ya no es generalmente satisfactoria cuando son tratados
para unos niveles de resistencia mecánica superiores a 2.000 MPa, y,
de manera general, su límite elástico "verdadero" es muy
inferior a su resistencia máxima medida en el ensayo de tracción: el
límite elástico es por tanto un criterio dimensionante que resulta
penalizante en este caso. Se pueden entonces utilizar los aceros
maraging, cuyo límite elástico está notablemente más próximo a su
valor máximo de resistencia a la tracción, que tienen una
resistencia satisfactoria hasta 350-400ºC, y que
ofrecen también una buena tenacidad para los niveles muy altos de
resistencia mecánica. Pero estos aceros maraging contienen bastante
sistemáticamente unos contenidos elevados de níquel, cobalto y
molibdeno, elementos que son costosos y que están sujetos a unas
variaciones notables de su coste en el mercado de las materias
primas. Contienen también titanio, utilizado por su alta
contribución al endurecimiento secundario, pero que está
principalmente en cuestión en el descenso del comportamiento en
fatiga de los aceros maraging debido al nitruro TiN, del cual es
casi imposible evitar la formación cuando tiene lugar la elaboración
de aceros que contienen incluso solamente algunas décimas de
porcentaje.
Se ha propuesto en el documento
US-A-5.393.388 una composición de
acero con endurecimiento secundario sin adición de titanio, que
prevé mejorar el comportamiento en caliente y sobre todo mejorar las
propiedades en fatiga, la ductilidad y la tenacidad. Esta
composición adolece del inconveniente de exigir un contenido de Co
elevado (8 a 16%), lo cual hace el acero muy costoso. (NB: en el
presente texto, todos los contenidos de los diferentes elementos
están expresados en % ponderales).
En el documento
WO-A-2006/114499, se ha propuesto
una composición de acero martensítico endurecido y una sucesión de
tratamientos térmicos optimizada adaptada a esta composición que,
con respecto a la técnica anterior, representada por el documento
US-A-5.393.488, presentaba la
ventaja de exigir sólo un contenido más reducido de cobalto, o sea
entre 5 y 7%. Ajustando los contenidos de los otros elementos y los
parámetros de los tratamientos térmicos en consecuencia, ha sido
posible obtener unas piezas que proponen un conjunto de propiedades
mecánicas muy satisfactorias, en particular para las aplicaciones
aeronáuticas. Éstas son, en particular, una resistencia a la
tracción en frío comprendida entre 2.200 MPa y 2.350 MPa, una
ductilidad y una resiliencia por lo menos iguales a las de los
mejores aceros de alta resistencia, y en caliente (400ºC) una
resistencia a la tracción del orden de 1.800 Mpa, así como unas
propiedades de fatiga óptimas.
Este acero se denomina "de endurecimiento
dúplex", puesto que su endurecimiento se obtiene por la
precipitación endurecedora simultánea de compuestos intermetálicos y
de carburos del tipo M_{2}C.
Sin embargo, este acero contiene siempre unas
cantidades de cobalto relativamente importantes. Siendo este
elemento de todas maneras oneroso y siendo su precio susceptible de
sufrir fluctuaciones importantes en el mercado de las materias
primas, sería importante encontrar unos medios de reducir aún más
sustancialmente su presencia, en particular en los materiales
destinados unas aplicaciones mecánicas más corrientes que las
aplicaciones
aeronáuticas.
aeronáuticas.
El objetivo de la invención es proponer un acero
susceptible de ser utilizado, en particular, para fabricar unas
piezas mecánicas tales como unos árboles de transmisión, o unos
elementos de estructura, que presentan una resistencia mecánica en
caliente aún mejorada pero también unas propiedades en fatiga y una
fragilidad siempre adaptadas a estos usos. Este acero debería
también tener un coste de producción más bajo que los aceros más
rentables conocidos actualmente para estos usos, gracias, en
particular, a un contenido de cobalto significativamente más
reducido.
Con este fin, la invención tiene por objeto un
acero caracterizado porque su composición es, en porcentajes
ponderales:
- C = 0,20-0,30%
- Co = trazas - 1%
- Cr = 2-5%
- Al = 1-2%
- Mo + W/2 = 1-4%
- V = trazas - 0,3%
- Nb = trazas - 0,1%
- B = trazas - 30 ppm
- Ni = 11-16% con Ni \geq 7
+3,5 Al
- Si = trazas - 1,0%
- Mn = trazas - 2,0%
- Ca = trazas - 20 ppm
- Tierras raras = trazas - 100 ppm
- si N \leq 10 ppm, Ti + Zr/2 = trazas - 100
ppm con Ti + Zr/2 \leq 10N
- si 10 ppm < N \leq 20 ppm, Ti + Zr /2 -
trazas - 150 ppm
- O = trazas - 50 ppm
- N = trazas - 20 ppm
- S = trazas - 20 ppm
- Cu = trazas - 1%
- P = trazas - 200 ppm
\vskip1.000000\baselineskip
siendo el resto hierro y unas impurezas
inevitables que resultan de la elaboración.
Contiene preferentemente C =
0,20-0,25%
Contiene preferentemente Cr =
2-4%
Contiene preferentemente Al =
1-1,6%, mejor 1,4-1,6%
Contiene preferentemente Mo \geq 1%
Contiene preferentemente Mo + W/2 =
1-2%
Contiene preferentemente V =
0,2-0,3%
Contiene preferentemente Ni =
12-14% con Ni\geq 7 + 3,5 Al
Contiene preferentemente Nb = trazas - 0,05%
Contiene preferentemente Si = trazas - 0,25%
mejor trazas - 0,10%
Contiene preferentemente O = trazas - 10 ppm
Contiene preferentemente N = trazas - 10 ppm
Contiene preferentemente S = trazas - 10 ppm
mejor trazas - 5 ppm
Contiene preferentemente P = trazas - 100
ppm
\vskip1.000000\baselineskip
Su temperatura de transformación martensítica Ms
medida es preferentemente superior o igual a 100ºC.
Su temperatura de transformación martensítica Ms
medida puede ser superior o igual a 140ºC.
La invención tiene asimismo por objeto un
procedimiento de fabricación de una pieza de acero, caracterizado
porque comprende las etapas siguientes que preceden al acabado de la
pieza que le proporciona su forma definitiva:
- la preparación de un acero que tiene la
composición anterior;
- por lo menos una operación de conformado de
este acero;
- un revenido de ablandado a
600-675ºC durante 4 a 20 h seguido de un enfriado al
aire;
- una puesta en solución a
900-1.000ºC durante por lo menos 1 h, seguida por un
enfriado en aceite o al aire suficientemente rápido para evitar la
precipitación de carburos intergranulares en la matriz de
austenita;
- un envejecimiento de endurecimiento a
475-600ºC, preferentemente de
490-525ºC durante 5-20 h.
\vskip1.000000\baselineskip
Comprende además preferentemente un tratamiento
criogénico a -50ºC o más bajo, preferentemente a -80ºC o más bajo,
para transformar toda la austenita en martensita, siendo la
temperatura inferior a 150ºC o más con Ms medida, durando por lo
menos uno de dichos tratamientos por lo menos 4 h y como máximo 50
h.
Comprende además preferentemente un tratamiento
de ablandado de la martensita bruta de temple efectuado a
150-250ºC durante 4-16 h, seguido
por un enfriado al aire quieto.
La pieza sufre asimismo preferentemente una
cementación o una nitruración o una carbonitruración.
La nitruración se puede efectuar cuando tiene
lugar un ciclo de envejecimiento.
Preferentemente se efectúa entonces entre 490 y
525ºC durante 5 a 100 h.
Dicha nitruración o cementación o
carbonitruración puede ser efectuada cuando tiene lugar un ciclo
térmico previamente o simultáneamente con dicha puesta en
solución.
La invención tiene asimismo por objeto una pieza
mecánica o pieza para elemento de estructura, caracterizada porque
está fabricada según el procedimiento anterior.
Puede tratarse en particular de un árbol de
transmisión de motor, o de un dispositivo de suspensión de motor o
de un elemento de tren de aterrizaje o de un elemento de caja de
velocidades o de un eje de rodamiento.
Como se habrá comprendido, la invención se basa
en primer lugar en una composición de acero que se distingue de la
técnica anterior representada por el documento
WO-A-2006/114499 en particular por
un contenido de Co muy bajo, que no sobrepasa 1%, y que puede estar
típicamente limitada a las trazas que resultan inevitablemente de la
elaboración. Los contenidos de los otros elementos de aleación
significativamente presentes más corrientes solo están poco
modificados, pero algunos contenidos en impurezas deben ser
controlados con cuidado.
Esta posibilidad de prescindir totalmente de la
habitual adición de cobalto en unos aceros martensíticos de la clase
de los de la invención es un resultado particularmente sorprendente.
El acero según la invención ya no contiene por tanto cantidades
importantes de elementos de adición costosos, aparte del níquel cuyo
contenido no aumenta sin embargo con respecto a la técnica anterior.
Solamente es necesario tener un cuidado particular cuando tiene
lugar la elaboración con una limitación del contenido de nitrógeno a
20 ppm como máximo para evitar en tanto sea posible la formación de
nitruros de aluminio. Los contenidos máximos de titanio y circonio
deben también ser limitados en consecuencia para evitar que formen
nitruros con el nitrógeno residual.
Estos aceros tienen una diferencia plástica
(diferencia entre resistencia a la rotura R_{m} y la resistencia
al alargamiento R_{p0,2}) intermedia entre la de los aceros al
carbono y de los maragings. Para estos últimos, la diferencia es muy
pequeña, proporcionando un límite elástico elevado, pero una rotura
rápida en cuanto es franqueado. Los aceros de la invención tienen,
desde este punto de vista, unas propiedades ajustables por la
proporción de las fases endurecedoras y/o del carbono.
El acero de la invención puede ser mecanizado en
estado templado, con unas herramientas adecuadas con una dureza de
45 HRC. Es intermedio entre los maragings (mecanizables brutos de
temple puesto que tienen una martensita blanda con bajo carbono) y
los aceros al carbono que deben ser mecanizados esencialmente en
estado recocido.
En los aceros de la clase de los de la
invención, se realiza un endurecimiento "dúplex", es decir,
obtenido conjuntamente por unos intermetálicos del tipo
\beta-NiAl y por unos carburos del tipo M_{2}C,
en presencia de austenita de inversión formada/estabilizada por un
enriquecimiento en níquel obtenido por difusión cuando tiene lugar
el envejecimiento de endurecimiento, que da ductilidad a la
estructura por formación de una estructura sándwich (algunos % de
austenita estable y dúctil entre los listones de la martensita
endurecida).
Es preciso evitar formar unos nitruros, de Ti,
de Zr y de Al en particular, que son fragilizantes: deterioran la
tenacidad y el comportamiento en fatiga. Como estos nitruros pueden
precipitar desde unos contenidos de 1 a algunas ppm de N en
presencia de Ti, Zr y/o Al, y los medios de elaboración
convencionales permiten difícilmente alcanzar menos de 5 ppm de N,
el acero de la invención respeta las reglas siguientes.
\global\parskip0.900000\baselineskip
Se limita en principio cualquier adición de Ti
(máximo permitido: 100 ppm), y se limita N tanto como sea posible.
Según la invención, el contenido de N no debe sobrepasar 20 ppm y,
mejor, 10 ppm, y el contenido de Ti no debe sobrepasar 10 veces el
contenido de N.
Sin embargo, una adición proporcionada de
titanio al final de la elaboración en el horno bajo vacío es
previsible con vistas a fijar el nitrógeno residual y, así, evitar
la precipitación nociva del nitruro AlN. Como es preciso, sin
embargo, evitar la formación del nitruro TiN en fase líquida, puesto
que resulta basto (de 5 a 10 \mum o más), la adición de titanio
sólo puede ser practicada para un contenido residual máximo de
nitrógeno de 10 ppm en el metal líquido, y siempre sin sobrepasar 10
veces este valor residual de nitrógeno. Por ejemplo, para un
contenido final de 8 ppm de N al final de la elaboración, el
contenido límite de la adición eventual de titanio es de 80 ppm.
Se puede reemplazar parcialmente o totalmente el
Ti por Zr, comportándose estos dos elementos de forma bastante
comparable. Estando sus masas atómicas en una relación de 2, si se
añade Zr además o en lugar del Ti, es preciso razonar sobre la suma
Ti + Zr/2 y decir que, al mismo tiempo que N \leq 10 ppm,
- Ti + Zr/2 debe siempre ser \leq 100 ppm;
- y que Ti + Zr/2 debe ser \leq 10 N.
\vskip1.000000\baselineskip
En el caso en que el contenido de N es superior
a 10 ppm e inferior o igual a 20 ppm, Ti y Zr deben considerarse
como unas impurezas a evitar, y la suma Ti + Zr/2 no debe sobrepasar
150 ppm.
La adición eventual de tierras raras, al final
de la elaboración, puede contribuir también a fijar una fracción de
N, además de S y O. En este caso, es preciso asegurarse de que el
contenido residual de tierras raras queda inferior a 100 ppm y
preferentemente menor de 50 ppm, puesto que estos elementos
fragilizan el acero cuando están presentes más allá de estos
valores. Se cree que los oxinitruros de tierras raras (por ejemplo
de La) son menos nocivos que los nitruros de Ti o Al, debido a su
forma globular que les haría menos susceptibles de constituir unos
inicios de ruptura de fatiga. Se tiene por lo menos interés en dejar
subsistir lo menos posible de estas inclusiones en el acero, gracias
a las técnicas de elaboración cuidadosas clásicas.
Se puede llevar a cabo un tratamiento al calcio
con vistas a completar la desoxidación/desulfuración del metal
líquido. Este tratamiento se realiza preferentemente con las
eventuales adiciones de Ti, Zr o tierras raras.
El carburo M_{2}C de Cr, Mo, W y V que
contiene muy poco Fe es privilegiado por sus propiedades
endurecedoras y no fragilizantes. El carburo M_{2}C es metaestable
con respecto a los carburos de equilibrio M_{7}C_{3} y/o
M_{6}C y/o M_{23}C_{6}. Es estabilizado por Mo y W. La suma
del contenido de Mo y de la mitad del contenido en W debe ser de por
lo menos 1%. No es preciso sin embargo sobrepasar Mo+W/2 = 4% para
no deteriorar la forjabilidad (o la deformabilidad en caliente en
general) y no formar unos intermetálicos de la fase \mu de tipo
Fe_{7}Mo_{6}, que es una de las fases endurecedoras esenciales
de los aceros maraging clásicos pero no se desea en el acero de la
invención. Preferentemente, Mo + W/2 está comprendido entre 1 y 2%.
Es también para evitar la formación de carburos de Ti no
endurecedores y susceptibles de fragilizar las juntas de granos por
lo que se requiere una limitación imperativa a 100 ppm del contenido
de Ti en los aceros según la invención.
Cr y V son unos elementos que activan la
formación de los carburos "metaestables".
V forma también unos carburos de tipo MC,
estables hasta las temperaturas de puesta en solución, que
"bloquean" las juntas de granos y limitan el crecimiento de los
granos cuando tienen lugar los tratamientos térmicos a alta
temperatura. No es preciso sobrepasar V = 0,3% para no fijar
demasiado C en unos carburos de V, cuando tiene lugar el ciclo de
puesta en solución, en detrimento del carburo M_{2}C de Cr, Mo, W,
V de los cuales se busca la precipitación cuando tiene lugar el
ciclo de envejecimiento ulterior. Preferentemente el contenido de V
está comprendido entre 0,2 y 0,3%.
La presencia de Cr (por lo menos 2%) permite
disminuir el porcentaje de carburos de V e incrementar el porcentaje
de M_{2}C. Es preciso no sobrepasar 5% para no favorecer demasiado
la formación de los carburos estables, en particular
M_{23}C_{6}. Preferentemente no se sobrepasa 4% de Cr para
asegurar mejor la ausencia de M_{23}C_{6} y no rebajar demasiado
la temperatura Ms de inicio de transformación martensítica.
La presencia de C favorece la aparición de
M_{2}C con respecto a la fase \mu. Pero un contenido excesivo
causa unas segregaciones, un descenso de Ms y produce dificultades
cuando tiene lugar la fabricación a escala industrial: sensibilidad
a las grietas (fisuraciones superficiales cuando tiene lugar un
enfriado rápido), mecanizabilidad difícil de una martensita
demasiado dura en estado bruto de temple, etc. Su contenido debe
estar comprendido entre 0,20 y 0,30%, preferentemente entre 0,20 y
0,25% para no conferir a la pieza una dureza demasiado elevada que
podría necesitar un mecanizado en estado recocido. La capa
superficial de las piezas podrá ser enriquecida en C por
cementación, nitruración o carbonitruración si se requiere una
dureza muy grande en las aplicaciones previstas.
Co retarda la restauración de las dislocaciones
y, por tanto, ralentiza los mecanismos de sobreenvejecimiento en
caliente en la martensita. Se pensaba que permitía así conservar una
resistencia a la tracción en caliente elevada. Pero por otra parte,
se sospechaba que, como el Co favorece la formación de la fase \mu
citada que es la que endurece los aceros maraging de la técnica
anterior al
Fe-Ni-Co-Mo, su
presencia masiva contribuía a disminuir la cantidad de Mo y/o de W
disponible para formar unos carburos M_{2}C que contribuyen al
endurecimiento según el mecanismo que se quiere favorecer.
Por otra parte, el cobalto eleva un poco la
temperatura de transición dúctil/frágil, lo cual no es favorable, en
particular en unas composiciones con contenidos de níquel más bien
bajos, mientras que, contrariamente a lo cual ha podido ser
constatado en otros aceros, el cobalto no eleva de forma evidente el
punto de transformación Ms de las composiciones de la invención y no
tiene por tanto interés manifiesto tampoco en este plano.
El contenido de Co (5 a 7%) propuesto en los
aceros del documento
WO-A-2006/144499, en combinación
con los contenidos de los otros elementos, resultaba de la búsqueda
de un compromiso entre estas diversas ventajas e inconvenientes.
Sin embargo, los inventores han constatado que
contrariamente a los prejuicios en vigor de los metalúrgicos
especialistas del campo de la invención, la presencia de cobalto no
era indispensable para la obtención, en particular, de una
resistencia mecánica elevada en los aceros maraging de
endurecimiento dúplex. Su ausencia puede, incluso, presentar la
ventaja de ofrecer un mejor compromiso entre la resistencia a la
tracción Rm y la tenacidad Kv. Pero debe ir emparejada con unas
tolerancias ajustadas sobre los contenidos de ciertas impurezas, y
preferentemente con un ajuste de los contenidos de ciertos elementos
que garantizan una temperatura Ms medida suficientemente
elevada.
Ni y Al están ligados en la invención, en la que
Ni debe ser \geq 7 + 3,5 Al. Son los dos elementos esenciales que
participan en buena parte del endurecimiento por envejecimiento,
gracias a la precipitación de la fase intermetálica nanométrica de
tipo B2 (NiAl por ejemplo). Es esta fase la que confiere una gran
parte de la resistencia mecánica en caliente, hasta aproximadamente
400ºC. El níquel es también el elemento que reduce la fragilidad por
escisión puesto que rebaja la temperatura de transición
dúctil/frágil de las martensitas. Si Al es demasiado elevado con
respecto a Ni, la matriz martensítica está demasiado empobrecida en
Níquel a consecuencia de la precipitación del precipitado
endurecedor NiAl cuando tiene lugar el envejecimiento. Esto es
perjudicial para los criterios de tenacidad y de ductilidad, puesto
que el descenso del contenido de níquel en la fase martensítica
conduce a una elevación de su temperatura de transición
dúctil/frágil, por tanto a su fragilización a unas temperaturas
próximas a la del ambiente. Además, el níquel favorece la formación
de austenita de reversión y/o estabiliza la fracción de austenita
residual (eventualmente presente), cuando tiene lugar el ciclo de
envejecimiento. Estos mecanismos son favorables a los criterios de
ductilidad y de tenacidad, pero también de estabilidad estructural
del acero. Si la matriz envejecida está demasiado empobrecida en
níquel, estos mecanismos virtuales disminuyen o se inhiben: ya no
hay más potencial de austenita de reversión. A la inversa, si se
tiene demasiado Ni, se reduce exageradamente el porcentaje de fase
endurecedora de tipo NiAl exagerando el porcentaje de austenita de
reversión en la cual Al queda ampliamente en solución.
Al final del temple, no es preciso tener
austenita residual (<3%), y es preciso encontrarse de nuevo con
una estructura esencialmente martensítica. Con este fin, es preciso
ajustar las condiciones del temple, en particular la temperatura de
final de enfriado, y también la composición del acero. Esta última
determina la temperatura Ms del inicio de transformación
martensítica que, según la invención, debe preferentemente
permanecer igual o superior a 140ºC si no se practica ningún ciclo
criogénico, y debe preferentemente ser igual o superior a 100ºC si
se practica un ciclo criogénico.
Ms se calcula habitualmente según la fórmula
clásica de la bibliografía: Ms = 550-350 x C% - 40 x
Mn% - 17 x Cr% - 10 x Mo% - 17 x Ni% - 8 x V% - 35 x W% - 10 x Cu% -
10 x Co% + 30 x Al%ºC. Sin embargo, la experiencia muestra que esta
fórmula sólo es muy aproximativa, en particular porque los efectos
de Co y de Al son muy variables de un tipo de acero a otro. Para
saber si un acero está de acuerdo o no con la invención, es preciso
por tanto basarse en unas mediciones de la temperatura Ms real,
efectuadas por ejemplo por dilatometría como es habitual. El
contenido de Ni es una de las variantes de ajuste posibles de
Ms.
\global\parskip1.000000\baselineskip
La temperatura de final de enfriado después del
temple debe ser inferior a Ms real - 150ºC, preferentemente inferior
a Ms real -200ºC, con el fin de asegurar una plena transformación
martensítica del acero. Para las composiciones más enriquecidas en C
y Ni en particular, esta temperatura de final de enfriado se puede
obtener a consecuencia de un tratamiento criogénico aplicado
inmediatamente a continuación de un enfriado a temperatura ambiente
desde la temperatura de puesta en solución. Se puede también aplicar
el tratamiento criogénico no a partir de la temperatura ambiente,
sino después de un temple isotérmico que se termina a una
temperatura un poco superior a Ms, preferentemente entre Ms y Ms +
50ºC. La velocidad global de enfriado debe ser lo más elevada
posible de manera que evite los mecanismos de estabilización de la
austenita residual rica en carbono. Sin embargo, no siempre es muy
útil buscar unas temperaturas criogénicas inferiores a -100ºC puesto
que la agitación térmica de la estructura puede resultar
insuficiente para producir la transformación martensítica. De manera
general, es preferible que el valor Ms del acero sea superior o
igual a 100ºC si se aplica un ciclo criogénico, y superior o igual a
140ºC en ausencia de este ciclo criogénico. La duración del ciclo
criogénico, si es necesario, está comprendida entre 4 y 50 horas,
preferentemente entre 4 y 16 horas, y aún más preferentemente entre
4 y 8 horas. Se pueden practicar varios ciclos criogénicos, siendo
esencial que por lo menos uno de ellos tenga las características
citadas.
Se debe tener Al =1-2%,
preferentemente 1-1,6%, mejor
1,4-1,6% y Ni = 11- 16%, siendo Ni \geq 7 + 3,5
Al. Idealmente se tiene 1,5% de Al y 12-14% de Ni.
Estas condiciones favorecen la presencia de NiAl lo cual aumenta la
resistencia a la tracción R_{m}, por tanto se constata también que
no se deteriora demasiado por la ausencia de Co si se reúnen las
otras condiciones de la invención. El límite elástico R_{p0,2}
está influido de la misma manera que R_{m}.
Con respecto a los aceros conocidos a partir del
documento US-A-5.393.388, en el que
se busca una presencia elevada de austenita de reversión para tener
una ductilidad y una tenacidad elevada, los aceros de la clase de la
invención privilegian la presencia de las fases endurecedoras B2, en
particular NiAl, para obtener una resistencia mecánica elevada en
caliente. El respeto de las condiciones sobre Ni y Al que se han
proporcionado asegura un contenido potencial suficiente de austenita
de reversión para conservar una ductilidad y una tenacidad
convenientes para las aplicaciones previstas.
Es posible añadir B, pero no más de 30 ppm para
no degradar las propiedades del acero.
También es posible añadir Nb para controlar el
tamaño de los granos cuando tiene lugar un forjado u otra
transformación en caliente, con un contenido que no sobrepase 0,1%,
preferentemente que no sobrepase 0,05% para evitar unas
segregaciones que podrían ser excesivas. El acero, según la
invención, acepta por tanto unas materias primas que pueden contener
unos contenidos residuales de Nb no despreciables.
Una característica de los aceros de la clase de
la invención es también la posibilidad de reemplazar por lo menos
una parte de Mo por W. A fracción atómica equivalente, W segrega
menos en la solidificación que Mo y aporta un incremento de
comportamiento mecánico en caliente. Adolece del inconveniente de
ser costoso y se puede optimizar este coste asociándolo a Mo. Como
se ha mencionado, Mo + W/2 debe estar comprendido entre 1 y 4%,
preferentemente entre 1 y 2%. Se prefiere conservar un contenido
mínimo de Mo de 1% para limitar el coste del acero, en tanto que el
comportamiento a alta temperatura no es un objetivo prioritario del
acero de la invención.
Cu puede alcanzar hasta 1%. Es susceptible de
participar en el endurecimiento con la ayuda de su fase épsilon, y
la presencia de Ni permite limitar sus efectos nocivos, en
particular la aparición de grietas superficiales cuando tiene lugar
el forjado de las piezas, que se constata cuando tienen lugar las
adiciones de cobre en estos aceros que no contienen níquel. Pero su
presencia no es en modo alguno indispensable y puede estar presente
sólo en estado de trazas residuales, procedentes de las poluciones
de las materias primas.
El manganeso no es a priori útil para
obtención de las propiedades del acero previstas, pero no tiene
ningún efecto nefasto reconocido; además, su baja tensión de vapor a
las temperaturas del acero líquido hace que su concentración sea
difícilmente controlable en elaboración bajo vacío y refusión bajo
vacío: su contenido puede variar en función de la localización
radial y axial en un lingote refundido. Como está presente a menudo
en las materias primas, y por las razones anteriores, su contenido
será preferentemente como máximo de 0,25%, y en cualquier caso
estará limitado a 2% como máximo puesto que unas variaciones
demasiado grandes de su concentración en un mismo producto
perjudicarán la repetitividad de las propiedades.
El silicio es conocido por tener un efecto de
endurecimiento en solución solida de la ferrita y, en el caso del
cobalto, para disminuir la solubilidad de algunos elementos o de
algunas fases en la ferrita. Sin embargo, el acero de la invención
prescinde de una adición significativa de cobalto, y es lo mismo de
la adición de silicio, tanto más que, además, el silicio favorece
generalmente la precipitación de fases intermetálicas nefastas en
los aceros complejos (fase de lavas, siliciuros, etc.). Su contenido
estará limitado a 1%, preferentemente a menos de 0,25% y aún más
preferentemente a menos de 0,1%.
De manera general, los elementos que pueden
segregar en las juntas de los granos y fragilizarlos, como P y S,
deben ser controlados en los límites siguientes: S = trazas - 20
ppm, preferentemente trazas - 10 ppm, mejor trazas - 5 ppm, y P =
trazas - 200 ppm, preferentemente trazas - 100 ppm, y mejor trazas -
50 ppm.
Se puede utilizar Ca como desoxidante y como
captador de azufre, encontrándolo de nuevo residualmente al final
(\leq 20 ppm). Asimismo, unos residuos de tierras raras pueden
subsistir al final (\leq 100 ppm) a consecuencia de un tratamiento
de afinado del metal líquido donde habrían sido utilizadas para
captar O, S y/o N. No siendo obligatoria la utilización de Ca y de
tierras raras a estos fines, estos elementos pueden estar presentes
sólo en estado de trazas en los aceros de la invención.
El contenido de oxigeno aceptable es de 50 ppm
como máximo, preferentemente 10 ppm como máximo.
A título de ejemplos, se han ensayado unas
muestras de acero cuyas composiciones (en porcentajes ponderales)
están referidos en la tabla 1:
El contenido de Co < 0,10% de las muestras G
y H corresponde al límite de precisión habitual del análisis de este
elemento. En los dos casos, no ha sido efectuada ninguna adición
voluntaria de Co.
Los elementos no citados en la tabla sólo están
presentes como máximo en estado de trazas que resultan de la
elaboración.
El acero de referencia A corresponde a un acero
según el documento US-A-5.393.488,
que tiene por tanto un contenido de Co elevado.
El acero de referencia B corresponde a un acero
comparable con el acero A, al cual se ha añadido V sin modificar el
contenido de Co.
El acero de referencia C corresponde a un acero
según el documento WO-A-2006/114499
en particular porque, con respecto a los aceros A y B, se ha
aumentado su contenido de Al y disminuido su contenido de Co.
El acero de referencia D ha sufrido con respecto
a C una adición de B.
El acero de referencia E ha sufrido con respecto
a C una adición de Nb.
El acero de referencia F se distingue de C
esencialmente por la ausencia de una adición significativa de V,
compensada por un contenido más bajo de C, y una mayor pureza de
elementos residuales.
El acero de referencia G se distingue de F por
un contenido de Co muy bajo que estaría de acuerdo con la invención,
la presencia de V a un nivel comparable al del de C, D y E, y un
contenido de Ni más elevado, pero que, tomado aisladamente, estaría
sin embargo de acuerdo con la invención. Pero sus contenidos de Ti y
N son ligeramente superiores al que tolera la invención. La
experiencia muestra también que su temperatura Ms media es
sustancialmente demasiado baja con respecto a las exigencias de la
invención, no estando el contenido de Ni relativamente elevado
compensado por unos contenidos de Cr, Mo, Al y V que serían
relativamente bajos.
El acero H está de acuerdo con la invención en
todos los puntos de vista, en particular su contenido muy bajo de Co
y su gran pureza de N y Ti. Asimismo, su contenido de O es muy bajo.
Por último, su temperatura Ms medida está totalmente de acuerdo con
la invención.
Estas muestras han sido forjadas a partir de
lingotes de 200 kg en planos de 75 x 35 mm en las condiciones
siguientes. Un tratamiento de homogeneización de por lo menos 16
horas a 1.250 ºC es seguido de una primera operación de forjado
destinada a fraccionar las estructuras bastas de los lingotes; unos
semiproductos de sección cuadrada de 75 x 75 mm han sido forjados a
continuación después de una nueva puesta en temperatura a 1.180ºC;
por último, cada semiproducto ha sido colocado en un horno a 950ºC,
y después ha sido forjado a esta temperatura en forma de planos de
75 x 35 mm cuya estructura granular es afinada por estas operaciones
sucesivas.
Además, las muestras han sufrido un revenido de
ablandado a una temperatura de por lo menos 600ºC. La experiencia
muestra que es necesario para obtener una recristalización completa
del acero cuando tiene lugar la puesta en solución que seguirá. En
el ejemplo, este revenido de ablandado ha sido efectuado a 650ºC
durante 8 h y seguido de un enfriado al aire. Gracias a esto, los
productos brutos de transformaciones termomecánicas pueden sufrir
sin problemas particulares las operaciones de acabado (enderezado,
descortezamiento, mecanizado, etc.) que confieren a la pieza su
forma definitiva.
Después del forjado y del revenido de ablandado,
las muestras han sufrido:
- una puesta en solución a 935ºC durante 1 h y
después un enfriado por temple en aceite;
- un tratamiento criogénico a -80ºC durante 8 h;
específicamente para las muestras H, se ha añadido otro tratamiento
criogénico a -120ºC durante 2 h;
- un revenido de expansión de 16 h a 200ºC;
- un envejecimiento de endurecimiento a 500ºC
durante 12 h y después un enfriado al aire.
\vskip1.000000\baselineskip
Las propiedades de las muestras (resistencia a
la tracción R_{m} en sentido longitudinal, límite elástico
R_{p0,2}, elongación A5d, estricción Z, resilencia KV, tenacidad
K1c, tamaño del grano ASTM) están referidas en la tabla 2. Las
mismas están aquí medidas a la temperatura ambiente normal.
Se observa que las muestras de referencia C, D y
E presentan una resistencia a la tracción muy superior a la de las
muestras de referencia A y B. El límite elástico es por lo menos del
mismo orden de magnitud. En contrapartida de esta elevación de la
resistencia a la tracción, las propiedades de ductilidad (estricción
y alargamiento a la rotura), de tenacidad y de resiliencia están
rebajadas, en el caso de los tratamientos térmicos descritos y
aplicados. El compromiso resistencia/tenacidad buscado puede ser
ajustado con la ayuda de una modificación de las condiciones de
envejecimiento.
La muestra de referencia B muestra que la sola
adición de V al acero A sólo proporciona una mejora de algunas
propiedades, y en unas porciones muy a menudo menos importantes que
en el caso de los aceros con contenido de Co reducido o nulo C a
H.
En particular, el aumento del Al, en los aceros
C a H, conjugado con el manteniendo de un contenido de Ni elevado,
hace la fase endurecedora NiAl más presente y es un factor esencial
de la mejora de la resistencia la tracción o de su mantenimiento a
un valor convenientemente elevado.
Las adiciones de B y de Nb de las muestras D y E
respectivamente no son necesarias para la obtención de las
resistencias mecánicas elevadas previstas prioritariamente en los
aceros de la clase de la invención. Sin embargo, la adición de Nb
permite afinar el tamaño de grano, descrito por el índice ASTM
convencional (los valores ASTM más elevados corresponden a los
granos más finos).
Después del revenido de ablandado a 650ºC
durante 8 h y enfriado al aire, una puesta en solución a 935ºC
durante 1 hora seguida de un enfriado al aceite, después un
tratamiento criogénico a -80ºC durante 8 h, y después un
destensionado a 200ºC durante 8 h (sobre las probetas de tracción) o
16 h (sobre las probetas de resiliencia con vistas a facilitar el
mecanizado de la entalla en V de la probeta Charpy, este revenido a
baja temperatura tiene como único efecto rebajar en algunas unidades
HRC la estructura bruta de temple), después un envejecimiento a
500ºC durante 12 h seguido de un enfriado al aire, han permitido
obtener en sentido longitudinal a 20ºC un excelente compromiso entre
resistencia a la tracción, ductilidad y resiliencia.
Unos experimentos complementarios muestran que
en sentido transversal, los valores de resiliencia permanecen
aceptables. A 400ºC, la resistencia a la tracción permanece muy
elevada, y unos contenidos de Co relativamente bajos como en las
muestras C a F o, según la invención, casi o francamente
despreciables, como en las muestras G y H, son compatibles con la
resolución de estos aspectos de los problemas planteados.
La muestra G muestra que la gran disminución,
que llega hasta la supresión total, del cobalto, puede permitir por
lo menos conservar una resistencia a la tracción elevada. Las
propiedades de ductilidad, de manera sorprendente, están también
mejoradas. El límite elástico está, sin embargo, sustancialmente
bastante deteriorado en el caso de la muestra G, en relación con una
mayor cantidad de austenita dispersada en la estructura, debido al
contenido elevado de Ni de esta muestra. Éste contribuye a un
descenso excesivo de la Ms medida que no es compensado por unos
ajustes de los contenidos de los otros elementos.
En contrapartida, en el caso de la muestra H, de
acuerdo en todos los puntos con la composición según la invención, y
cuya temperatura Ms es suficiente elevada, se obtiene:
- una resistencia a la tracción que permanece
elevada, y podrá ser, en caso necesario, también mejorada por un
aumento del contenido de C que favorecería el endurecimiento por
temple y formación de carburos secundarios; una resistencia a la
tracción del orden de 2.300 MPa sería así accesible para un
contenido de C de 0,25% aproximadamente;
- un límite elástico sustancialmente mejorado
con respecto a la muestra G;
- y sobre todo unas propiedades de ductilidad
destacables, superiores a las de todas las muestras de referencia,
que permiten realizar un buen compromiso entre resistencia a la
tracción y tenacidad, siendo esta característica muy importante en
el marco de las aplicaciones privilegiadas previstas para el acero
de la invención.
\vskip1.000000\baselineskip
Los contenidos de N y Ti un poco demasiado
elevados en la muestra G con respecto a las exigencias de la
invención, y también su contenido de oxigeno un poco más elevado,
contribuyen también en parte a sus prestaciones menos buenas que las
de la muestra H. Otro factor a considerar para esta muestra G es un
contenido de S que no es particularmente bajo, y que tiende a
degradar la tenacidad si no es compensado por otras características
que fueran favorables para esta propiedad. Por último, como se ha
mencionado, esta muestra G tiene un contenido de Ni bastante elevado
(aunque permanece en la gama de la invención), que rebaja Ms y
favorece por tanto el mantenimiento de un porcentaje de austenita
residual posiblemente demasiado elevado, incluso al final del
tratamiento criogénico más particularmente elevado (a -80ºC y
después a -120ºC) que ha sufrido esta muestra.
En contrapartida, la muestra H según la
invención, que sólo ha sido tratada criogénicamente a -80ºC, pero
que tiene un contenido de Ni cuidadosamente ajustado, unos
contenidos de impurezas mínimos desde todos los puntos de vista y
una temperatura Ms medida suficientemente elevada, responde muy bien
a los problemas planteados.
De manera general, un modo de tratamiento
térmico optimizado del acero según la invención para la obtención al
final de una pieza que presenta las propiedades deseadas es, después
del conformado del semielaborado de la pieza y antes del acabado que
proporciona a la pieza su forma definitiva:
- un revenido de ablandado a
600-675ºC durante 4 a 20 h seguido de un enfriado al
aire;
- una puesta en solución a
900-1.000ºC durante por lo menos 1 h, seguida de un
enfriado con aceite o al aire suficientemente rápido para evitar la
precipitación de carburos intergranulares en la matriz de
austenita,
- si es necesario, un tratamiento criogénico a
-50ºC o más bajo, preferentemente a -80ºC o más bajo, para
transformar toda la austenita en martensita, siendo la temperatura
inferior en 150ºC o más a Ms, preferentemente inferior en
aproximadamente 200ºC, durante uno por lo menos de dichos
tratamientos criogénicos por lo menos 4 h y como máximo 50 h; para
las composiciones que tienen, en particular, un contenido de Ni
relativamente bajo que conduce a una temperatura Ms relativamente
elevada, este tratamiento criogénico es menos útil;
\newpage
- opcionalmente un tratamiento de ablandado de
la martensita bruta de temple efectuado a 150-250ºC
durante 4-16 h, seguido por un enfriado al aire
tranquilo;
- un envejecimiento de endurecimiento a
475-600ºC, preferentemente de
490-525ºC durante 5-20 h; un
envejecimiento por debajo de 490ºC no es siempre recomendado puesto
que el carburo metaestable M_{3}C podría también estar presente y
aportaría una fragilidad a la estructura; los envejecimientos más
allá de 525ºC pueden provocar una pérdida de resistencia mecánica
por envejecimiento, sin ganancia notable de tenacidad o de
ductilidad.
\vskip1.000000\baselineskip
En los ejemplos que han sido descritos, las
operaciones de conformado del acero según su colada y que preceden
al revenido de ablandado y los otros tratamientos térmicos han
consistido en un forjado. Pero otros tipos de tratamientos
termomecánicos de conformado en caliente pueden ser ejecutados
además o en lugar de este forjado, en función del tipo de producto
final que se desea obtener (piezas estampadas, barras,
semiproductos, etc.). Se pueden citar en particular un o unos
laminados, un matrizado, una estampación, etc. así como una
combinación de varios de dichos tratamientos.
Las aplicaciones privilegiadas del acero según
la invención son las piezas de la resistencia para mecánica y
elementos de estructura, para las cuales debe tenerse en frío una
resistencia a la tracción comprendida entre 2.000 MPa y 2.350 MPa, o
incluso más, combinada con unos valores de ductilidad y de
resiliencia por lo menos equivalentes a los de los mejores aceros de
alta resistencia, y en caliente (400ºC) una resistencia a la
tracción del orden de 1.800 MPa, así como unas propiedades de fatiga
óptimas.
El acero según la invención tiene también como
ventaja ser cementable, nitrurable y carbonitrurable. Se puede por
tanto conferir a las piezas que lo utilizan una resistencia a la
abrasión elevada sin afectar a sus propiedades de núcleo. Esto es
particularmente ventajoso en las aplicaciones previstas que se han
citado. Se pueden prever otros tratamientos de superficie, tales
como unos tratamientos mecánicos que limitan el inicio de fisurados
de fatiga a partir de los defectos superficiales, son previsibles.
Un granallado (Shot-peening) es un ejemplo de dicho
tratamiento.
Si se ejecuta una nitruración, ésta se puede
efectuar durante el ciclo de envejecimiento, preferentemente a una
temperatura de 490 a 525ºC y por una duración que puede estar
comprendida entre 5 y 100 h, provocando los envejecimientos más
largos un ablandado estructrual progresivo y, por consiguiente, una
disminución progresiva de la resistencia máxima a la tracción.
Otra posibilidad es efectuar la cementación,
nitruración o carbonitruración cuando tiene lugar un ciclo térmico
previamente o simultáneamente con la puesta en solución, conservando
el sustrato de acero de la invención en este caso todo su potencial
de propiedades mecánicas.
Claims (25)
1. Acero caracterizado porque su
composición es, en porcentajes ponderales:
- C = 0,20-0.30%
- Co = trazas - 1%
- Cr = 2-5%
- Al = 1-2%
- Mo + W/2 = 1-4%
- V = trazas - 0,3%
- Nb = trazas - 0,1%
- B = trazas - 30 ppm
- Ni = 11-16% con Ni \geq 7
+3,5 Al
- Si = trazas - 1,0%
- Mn = trazas - 2,0%
- Ca = trazas - 20 ppm
- Tierras raras = trazas - 100 ppm
- Si N \leq 10 ppm, Ti + Zr/2 = trazas - 100
ppm con Ti + Zr /2 \leq 10N
- Si 10 ppm < N \leq 20 ppm, Ti + Zr /2 =
trazas - 150 ppm
- O = trazas - 50 ppm
- N = trazas - 20 ppm
- S = trazas - 20 ppm
- Cu = trazas - 1%
- P = trazas - 200 ppm
siendo el resto hierro y unas impurezas
inevitables que resultan de la elaboración.
\vskip1.000000\baselineskip
2. Acero según la reivindicación 1,
caracterizado porque contiene C=
0,20-0,25%.
3. Acero según la reivindicación 1 ó 2,
caracterizado porque contiene Cr = 2-4%.
4. Acero según una de las reivindicaciones 1 a
3, caracterizado porque contiene Al = 1-1,6%,
preferentemente 1,4-1,6%.
5. Acero según una de las reivindicaciones 1 a
4, caracterizado porque contiene Mo \geq 1%.
6. Acero según una de las reivindicaciones 1 a
5, caracterizado porque contiene Mo + W/2 =
1-2%.
7. Acero según una de las reivindicaciones 1 a
6, caracterizado porque contiene V =
0,2-0,3%.
8. Acero según una de las reivindicaciones 1 a
7, caracterizado porque contiene Ni = 12-14%,
siendo Ni \geq 7 + 3,5 Al.
9. Acero según una de las reivindicaciones 1 a
8, caracterizado porque contiene Nb = trazas - 0,05%.
10. Acero según una de las reivindicaciones 1 a
9, caracterizado porque contiene Si = trazas - 0,25%,
preferentemente trazas - 0,10%.
11. Acero según una de las reivindicaciones 1 a
10, caracterizado porque contiene O = trazas - 10 ppm.
12. Acero según una de las reivindicaciones 1 a
11, caracterizado porque contiene N = trazas - 10 ppm
13. Acero según una de las reivindicaciones 1 a
12, caracterizado porque contiene S = trazas - 10 ppm,
preferentemente trazas - 5 ppm.
14. Acero según una de las reivindicaciones 1 a
13, caracterizado porque contiene P = trazas - 100 ppm.
15. Acero según una de las reivindicaciones 1 a
14, caracterizado porque su temperatura de transformación
martensítica Ms medida es superior o igual a 100ºC.
16. Acero según la reivindicación 15,
caracterizado porque su temperatura de transformación
martensítica Ms medida es superior o igual a 140ºC.
17. Procedimiento de fabricación de una pieza de
acero martensítico, caracterizado porque comprende las etapas
siguientes que preceden al acabado de la pieza que le proporciona su
forma definitiva:
- la preparación de un acero que tiene la
composición según una de las reivindicaciones 1 a 16;
- por lo menos una operación de conformado de
este acero;
- un revenido de ablandado a
600-675ºC durante 4 a 20 h seguido de un enfriado al
aire;
- una puesta en solución a
900-1.000ºC durante por lo menos 1 h, seguida de un
enfriado en aceite o al aire suficientemente rápido para evitar la
precipitación de carburos intergranulares en la matriz
austenítica;
- un envejecimiento de endurecimiento a
475-600ºC, preferentemente a
490-525ºC durante 5-20 h.
\vskip1.000000\baselineskip
18. Procedimiento de fabricación de una pieza de
acero según la reivindicación 17, caracterizado porque
comprende además un tratamiento criogénico a -50ºC o más bajo,
preferentemente a -80ºC o más bajo antes del tratamiento de
envejecimiento, para transformar toda la austenita en martensita,
siendo la temperatura inferior en 150ºC o más a Ms medida, durando
por lo menos uno de dichos tratamientos por lo menos 4 h y como
máximo 50 h.
19. Procedimiento de fabricación de una pieza de
acero según una de las reivindicaciones 17 ó 18,
caracterizado porque comprende además un tratamiento de
ablandado de la martensita bruta de temple efectuado a
150-250ºC durante 4-16 h, seguido
por un enfriado al aire tranquilo.
20. Procedimiento de fabricación de una pieza de
acero según una de las reivindicaciones 17 a 19,
caracterizado porque la pieza sufre también una cementación o
una nitruración o una carbonitruración.
21. Procedimiento de fabricación de una pieza de
acero según la reivindicación 20, caracterizado porque la
nitruración se efectúa cuando tiene lugar un ciclo de
envejecimiento.
22. Procedimiento de fabricación de una pieza de
acero según la reivindicación 21, caracterizado porque la
nitruración se efectúa entre 490 y 525ºC durante 5 a 100 h.
23. Procedimiento de fabricación de una pieza de
acero según una de las reivindicaciones 20 a 22,
caracterizado porque dicha nitruración o cementación se
efectúa cuando tiene lugar un ciclo térmico previamente o
simultáneamente con dicha puesta en solución.
24. Pieza mecánica o pieza para elemento de
estructura, caracterizada porque se fabrica mediante el
procedimiento según una de las reivindicaciones 17 a 23.
25. Pieza mecánica según la reivindicación 24,
caracterizada porque se trata de un árbol de transmisión de
motor, o de un dispositivo de suspensión de motor, o de un elemento
de tren de aterrizaje, o de un elemento de caja de velocidades, o de
un eje de rodamiento.
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