ES2391322B1 - ACERO BAINÍTICO 38MnV6, PROCEDIMIENTO DE OBTENCIÓN Y USO. - Google Patents

Abstract

Acero bainítico 38MnV6, procedimiento de obtención y uso.#La presente invención se refiere a un acero bainítico caracterizado porque comprende:#-carbono: 0,38 +- 0,03#- manganeso: 1,50+-0,05#-vanadio: 0,11 +-0,02#siendo las cantidades expresadas como % en peso respecto al peso total,#al procedimiento de obtención de piezas con dicho acero y al uso del mismo en la fabricación de componentes, especialmente para la industria de la automoción.

Description

Acero bainítico 38MnV6, procedimiento de obtención y uso.

CAMPO DE LA INVENCIÓN

La presente invención pertenece al campo de los materiales de construcción y fabricación de componentes en industrias como la del automóvil, en concreto a la obtención de nuevos aceros.

ESTADO DE LA TÉCNICA

La bainita es una microestructura compuesta por placas finas y alargadas de ferrita y partículas de cementita. Hay varias clase de bainita, pero las más importantes serían la “bainita superior”, la “bainita inferior” y la “ferrita acicular” o “bainita intragranular” (H.K.D.H. Bhadeshia, Bainite in Steels, Inst. of Materials, London, (1992), 245-292.). Los tres tipos de bainita ofrecen similares valores de la resistencia, pero diferentes valores de la tenacidad. La ferrita acicular requiere especiales condiciones para su obtención, por lo que el problema en aceros de gran resistencia se limita a la formación de la bainita superior e inferior, respectivamente. La bainita inferior muestra mejor tenacidad que la bainita superior debido a que el paquete bainítico tiene un tamaño menor que en la bainita superior y sobre todo porque las partículas de cementita precipitan también dentro de las placas ferríticas y por tanto son más finas y dispersas que en la bainita superior.

La bainita inferior se obtiene sometiendo a la muestra (pieza) a un tratamiento de austenización seguido de un tratamiento isotérmico a temperaturas inferiores a Bs -temperatura de comienzo de la transformación bainítica y superiores a Ms -temperatura de comienzo de la transformación martensítica.

El menor tamaño de los carburos en la bainita inferior se debe a que la austenita residual es más pobre en carbono y por tanto menos estable. En consecuencia, la austenita retenida (sin transformar) será menor en la bainita inferior que en la superior.

La bainita superior se obtiene normalmente por transformación en enfriamiento continuo desde la temperatura de austenización a velocidades que eviten la transformación martensítica y la perlítica, respectivamente, y la bainita inferior, como se ha dicho anteriormente, por transformación isotérmica. Sin embargo, el porcentaje de carbono es crucial para obtener una u otra microestructura. En aceros con contenidos de carbono comprendidos entre 0.32% y 0.40%, se pueden obtener los dos tipos de bainita. Por debajo de 0.32% no es posible obtener bainita inferior y por encima de 0.40% no es posible obtener bainita superior. Por otra parte, como la cantidad de carburos aumenta proporcionalmente con el %C, es conocido que por encima de un 0.40%C la tenacidad disminuye mucho, aunque la resistencia sea buena. En definitiva, es conocido que para fabricar un acero bainítico de alta resistencia y tenacidad aceptable el acero no debe tener más de un 0.40% de carbono.

Se conocen expresiones empíricas que predicen con buena aproximación las temperaturas Bs y Ms en función de la composición química y esto ayuda a diseñar los tratamientos isotérmicos (W. Steven A. J. Haynes, The Temperature of Formation of Martensite and Bainite in Low Alloy Steelss, Journal of Iron and Steel Institute, 183 (1956) 349-359.).

Actualmente hay pocos aceros bainíticos de alta resistencia en el mercado. Los aceros TRIP (Transformation Induced Plasticity) son en realidad aceros de microestructura mixta-ferrita, bainita y martensita- de bajo o medio carbono y de resistencia media-alta. Los aceros completamente bainíticos de alta resistencia son los de tipo 35MnV7 y 42MnV7, el primero de una resistencia de aproximadamente 1000MPa y el segundo de 1200MPa, con tenacidad es relativamente bajas comprendidas entre 20 y 25 J. Estos aceros llevan un contenido de V de 0.12%, C comprendido entre 0.34 y 0.38% y Mn alrededor de 1.8%. El papel del V en los aceros es formar precipitados tipo V(C,N), que endurecen la microestructura aumentando la resistencia y el límite elástico a través de un doble efecto, por una parte afinando la microestructura y por otra dificultando el movimiento de las dislocaciones

(S. Zajac, T. Siwecki, W. B. Hutchinson, R. Lagnebord, Strengthening Mechanisms in V-Microalloyed Steels Entended for long Products, ISIJ Internacional 38 (1998) 1130-1139; R. Lagnebord, T. Siwecki, S. Zajack, B. Hutchinson, The Role of Vin Microalloyed Steels, The Scandinavian Journal of Metallurgy, 28 (1999) 186-241).

Tanto en la bainita superior como en la inferior, los límites entre las láminas de ferrita de un mismo paquete son límites de bajo ángulo, que son obstáculos para el movimiento de dislocaciones pero no para la propagación de la grieta. Sin embargo, los límites entre paquetes bainíticos son de alto ángulo, que impiden la propagación de la grieta. Los mecanismos de endurecimiento que son operativos en la bainita son bien conocidos: Pequeño tamaño del paquete bainítico, pequeño espesor de las láminas ferríticas, alta densidad de dislocaciones y número de partículas de carburo (Fe3C). (F.B. Pickering, Physical Metallurgy and the Design of Steels, Science Publishers Ltd, London (1978) 66-78).

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Se ha comprobado que los elementos microaleantes como Nb, Ti, V aumentan el límite elástico y la resistencia debido a las partículas nanométricas que precipitan, tanto inducidas por la deformación (laminación, forja) o bien durante el tratamiento térmico (L. Rancel, M. Gómez, S.F. Medina, Influence of microalloying elements (Nb, V, Ti) on Yield Strength in Bainitic Steels, Steel Research Int., 79 (2008) 947-953; R.W.K. Honeycombe,

H.K.D.H. Bhadeshia, Steels Microstructure and Properties, Metallurgy and Materials Science Series, Ed. Edgard Arnold 1995; T, Gladman, The Physical Metallurgy of Microalloyed Steels, Ed. T.N. Baker, The Institute of Materials, London 1997).

Las partículas de cementita son frágiles y tienden a romper como consecuencia del apilamiento de dislocaciones cuando la pieza es sometida a tensión. Si las partículas son finas, como ocurre en la bainita inferior, la grieta es más pequeña y no se transmite fácilmente a las láminas ferríticas (H.K.D.H. Bhadeshia, Worked Examples in the Geometry of Crystals, 2ª Edition, Institute of Materials, London, 2001).

Así como en los aceros ferríticos, la tenacidad está relacionada especialmente con el tamaño del grano, la composición del acero y las partículas de segunda fase, en los aceros bainíticos la tenacidad está controlada por el tamaño del paquete bainítico o mejor aún con la unidad de trayectoria de grieta (UPC) medida con la técnica EBSD. El tamaño de UPC es menor que el del paquete bainítico ya que es medido con un ángulo de desorientación menor de 15º (P. Brozzo et al, Microestructure and Cleavage Resistance of Low Carbon Bainitic Steels, Metal Science, 11 (1977) 123-129). Otros estudios determinan también que la fractura por clivaje, relacionada con la tenacidad, es controlada como se ha dicho anteriormente, por los carburos y que su tamaño y distribución son muy importantes (K. Wallin, T. Saario, K. Torronen, Statistical Model for Carbides Induced Brittle Fracture in Steel, Metals Science, 16 (1984): 13-16).

Comparaciones realizadas entre aceros de microestructura perlítica y bainíticos con aplicación a la fabricación de raíles, mostraron la superioridad de estos últimos, no sólo en dureza, límite elástico y resistencia, sino también en tenacidad a la fractura (KIC) alcanzándose un valor de 1,5 veces superior (H.A. Aglan et al. Mechanical and Fracture Behaviour of Bainite Rail Steel, Journal of Materials Processing Technology, 151 (2004) 268-274). Finalmente, se ha comprobado que en los aceros con microaleantes (V,Ti,Nb) el porcentaje de Al convendría que fuese menor de 0.010% (S. F. Medina and M. Chapa: Ti/Al interaction and austenite grain control in crankshaft manufacturing with steel 38MnSiVS5, Steel Research International, 77 (2006) 712-719).

Un acero que está en el mercado con la misma denominación es un acero de la empresa Saarstahl – también llamado acero 38MnV6 con la siguiente composición:

C

Si Mn P S Cr Ni Mo Al V Cu

min.

0,38 0,60 1,20 0,15 0,10

max.

0,42 0,80 1,40 0,012 0,010 0,25 0,10 0,05 0,005 0,15 0,10

No obstante, el acero de la empresa Saarstahl tiene algo más de carbono (0.38-0.42) y en realidad se debería llamar 40CMnV6, ya que el primer número debe indicar la media de carbono (0.40%) multiplicada por 100. El Si del acero Saarstahl es mucho más alto (0.60-0.80%) de tal modo que es un acero diferente de microestructura y aplicaciones diferentes. El contenido de Mn del acero Saarstahl es algo más bajo (1.20-1.40%) y aunque la diferencia no es notable, dicha diferencia conjuntamente con el diferente contenido de Si hace que el acero objeto de la presente invención sea un acero notablemente distinto. Otra diferencia es que el contenido de Al según la presente invención debe ser inferior a 0.010% y el acero Saarstahl parece ser de una cantidad fija (0.005%).

Según la presente invención el contenido de N es muy importante, como ocurre en todos los aceros con microaleantes (V, Ti, etc.) y su límite superior es de aproximadamente 0.0200%. En cambio, en el acero Saarstahl no se establece cantidad alguna y esto es muy peligroso, ya que por una parte se necesita una cantidad mínima (0.0150%) para conseguir un importante volumen precipitado de partículas VN y por otra parte es necesario establecer un límite superior (0.0200%) para que no se produzcan poros o microporos en su fabricación que podrían dar lugar a posible grietas en la matriz metálica.

Por otra parte, la aplicación del acero Saarstahl para muelles y amortiguadores (Spring Steels for Cold and Hot Coiled Springs as well as Stabiliser Bars) quiere decir que el tratamiento térmico aplicado a las piezas es distinto siendo de temple (microestructura martensítica), y revenido posterior a 400-450ºC. Esto hace que el acero Saarstahl tenga una mayor dureza (> 45HRC) y por tanto más resistencia al desgaste, pero baja tenacidad. Según la presente invención el acero tiene microestructura bainítica y una dureza comprendida entre 26-32 HRC, y esto hace que la tenacidad sea muy superior permitiendo su aplicación en la fabricación de componentes, especialmente para la industria de automoción como cigüeñales, bielas, barras de dirección, etc.

La presente invención con el nuevo acero 38MnV6 resuelve por lo tanto los problemas de los aceros mencionados, especialmente 35MnV7 o 42MnV7, de los cuales se diferencia fundamentalmente en tres aspectos:

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-

el nuevo acero es un acero de alta resistencia con tenacidad superior a 25 J, que corresponde a los actuales aceros, como el acero 35CrMo4 con microestructura martensítica revenida y los aceros 35MnV7 y 42MnV7 con microestructura bainítica,

-

en el nuevo acero el Mn se ha rebajado desde 1.8% hasta 1.5% y el Al ha sido rebajado desde porcentajes próximos a 0.030% a porcentajes inferiores a 0.010%. Asimismo, el porcentaje de C se aproxima más a 0.38 para alcanzar una resistencia superior a 900 MPa que pueda competir no sólo con los aceros mencionados anteriormente sino también con los aceros de temple (martensíticos) y revenidos de porcentajes similares de C,

-

por otra parte, el porcentaje de C igual a 0.38% permite obtener durante el tratamiento isotérmico una microestructura de bainita inferior, que como se ha visto en el “estado de la técnica” tendrá mejor tenacidad que la bainita superior.

DESCRIPCIÓN DE LA INVENCIÓN

La presente invención tiene como objeto un acero bainítico caracterizado porque comprende: carbono: 0,38 ± 0.03, manganeso: 1,50± 0.05 y vanadio: 0,11 ±0.02, siendo las cantidades expresadas como % en peso respecto al peso total.

El acero bainítico de la invención debe tener un contenido de Al menor de 0,010 % en peso.

Una realización particular es un acero bainítico que comprende: carbono: 0,38=± 0.03, manganeso: 1,50± 0.05, vanadio: 0,11 ±0.02, silicio: 0,25±0.05, aluminio: < 0,010 y nitrógeno en una cantidad comprendida entre 0,0150-0,0200 siendo las cantidades expresadas como % en peso respecto al peso total.

Una realización particular adicional es un acero bainítico que comprende: carbono: 0,38±0.03, manganeso: 1,50± 0.05, vanadio: 0,11 ±0.02, silicio: 0,25±0.05, fósforo: menos de 0,010, azufre <0,025, aluminio< 0,010 y nitrógeno: 0,0150-0,0200, siendo las cantidades expresadas como % en peso respecto al peso total.

Otras realizaciones particulares adicionales son aquéllas que se expresan en las reivindicaciones dependientes.

Una realización particular preferida es un acero bainítico que comprende: carbono: 0,38, manganeso: 1,50, vanadio: 0,11, silicio: 0,25±0.05, fósforo: menos de 0,010, azufre <0,025, aluminio< 0,010 nitrógeno: 0,0150-0,0200, siendo las cantidades expresadas como % en peso respecto al peso total.

Una realización particular adicional preferida es un acero bainítico que comprende los elementos y proporciones indicadas en la Tabla 1a:

Tabla 1a:

Acero

C Si Mn P S Al V N

38MnV6

0.38 0.25 1.50 <0.010 0.024 0.005 0.11 0.0200

La presente invención se refiere también a un procedimiento para obtener el acero definido anteriormente, caracterizado porque comprende:

-

a) fabricación de un semiproducto, preferentemente en forma de barras,

-

b) fabricación de la pieza a partir del semiproducto de la etapa a), y que comprende llevar a cabo al menos un tratamiento isotérmico.

El acero se fabrica en forma de un semiproducto, preferentemente en forma de barras, laminadas y sin tratamiento térmico, con microestructura de bainita superior adquirida durante el enfriamiento del semiproducto después de la laminación, enfriamiento que se produce al aire.

Según una variante del procedimiento la etapa b) comprende: enfriar a temperatura ambiente e iniciar los siguientes tratamientos isotérmicos: calentamiento a una temperatura entre 800ºC y 850ºC, preferentemente entre 815 ºC y 825ºC, y más preferentemente de 820ºC, enfriamiento rápido hasta una temperatura comprendida entre 350ºC y 370ºC, preferentemente entre 355ºC y 365ºC, y más preferentemente de 360ºC y mantenimiento a esta temperatura para obtener la transformación bainítica, seguido de enfriamiento al aire. Esta temperatura de límite de enfriamiento se ha fijado para que sea próxima y superior a Ms (temperatura de transformación martensítica) que permita una total transformación de la austenita en bainita sin presencia alguna de martensita.

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La temperatura de austenización debe ser una temperatura superior y próxima a Ac3 (=800ºC), hasta un máximo de 850ºC, es decir no demasiado mayor que Ac3 para que el grano austenítico no haya crecido respecto del tamaño que corresponde a 820ºC.

El tiempo durante el cual se mantiene la pieza a la temperatura de austenización dependerá del tamaño de la pieza, y el objetivo es que la pieza esté a esa temperatura el tiempo mínimo para que la temperatura establecida sea la misma en todos los puntos de la pieza, es decir que sea uniforme, y el grano austenítico no crezca. Este tiempo es aproximadamente de 30 min.

Según una realización preferente, el tratamiento es a 820ºC y dura 30 minutos por cada 2,5 cm de espesor de la pieza. Según una segunda variante del procedimiento, la etapa b) comprende: enfriar rápidamente la pieza hasta una temperatura comprendida entre 350ºC y 370ºC, preferentemente entre 355ºC y 365ºC, y más preferentemente de 360ºC, y mantenimiento a esta temperatura para obtener la transformación bainítica durante un tiempo de al menos 60 minutos, preferentemente de al menos 90 minutos, pero siempre dependiendo del espesor de la pieza, seguido de enfriamiento al aire.

Opcionalmente, el procedimiento de la invención puede comprender además una etapa de revenido. En cuanto al revenido, en estos aceros con microestructura bainítica, la temperatura no ejerce un gran efecto como ocurriría en los aceros martensíticos. No obstante, se ha comprobado que la temperatura no puede ser mayor de 600ºC, que se ha fijado como la preferida, y puede ser menor, hasta la temperatura mínima de 500ºC. Es decir, la temperatura de revenido debe estar comprendida entre 500 y 600ºC. Bajo ningún concepto deber superar los 600ºC, ya que se produce un aumento atípico de la dureza con la consiguiente caída de tenacidad, además de estropear el tratamiento térmico anterior debido a la modificación de los carburos.

Más concretamente, para conseguir una microestructura de bainíta inferior lo más fina posible sin austenita retenida, el procedimiento de la presente invención comprende el siguiente tratamiento térmico:

Temperatura de austenización: entre 800ºC y 850ºC, preferentemente entre 815ºC y 825ºC y más preferentemente de 820ºC, durante un tiempo que dependerá del tamaño de la pieza, de modo que la pieza esté a esa temperatura el tiempo mínimo para que la temperatura establecida sea la misma en todos los puntos de la pieza, es decir que sea uniforme, y el grano austenítico no crezca. Este tiempo es aproximadamente de 30 min. por cada 2.5 cm de espesor. El calentamiento puede hacerse tanto en horno como en baño de sales para alta temperatura, tipo Thermisol 800.

Temperatura de transformación bainítica: La pieza o muestra es enfriada rápidamente desde la temperatura de austenización hasta la temperatura de transformación bainítica, que ha sido fijada en una temperatura comprendida entre 350ºC y 370ºC, preferentemente entre 355ºC y 365ºC, y más preferentemente de en 360ºC, y mantenida a dicha temperatura durante el tiempo necesario para obtener una transformación completa (100%) de la austenita en bainita. El tiempo de mantenimiento es orientativo y dependerá en gran medida de la dimensión de la pieza y del sistema de enfriamiento. Los tiempos de tratamiento a esta temperatura deben ser largos para conseguir la total transformación, que al ser a baja temperatura (360ºC) la transformación es lenta, pero debe ser completa. Por consiguiente, el tiempo puede ser algo mayor de 90 minutos, por ejemplo de entre 90 y 110 minutos, preferentemente entre 90 y 100 minutos, pero siempre dependiendo del espesor de la pieza. El tiempo propuesto se ha determinado usando como medio de enfriamiento un baño de sales tipo Thermisol RV275. En la industria se utilizan técnicas de “viento” y hornos de mantenimiento.

Por otra parte, la temperatura de transformación bainítica ha sido determinada como ligeramente mayor que la temperatura de transformación martensítica (Ms) y muy inferior a la de comienzo de transformación bainítica (Bs).

Con el tratamiento isotérmico mencionado se ha logrado que la microestructura sea de bainita inferior muy fina, ya que el grano austenítico de partida antes de la transformación es muy fino debido a que la temperatura de austenización fue notablemente baja, de aproximadamente 820ºC, a la que corresponde obviamente un tamaño de grano austenítico de pequeño tamaño como se verá en el siguiente apartado.

Propiedades mecánicas obtenidas por el acero

Con las condiciones anteriores, tanto de composición química como de tratamiento isotérmico, las propiedades mecánicas alcanzadas por el acero son las siguientes:

Límite Elástico: 750-800 MPa

Resistencia: 900-1000 MPa

Tenacidad (Ensayo de Impacto Charpy) a temp. ambiente: >40 J (sin revenido)

Tenacidad (Ensayo de Impacto Charpy) a temp. ambiente: >50 J (con revenido a 600ºC)

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Temperatura de transición dúctil-frágil: -29ºC (sin revenido)

Temperatura de transición dúctil-frágil: -41ºC (con revenido a 600ºC)

Para la temperatura de transición se ha elegido el criterio de 20 J, que es universalmente aceptado para aceros de alta resistencia. El criterio del punto de inflexión de la curva “Energía de Impacto” frente a la temperatura, no es apropiado en los aceros de alta resistencia, ya que normalmente no aparece bien definido.

Se desprende de los valores anteriores que el acero presenta buenas propiedades mecánicas sin revenido posterior, lo que permite aumentar la productividad y abaratar costes de fabricación de componentes en la industria, y especialmente los componentes de automoción.

La resistencia y límite elástico del nuevo acero 38MnV6 es del mismo orden que la que presentan los aceros convencionales 35MnV7 y 35CrMo4, pero la tenacidad es prácticamente el doble. Esta ventaja sobre sus competidores le convierte en un material apropiado en la fabricación de componentes de automoción.

Otro objeto de la invención es el uso del acero definido anteriormente en la fabricación componentes para la industria en general, y de modo preferido en la fabricación de piezas de automóviles.

El uso más preferido es la fabricación de piezas de automoción por estampación (forja) a partir del semiproducto o barra. En otras palabras, la barra que es el acero de partida para la fabricación de piezas, sólo debe tener la composición química señalada, siendo sólo un semiproducto a partir del cual se fabrican las piezas deseadas mediante la estampación y tratamiento térmico posterior. En definitiva los tratamientos térmicos se aplican a la pieza ya fabricada, en concreto piezas de automoción, fabricadas por estampación.

El nuevo acero 38MnV6 es útil para la fabricación de componentes, especialmente en la industria de la automoción, y en particular, cigüeñales, bielas, varillas de dirección, etc. fabricadas con este acero mostrarán mejores propiedades mecánicas que sus actuales competidores, entre los que cabe destacar el acero 35CrMo4 templado (microestructura martensítica) y revenido y el 35MnV7 con microestructura bainítica, respectivamente.

Asimismo, su aplicación en industrias paralelas, como pueden ser la mecánica pesada donde se exija un alto rendimiento a los materiales de alta resistencia, sería muy beneficiosa. El alto rendimiento estaría garantizado cuando además de la alta resistencia, alrededor de 1000 MPa, muestren una buena tenacidad, superior a 40 J a temperatura ambiente.

Para alcanzar las propiedades mecánicas del acero en la fabricación de piezas de automóvil, tales como cigüeñales, bielas, ejes de dirección, etc., deben seguirse los tratamientos isotérmicos descritos en la presente memoria, teniendo en cuenta que ahora la etapa inicial es la propia estampación o forja de las piezas, antes que los tratamientos isotérmicos. Por tanto, la fabricación de las piezas (cigüeñales, bielas, etc.) por estampación se puede hacer siguiendo dos vías:

1.

Estampación a la temperatura de forja (1150ºC-1200ºC), descenso rápido hasta la temperatura de transformación bainítica de entre 350ºC y 370ºC, preferentemente entre 355ºC y 365ºC, y más preferentemente de 360ºC, y un mantenimiento mínimo de 60 minutos, preferentemente de al menos 90 min, dependiendo del espesor de la pieza, hasta que se haya transformado toda la austenita en bainita. El tiempo puede ser de al menos 90 minutos, tal como entre 90 y 110 minutos, preferentemente entre 90 y 100 minutos, pero siempre dependiendo del espesor de la pieza. En este caso, al acero se le añadiría en cuchara una cantidad de Ti no superior a 0.015%, de tal modo que la temperatura de solubilidad de las partículas TiN, calculada de acuerdo con los productos de solubilidad de Turkdogan (E.T. Turkdogan, Causes and effects of nitride and carbonitride precipitation during continuous casting, I&SM, (1969) 61-75.) no supere los 1500ºC. De este modo el tamaño de grano austenítico sería pequeño y la cantidad de Ti no perjudicaría la precipitación del V como párticulas finas de VN. Un simple cálculo indica que 0.015% de Ti atraparía 0.0044% de N, quedando libre 0.0156% de N que se combinaría con V para formar las partículas precipitadas de VN.

2.

Estampación a la temperatura de forja (1150ºC-1200ºC), seguido de enfriamiento al aire hasta la temperatura ambiente. De nuevo la pieza sería recalentada hasta la temperatura de austenización de entre 800ºC y 850ºC, preferentemente entre 815ºC y 825ºC y más preferentemente de 820ºC, con un mantenimiento mínimo de 30 min, dependiendo del espesor de la pieza, descenso rápido hasta la temperatura de transformación bainítica de entre 350ºC y 370ºC, preferentemente entre 355ºC y 365ºC, y más preferentemente de 360ºC, y un mantenimiento mínimo de 60 minutos, preferentemente de al menos 90 min, dependiendo del espesor de la pieza, hasta que se haya transformado toda la austenita en bainita. En este caso la composición del acero sería la más próxima a la de la Tabla 1a y el acero no tendría Ti.

La elección de una vía u otra depende de la economía de la empresa y los costes que pueda asumir, ya que la segunda vía resultaría algo más cara debido al segundo recalentamiento hasta 820ºC, pero las propiedades

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serían probablemente algo mejores, ya que el grano austenítico, antes de la transformación austenita-bainita, sería algo más pequeño. Si se elige la primera vía, los resultados serían muy parecidos y la tenacidad seguiría siendo del mismo orden, es decir próximo a los 50 J en el acero revenido y de 40 J en el acero sin revenir.

BREVE DESCRIPCIÓN DE LAS FIGURAS

Figura 1. Diagrama CCT. Acero MN4. Figura 2. Acero MN4. Velocidad de enfriamiento: 5 (K/s). Figura 3. Tamaño de grano austenítico en función de la temperatura de austenización. Figura 4. Esquema de los tratamientos isotérmicos. (1) Temperatura de autenización; (2) Temperatura de

transformación bainítica; (v3) Temperatura de revenido. Figura 5. Diagrama TTT para el acero 42 MnV7. [Wever54]. Figura 6. Energía absorbida en el ensayo Charpy. Acero MN4. Figura 7. Energía absorbida en el ensayo Charpy. Acero MN5. Figura 8. Energía absorbida en el ensayo Charpy. Acero MN6. Figura 9. Energía absorbida en el ensayo Charpy. Acero MN7. Figura 10. Micrografía del acero MN4. Tratamiento: T. Aust. 820ºC; T. Transf. 390ºC; sin revenido. Figura 11. Difractograma (RX) y análisis de la muestra de MN4 tratada isotérmicamente sin revenido posterior.

DESCRIPCIÓN DETALLADA DE LA INVENCIÓN Aceros fabricados

Para conocer la influencia del Mn y del N sobre las microestructura y propiedades mecánicas del acero convencional 35MnV7, se fabricaron cuatro aceros con diferentes porcentajes de Mn y N, ya que la relación en %peso V / N es muy importante en los aceros V-microaleados. El contenido de Al se mantuvo relativamente bajo (<0.010%). Investigaciones anteriores (S. F. Medina and M. Chapa: Ti/Al interaction and austenite grain control in crankshaft manufacturing with steel 38MnSiVS5, Steel Research International, 77, 2006, 712-719), así como una patente registrada por los autores (S.F. Medina, M. Chapa, B. Fernández, M. Gómez: Aceros microaleados de medio carbono con bajo contenido de aluminio, 2006, P200600117), ponen de manifiesto que los aceros microaleados con bajo contenido de Al muestran mejor microestructura final en los tratamientos térmicos. La composición de los aceros estudiados fue la que se muestran en la Tabla 1.

Tabla 1. Composición química (% peso) de los aceros estudiados.

Acero

C Si Mn P S Al Xi N

MN4

0.38 0.25 1.53* <0.010 0.024 0.005 V=0.11 0.0217

MN5

0.38 0.26 2.08 0.013 0.019 0.007 V=0.12 0.0245

MN6

0.38 0.25 2.23 0.013 0.019 0.007 V=0.12 0.0118

MN7

0.36 0.25 1.80 0.011 0.032 0.009 V=0.105 Ti=0.029 0.0111

Los aceros en principio fueron clasificados con nombres sencillos para facilitar su identificación.

Capacidad de transformación bainítica

Primeramente, se determinó la “capacidad” de cada uno de ellos para transformarse en bainita desde una temperatura de austenización mediante enfriamiento continuo. Con este objetivo se determinó el diagrama CCT (Continuous Cooling Transformation) y se midieron las velocidades mínima y máxima entre las que la austenita

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transformaría a bainita. La Figura 1 muestra el diagrama CCT para el acero MN4. Las velocidades mínima y máxima de enfriamiento que transforman la austenita en bainita se muestran en la Tabla 2. Si bien el acero MN4 no transforma completamente a bainita para velocidades inferiores a 1.8 K/s, también es cierto que su velocidad máxima de 18 K/s es superior a la de los aceros MN5 y MN6. En todos los aceros, la amplitud del intervalo de velocidades es más que suficiente para asegurar que la transformación austenitabainita dará una microestructura completamente bainítica, excepto la austenita que pueda quedar “retenida” (sin transformarse). Como ejemplo, la Figura 2 muestra la microestructura completamente bainítica para el acero MN4 determinada a una velocidad de enfriamiento de 5 K/s desde la temperatura de austenización de 1000ºC.

Tabla 2. Mayor y menor velocidad de enfriamiento para formar una estructura completamente bainítica.

Acero

Vel. Enfr. Alta, K/s Vel. Enfr. Baja, K/s % Bainita

MN4

18 1.8 >95

MN5

8 0.08 >95

MN6

8 0.08 >95

MN7

20 3 >95

El intervalo de velocidades de enfriamiento para obtener una microestructura bainítica cubre las velocidades más usuales de multitud de piezas en la industria de la automoción que son enfriadas al aire. Sin embargo, en nuestro caso, tal y como se ha recogido en los apartados anteriores, el rango de velocidades es sólo orientativo para conocer la capacidad de transformación de estos aceros en bainita, ya que los tratamientos térmicos que han llevado al descubrimiento de la presente invención son isotérmicos, como veremos más adelante.

Determinación de las temperaturas Bs y Ms

El diseño de tratamientos isotérmicos exige conocer el intervalo de temperaturas donde la austenita se transforma a bainita. Este intervalo viene limitado por la temperatura de comienzo de transformación bainítica (Bs) y de comienzo de la transformación martensítica (Ms). La transformación bainítica ocurrirá entre ambas temperaturas. Se determinaron mediante ensayos de dilatometría y también haciendo uso de las expresiones siguientes extraídas de la bibliografía:

Bs (ºC)= 830-270C-90Mn-37Ni-70Cr-83Mo

Ms ºC) =500-350C-40Mn-35V-20Cr-20Cr-17Ni-10Cu-10Mo-5W+15Co+30Al

Los resultados se muestran en la Tabla 3, observándose una buena correspondencia entre los valores predichos y los experimentales.

Tabla 3. Valores de Bs y Ms experimental y predicho.

Acero

Bs (ºC) exp. Bs (ºC) predic. Ms (ºC) exp. Ms (ºC) predic

MN4

560 573 296 298

MN5

535 525 275 276

MN6

527 513 299 271

MN7

550 552 301 293

Determinación del tamaño de grano austenítico

El tamaño de grano austenítico en función de la temperatura de austenización es fundamental en los tratamientos térmicos, ya que la microestructura final, después de la transformación, dependerá del mismo. En este sentido, se midió el tamaño de grano (Dy) para los cuatro aceros y los resultados se muestran en la Figura 3. A bajas temperaturas (<1000ºC), el tamaño es prácticamente el mismo para todos los aceros, inferior a 20 !m e independientemente de la composición química, pero a altas temperaturas el acero MN7 muestra un menor valor de Dy debido a la presencia de partículas TiN sin disolver.

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Diseño de los nuevos tratamientos isotérmicos

De acuerdo con las anotaciones anteriores, se diseñó un nuevo tratamiento isotérmico que consistía básicamente en adoptar una temperatura de austenización superior y próxima a Ac3 –temperatura mínima a la que toda la fase es austenita- para que el tamaño de grano austenítico fuese los más pequeño posible. A continuación, un enfriamiento rápido hasta una temperatura superior y próxima a Ms que permitiese transformar isotérmicamente toda la austenita en “bainita inferior”. Después de un cierto tiempo de mantenimiento, suficiente para que se produzca toda la transformación bainítica, las probetas serían enfriadas al aire. Finalmente, se haría un tratamiento de revenido para disminuir las tensiones creadas por la transformación bainítica. La Figura 4 muestra un esquema del diseño para el nuevo tratamiento isotérmico.

Los tratamientos isotérmicos fueron realizados en hornos de sales, que de acuerdo con el esquema de la Figura 4, se distribuyen del siguiente modo:

Horno (1): sal Thermisol 800 (temperatura de trabajo desde 750ºC hasta 1150ºC).

Horno (2): sal Thermisol RV275 (temperatura de trabajo desde 145ºC hasta 500ºC).

Horno (3): sal Thermisol RV653 (temperatura de trabajo desde 400ºC hasta 750ºC).

Es necesario resaltar que en la industria los tratamientos isotérmicos de transformación bainítica se realizan en hornos con refrigeración forzada hasta alcanzar la temperatura del horno.

Con objeto de fijar las temperaturas de los tratamientos se tuvieron en cuenta las temperaturas Bs y Ms determinadas experimentalmente a partir de los diagramas CCT (Tabla 3). Por otra parte, la temperatura de austenización y los tiempos de los tratamientos isotérmicos fueron estimados teniendo en cuenta el diagrama Tiempo-Temperatura-Transformación (TTT) del acero más parecido a los estudiados en la presente invención (F. Wever and F, A. Rose, Atlas Zur Wärmebehandlung der Stähle, Max-Planck-Institut für Eisenforschung, ed. Verlag Stahleisen M. B. H., Dusseldorf, 1954).

En la Fig. 5 se muestra el diagrama TTT del acero 42 MnV7, cuya composición es muy próxima a los aceros estudiados, siendo la diferencia el porcentaje de carbono que es algo más alto, pero que entra prácticamente en la tolerancia de composición que tienen estos aceros, que en el caso del carbono sería ± 0.03. De acuerdo con las temperaturas de transformación de la Tabla 3 y las que se deducen de la Fig. 5, se realizaron los tratamientos isotérmicos que se presentan en la Tabla 4. En el caso del acero MN4, acero objeto de la patente como se verá más adelante, y debido a las buenas propiedades mecánicas que presentaba, se realizó también un tratamiento sin revenido posterior.

La temperatura de revenido de 600ºC fue seleccionada después de varios tratamientos a diferentes temperaturas de revenido, eligiendo como temperatura aquélla cuya dureza no era inferior a 25 HRC para conservar una resistencia aproximada de 1000MPa, al mismo tiempo que mejora la tenacidad. Por tanto, la temperatura de revenido fue de 600ºC, inferior a la temperatura Ac1 de estos aceros.

Tabla 4. Temperaturas y tiempos de mantenimiento de los tratamientos isotérmicos.

Acero

Temp. Aust. (ºC) / tiempo (min) Temp. Transf.. Bainítica (ºC) / tiempo (min) Temp. Revenido (ºC) / tiempo(min)

MN4

820ºC / 30min 360ºC / 90min sin revenido

MN4

820ºC / 30min 360ºC / 90min 600ºC / 60 min

MN5

820ºC / 30min 360ºC / 90min 600ºC / 60 min

MN6

820ºC / 30min 360ºC / 90min 600ºC / 60 min

MN7

820ºC / 30min 360ºC / 90min 600ºC / 60 min

Tamaño de grano austenítico a la temperatura de austenización

Se midió el tamaño de grano austenítico a la temperatura de austenización de 820ºC durante 30 min. Las probetas fueron sumergidas en un baño de sales y templadas en agua. El tamaño de grano austenítico fue medido aplicando la norma ASTM E-112, cuyos resultados se muestran en la Tabla 5.

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Tabla 5. Tamaño de grano (Dy) austenítico a la temperatura de austenización: 820ºCx30min.

Acero

MN4 MN5 MN6 MN7

Dy (!m)

11 12 13 16

Todos los aceros mostraron un grano austenítico fino como se pretendía, siendo el acero conteniendo Ti el que presentó un tamaño algo mayor. La explicación de este comportamiento es que a las bajas temperaturas de austenización, inferiores a las temperaturas de solubilidad de los precipitados tipo VCN, NbCN, el tamaño de estos precipitados presentes (no disueltos), son más pequeños que los precipitados tipo TiN que se han formado a altas temperaturas durante la solidificación del acero donde el crecimiento de las partículas es más fácil de acuerdo con el efecto “Ostwald ripening” (M. Schwind and J. Agren, A random walk approach to Ostwald ripening. Acta Materialia 49 (2001) 3821-3828). Por tanto, las fuerzas de anclaje (pinning forces) ejercidas por las partículas (precipitados) sobre el movimiento de las fronteras de grano es menor en el caso de las partículas TiN que en el caso de las partículas VCN y NbCN.

Propiedades mecánicas de los aceros tratados isotérmicamente

Las probetas tratadas isotérmicamente, incluyendo el revenido, fueron ensayadas en el péndulo Charpy, usando tres probetas para cada una de las temperaturas de ensayo y tomando el valor medio como el resultado del ensayo. De este modo se determinaron las curvas de energía absorbida frente a la temperatura de ensayo (Figuras 6-9). El valor de 20 J, tomado como el valor “standard” para que el acero pueda ser utilizado con garantía en servicio, se ha dibujado en las gráficas con objeto de conocer la temperatura que corresponde a dicho valor. Tomando este criterio, las temperaturas que corresponden a una energía absorbida de 20 J han sido anotadas en la Tabla 6.

Tabla 6. Temperatura correspondiente a 20 J en el ensayo de impacto Charpy.

Aceros tratados isotérmicamente y revenidos a 600ºC.

Acero

Revenido a 600ºC. Temperatura a 20 J (ºC) “Sin revenido” Temperatura a 20 J (ºC)

MN4

-41 -29

MN5

-4 -

MN6

-5

MN7

-23

Los aceros mostraron excelentes resultados, habiéndose obtenido temperaturas de transición muy bajas para lo que sucede en los aceros convencionales de alta resistencia. En particular, el acero MN4 presentó una temperatura de transición dúctil-frágil (ITT) de -41ºC, lo que permite su uso en cualquier aplicación con las condiciones más adversas. La tenacidad de este acero puede considerarse excelente en términos comparativos, incluso en estado de tratamiento isotérmico sin revenido como se muestra en la Fig. 6 y en la Tabla 6, cuya temperatura de transición fue de -29ºC, que es también un excelente valor para que en dicho estado pueda ser utilizado en condiciones de servicio extremadamente difíciles. Asimismo, la tenacidad Charpy a temperatura ambiente (20ºC) fue aproximadamente de 55 J con estructura bainitica revenida y 40 J sin revenido. Estos valores no son alcanzados por los aceros que se fabrican actualmente y por tanto la presente invención supone una mejora considerable.

Por otra parte, se determinaron las propiedades mecánicas de tracción y los resultados se muestran en la Tabla 7. Los aceros revenidos a 600ºC dieron también valores de resistencia superiores a 900 MPa, algunos

ES 2 391 322 A1

próximos a 1000 MPa, y el límite elástico cercano a 850 MPa, excepto para el acero MN4 que dio 905 MPa y 760 MPa para la resistencia y el límite elástico, respectivamente.

Tabla 7. Propiedades mecánicas de tracción para los aceros MNi tratados isotérmicamente y revenidos a 600ºC. Límite elástico (R0,2); Resistencia (Rm); Alargamiento (A); Estricción o reducción de area (Z).

Acero

R0.2 (Mpa) Rm (Mpa) A% Z%

MN4

760 905 15.0 49.2

MN5

816 958 17.1 50.5

MN6

847 997 14.5 53.4

MN7

848 960 13.1 49.8

No se debe olvidar que la más baja resistencia del acero MN4 viene compensada por una tenacidad más alta. Finalmente, el acero MN4 tratado isotérmicamente, pero sin revenido posterior, dio valores de 954 MPa y 777 MPa para la resistencia y el límite elástico, respectivamente, algo superiores a los obtenidos con revenido a 600ºC (Tabla 8).

10 Tabla 8. Propiedades mecánicas de tracción para el acero MN4

tratado isotérmicamente, sin revenido posterior.

Acero

R0.2 (Mpa) Rm (Mpa) A% Z%

MN4

777 954 15 52.5

Las buenas propiedades del acero MN4 se deben, obviamente, a la excelente microestructura obtenida, que se trata de bainita inferior muy fina (Fig. 10). Además de las buenas propiedades mecánicas obtenidas en el

15 acero MN4, es conveniente saber si este acero supone una garantía en servicio, es decir, si su microestructura es lo suficientemente estable para no sufrir modificaciones en servicio por efecto básicamente de las tensiones que pudiera soportar. La Figura 11 muestra el difractograma y el análisis correspondiente de una muestra de acero MN4 tratado isotérmicamente y sin revenido posterior. El resultado fue que no existe austenita retenida. Este resultado es muy importante y otorga al acero MN4 una calidad microestructural superior a los aceros convencionales.

20 Concretamente, los datos de la composición cuantitativa de este acero fueron:

Análisis cuantitativo

Fase 1: Hierro alfa (ferrita) 96.71 %

Fase 2: Cementita

ACERO MN4

Análisis cuantitativo

Fase 1: Hierro alfa (ferrita) 96.71 % Fase 2: Cementita 3.29 %

Estructura 1

Nombre de la fase *) Hierro alfa

2.8696

Parámetro de red (A)

ES 2 391 322 A1

Estructura 2

Nombre de la fase **) Cementita

Parámetros de red

5.0750

a (A)

6.7393

b (A)

4.5308

c (A)

*) gráfico inferior

**) gráfico superior

La no presencia de austenita retenida supone una ventaja frente a los aceros convencionales. La austenita retenida podría transformar a martensita cuando la pieza en servicio sufra una ligera deformación plástica, o bien cuando la misma pieza experimente un drástico enfriamiento debido a las condiciones climatológicas. En ambos casos, la tenacidad disminuiría y el material se volvería más frágil.

Por otra parte, el acero MN7, que contiene Ti también presentó buenos valores de tenacidad, aunque no en la misma medida que el acero MN4. La buena tenacidad del acero MN7, de 20 J a la temperatura de -23ºC, se debe fundamentalmente a que el contenido de Mn es de 1.8% y las segregaciones presentes en el acero serán menores que en los aceros MN5 y MN6, pero algo superiores a las del acero MN4.

Finalmente, el análisis de los resultados permite establecer tres aspectos fundamentales como las causas de que el acero MN4 haya alcanzado tan buenas propiedades de tenacidad, 55 J a la temperatura ambiente, que le convierte en un acero muy seguro en servicio:

A) El bajo contenido de Al no interfiere con el V y por tanto los precipitados tipo VN son muy finos y pueden servir de lugares de nucleación de la bainita.

B) El más bajo contenido de Mn (1.5%) respecto de los aceros convencionales (1.8%) ha reducido notablemente la segregación de este elemento y la formación durante la transformación bainítica de otras fases no convenientes (perlita, martensita), así como la presencia de austenita retenida.

C) Las temperaturas del tratamiento térmico son ahora más ajustadas. La temperatura de austenización (820ºC) es de unos 30ºC superior a Ac3 para conseguir un grano austenítico de partida lo más pequeño posible. La temperatura de transformación bainítica es ligeramente superior a la temperatura Ms con objeto de transformar toda la austenita en bainita. Este tratamiento ha permitido transformar toda la austenita en bainita, sin que se haya observado la presencia de austenita retenida alguna.

De acuerdo con los resultados anteriores, el acero MN4 fue el mejor de los cuatro aceros estudiados. Dado que su composición química es diferente a la composición de los aceros actualmente normalizados, como son los aceros 35MnV7 y 42MNV7, y también los tratamientos térmicos aplicados difieren en la temperatura de austenización, en la temperatura de transformación bainítica y en la temperatura de revenido, el nuevo acero se ha designado siguiendo la nomenclatura europea como el acero 38MnV6.

Las ventajas del acero 38MnV6 más importantes son:

a) El nuevo acero 38MnV6 tiene una resistencia superior a 950 MPa sin revenir y superior a 900 MPa cuando es revenido a 600ºC.

b) La temperatura de transición ITT fue de -41ºC para el criterio de tenacidad de 20 J en el acero revenido y de -29ºC para el acero sin revenir.

c) La tenacidad Charpy a temperatura ambiente (20ºC) fue aproximadamente de 55 J con estructura bainitica revenida y 40 J sin revenir.

Los valores anteriores no son alcanzados por los aceros que se fabrican actualmente, siendo la tenacidad a temperatura ambiente menor de 25 J. Por tanto, la presente invención supone una mejora considerable.

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Además el nuevo acero tiene las siguientes ventajas:

-

menor segregación del Mn, debido a su menor contenido, en comparación con otros aceros convencionales y por tanto la obtención de una microestructura bainítica más uniforme después del tratamiento isotérmico.

-

el nuevo tratamiento isotérmico que comienza con una temperatura superior y próxima a Ac3 permite obtener

5 un pequeño grano austenítico que favorece la formación de paquetes bainíticos pequeños y esto produce una gran mejora en la tenacidad del acero.

-

la temperatura de transición dúctil-frágil para el criterio de 20 J de aproximadamente -40ºC para el nuevo acero,

frente a -5ºC de los aceros actualmente comercializados. Esto tiene por consecuencia que el nuevo acero tendrá

mejor comportamiento en servicio cuando las condiciones de trabajo sean más drásticas, como podrían ser las bajas

10 temperaturas que se alcanzan en muchos lugares del planeta.

-

los bajos contenidos de Al <0.010% como una mejora a aportar en la calidad del acero.

-

no hay necesidad del revenido en las piezas tratadas isotérmicamente, ya que así las propiedades mecánicas, en particular la tenacidad, es también muy superior a la de los aceros convencionales. Esto supone un ahorro en los costos de fabricación.

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Claims (13)

1. REIVINDICACIONES

   1. Acero bainítico caracterizado porque comprende:

   -

   carbono: 0,38 ± 0,03

   -

   manganeso: 1,50± 0,05

   -vanadio: 0,11 ±0,02 siendo las cantidades expresadas como % en peso respecto al peso total.
2. 2. Acero bainítico según la reivindicación 1, caracterizado porque comprende:

   -carbono: 0,38

   manganeso: 1,50 vanadio: 0,11

3. 3.

   Acero bainítico según la reivindicación 1 ó 2, caracterizado porque comprende además:

   aluminio < 0,010 siendo las cantidades expresadas como % en peso respecto al peso total.

4. 4.

   Acero bainítico según una de las reivindicaciones 1, 2 ó 3, caracterizado porque comprende además: silicio: 0,25±0.05 nitrógeno: 0,0150-0,0200

   siendo las cantidades expresadas como % en peso respecto al peso total.

5. 5.

   Acero bainítico según la reivindicación 1, caracterizado porque comprende:

   -

   carbono: 0,38=± 0.03

   manganeso: 1,50± 0.05 vanadio: 0,11 ±0.02

   silicio: 0,25±0.05

   fósforo: menos de 0,010 azufre <0,025 aluminio< 0,005 nitrógeno: 0,0150-0,0200

   siendo las cantidades expresadas como % en peso respecto al peso total.
6. 6. Procedimiento para obtener una pieza con el acero definido en la reivindicación 1, caracterizado porque comprende:

   -

   a) fabricación de un semiproducto, preferentemente en forma de barras,

   -

   b) fabricación de la pieza a partir del semiproducto de la etapa a), y que comprende llevar a cabo al menos un tratamiento isotérmico.

7. 7.

   Procedimiento según la reivindicación 6, caracterizado porque la etapa b) comprende: enfriar a temperatura ambiente e iniciar los siguientes tratamientos isotérmicos: calentamiento a una temperatura de entre 800ºC y 850ºC, enfriamiento rápido hasta una temperatura comprendida entre 350ºC y 370ºC, y mantenimiento a esta temperatura para obtener la transformación bainítica, seguido de enfriamiento al aire.

8. 8.

   Procedimiento según la reivindicación 7, caracterizado porque el calentamiento es a 820ºC y dura 30 minutos por cada 2,5 cm de espesor de la pieza.

9. 9.

   Procedimiento según la reivindicación 6, caracterizado porque la etapa b) comprende: enfriar rápidamente la pieza hasta una temperatura comprendida entre 350ºC y 370ºC y mantenimiento a esta temperatura para obtener la transformación bainítica, seguido de enfriamiento al aire.

   ES 2 391 322 A1

   10 Procedimiento según la reivindicación 6, caracterizado porque comprende además una etapa de revenido a una temperatura de entre 500ºC y 600ºC.

10. 11.

    Uso del acero definido en la reivindicación 1 en la fabricación de componentes para la industria.

11. 12.

    Uso del acero definido en la reivindicación 1 en la fabricación de componentes, preferentemente, para la industria de automoción.

12. 13.

    Componente para la industria de automoción, caracterizado porque comprende acero como el definido en una de las reivindicaciones 1 a 5.

    ES 2 391 322 A1

    ES 2 391 322 A1

    ES 2 391 322 A1

    ES 2 391 322 A1

    ES 2 391 322 A1

    ES 2 391 322 A1

    ES 2 391 322 A1

    OFICINA ESPAÑOLA DE PATENTES Y MARCAS

    N.º solicitud: 201130680

    ESPAÑA

    Fecha de presentación de la solicitud: 29.04.2011

    Fecha de prioridad:

    INFORME SOBRE EL ESTADO DE LA TECNICA

    51 Int. Cl. : Ver Hoja Adicional

    DOCUMENTOS RELEVANTES

    Categoría

    56 Documentos citados Reivindicaciones afectadas

    A

    ES 2159614 T3 (ASCOMETAL SA) 16.10.2001, 1-13

    columna 2, líneas 25-65.

    A

    ES 2217374 T3 (ASCOMETAL SA) 01.11.2004, 1-13

    página 3, líneas 25-60.

    A

    US 5041167 A (MAZDA MOTOR) 20.08.1991, 1-13

    columna 2, líneas 50-55.

    Categoría de los documentos citados X: de particular relevancia Y: de particular relevancia combinado con otro/s de la misma categoría A: refleja el estado de la técnica O: referido a divulgación no escrita P: publicado entre la fecha de prioridad y la de presentación de la solicitud E: documento anterior, pero publicado después de la fecha de presentación de la solicitud

    El presente informe ha sido realizado • para todas las reivindicaciones • para las reivindicaciones nº:

    Fecha de realización del informe 04.07.2012

    Examinador I. González Balseyro Página 1/4

    INFORME DEL ESTADO DE LA TÉCNICA

    Nº de solicitud: 201130680

    CLASIFICACIÓN OBJETO DE LA SOLICITUD C22C38/04 (2006.01)

    C22C38/12 (2006.01) C21D9/30 (2006.01) Documentación mínima buscada (sistema de clasificación seguido de los símbolos de clasificación)

    C22C, C21D

    Bases de datos electrónicas consultadas durante la búsqueda (nombre de la base de datos y, si es posible, términos de búsqueda utilizados) INVENES, EPODOC, ALLOYS, WPI, TXTUS, TXTEP1, TXTGB1, XPESP

    Informe del Estado de la Técnica Página 2/4

    OPINIÓN ESCRITA

    Nº de solicitud: 201130680

    Fecha de Realización de la Opinión Escrita: 04.07.2012

    Declaración

    Novedad (Art. 6.1 LP 11/1986)

    Reivindicaciones Reivindicaciones 1-13 SI NO

    Actividad inventiva (Art. 8.1 LP11/1986)

    Reivindicaciones Reivindicaciones 1-13 SI NO

    Se considera que la solicitud cumple con el requisito de aplicación industrial. Este requisito fue evaluado durante la fase de examen formal y técnico de la solicitud (Artículo 31.2 Ley 11/1986).

    Base de la Opinión.-

    La presente opinión se ha realizado sobre la base de la solicitud de patente tal y como se publica.

    Informe del Estado de la Técnica Página 3/4

    OPINIÓN ESCRITA

    Nº de solicitud: 201130680

    1. Documentos considerados.-

    A continuación se relacionan los documentos pertenecientes al estado de la técnica tomados en consideración para la realización de esta opinión.

    Documento

    Número Publicación o Identificación Fecha Publicación

    D01

    ES 2159614 T3 (ASCOMETAL SA) 16.10.2001

    D02

    ES 2217374 T3 (ASCOMETAL SA) 01.11.2004

    D03

    US 5041167 A (MAZDA MOTOR) 20.08.1991

13. 2. Declaración motivada según los artículos 29.6 y 29.7 del Reglamento de ejecución de la Ley 11/1986, de 20 de marzo, de Patentes sobre la novedad y la actividad inventiva; citas y explicaciones en apoyo de esta declaración

    El objeto de la invención es un acero bainítico que contiene un 0,38 ± 0,03% peso de carbono, 1,5 ± 0,05% peso de manganeso y un 0,11 ± 0,02% peso de vanadio, así como su proceso de obtención, uso y componentes de la industria de automoción que lo contienen.

    El documento D01 divulga la composición de un acero bainítico que contiene 0,35% peso de carbono, 1,8% peso de manganeso y un 0,12% peso de vanadio.

    El documento D02 divulga la composición de un acero bainítico que contiene menos del 0,3% peso de carbono, menos del 1,6% peso de manganeso y menos del 0,3% peso de vanadio.

    El documento D03 divulga la composición de un acero bainítico que contiene 0,15-0,35% peso de carbono, 0,50-1,30% peso de manganeso y menos del 0,05-0,20% peso de vanadio.

    Ninguno de los documentos D01-D03 citados o cualquier combinación relevante de los mismos revela un acero bainítico con la composición recogida en la reivindicación 1 de la solicitud, la cual proporciona una mayor tenacidad que los aceros conocidos en el estado de la técnica.

    Por lo tanto, se considera que la invención recogida en las reivindicaciones 1-13 cumple los requisitos de novedad y actividad inventiva, según lo establecido en los Artículos 6.1 y 8.1 de la Ley de Patentes.

    Informe del Estado de la Técnica Página 4/4