ES2967098T3 - Pieza endurecida a presión con alta resistencia a la fractura retardada y un procedimiento de fabricación de la misma - Google Patents

Pieza endurecida a presión con alta resistencia a la fractura retardada y un procedimiento de fabricación de la misma Download PDF

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Abstract

La invención se refiere a una pieza de acero recubierta templada en prensa con alta resistencia a la fractura retardada, el recubrimiento que contiene compuestos intermetálicos (Fex-Aly) resultantes de la difusión de hierro en un aluminio o una aleación a base de aluminio, o una aleación de aluminio de un prerrevestimiento. , donde la composición química del acero comprende, en peso: 0,16% <= C <= 0,42%, 0,1% <= Mn <= 3%, 0,07% <= Si <= 1,60%, 0,002% <= Al <= 0,070%, 0,02% <= Cr <= 1,0%, 0,0005 <= B <= 0,005%, 0,002% <=Mg <= 0,007%, 0,002% <=Ti <= 0,11%, 0,0008% <=O <= 0,005%, en donde (Ti) x (O)2x107 <= 2, 0,001% <=N <= 0,007%, 0,001% <= S <= 0,005%, 0,001% <= P <= 0,025% y opcionalmente uno o más elementos seleccionados de la lista de: 0,005% <= Ni <= 0,23%, 0,005% <= Nb <= 0,060%, el resto siendo Fe e impurezas inevitables, y en donde la microestructura comprende al menos 95% de martensita. (Traducción automática con Google Translate, sin valor legal)

Description

DESCRIPCIÓN
Pieza endurecida a presión con alta resistencia a la fractura retardada y un procedimiento de fabricación de la misma[0001]La invención se refiere a una pieza de acero endurecido a presión fabricada a partir de una lámina de acero calentada, conformada a presión y enfriada rápidamente, que proporciona propiedades mecánicas de alta resistencia a la tracción con una alta resistencia a la fractura retardada. Estas piezas endurecidas a presión pueden tener formas complejas y garantizar funciones antiintrusión o de absorción de energía en automóviles o camiones.
[0002]Para la fabricación de estructuras de Carrocería en Blanco recientes en la industria automovilística, el procedimiento de endurecimiento a presión, también llamado estampado en caliente o procedimiento de conformado a presión en caliente, es una tecnología de rápido crecimiento para la producción de piezas de acero con una alta resistencia mecánica, lo que permite obtener una reducción de peso junto con una alta resistencia en caso de colisiones de vehículos. Por ejemplo, pueden fabricarse piezas de vehículos como parachoques, puertas o raíles, pilares, etc. mediante este procedimiento.
[0003]La implementación del endurecimiento a presión usando láminas o piezas en bruto aluminizadas revestidas previamente se conoce en particular a partir de las publicaciones EP3396010, FR2780984 y WO2008053273: una lámina de acero aluminizado apta para el tratamiento térmico se corta para obtener una pieza en bruto, se calienta en un horno y se transfiere rápidamente a una prensa, se conforma en caliente y se enfría en los troqueles de prensado. Durante el calentamiento en el horno, el recubrimiento previo de aluminio se alea con el acero del sustrato, formando así un compuesto que garantiza la protección de la superficie de acero contra la descarburación y la formación de incrustaciones. El calentamiento se realiza a una temperatura que permite obtener la transformación parcial o total del sustrato de acero en austenita. La austenita se transforma durante el enfriamiento resultante de la extracción de calor de los troqueles de prensado, en constituyentes microestructurales como martensita y/o bainita, consiguiendo así el endurecimiento estructural del acero. Posteriormente se obtienen una alta dureza y resistencia mecánica después del endurecimiento a presión.
[0004]Con una composición de acero 22MnB5, la velocidad de enfriamiento debe ser superior a 50 °C/s si se desea una estructura martensítica completa incluso en las zonas deformadas de la pieza. Partiendo de una resistencia a la tracción de aproximadamente 500 MPa, la pieza endurecida a presión final tiene una microestructura completamente martensítica y un valor de resistencia a la tracción de aproximadamente 1500 MPa.
[0005]Este nivel de resistencia resulta satisfactorio para muchas aplicaciones. No obstante, la demanda de una reducción del consumo energético de los vehículos impulsa la búsqueda de vehículos aún más ligeros mediante el uso de piezas cuya resistencia mecánica sea aún mayor, es decir, cuya resistencia a la tracción pueda alcanzar 1800 o incluso 2000 MPa. Un alto nivel de resistencia generalmente se asocia a una microestructura martensítica completa o muy predominante en la pieza endurecida a presión. Se reconoce que este tipo de microestructura presenta una menor resistencia a la fractura retardada: después del endurecimiento a presión, las piezas fabricadas pueden ser susceptibles a la aparición de grietas o fracturas transcurrido un tiempo, bajo la conjunción de tres factores: - una microestructura martensítica predominante;
- la presencia de un nivel suficiente de tensiones aplicadas o residuales;
- una cantidad suficiente de hidrógeno difusible. Este elemento puede introducirse durante el calentamiento de las piezas en bruto en el horno antes de la etapa de estampación en caliente y endurecimiento a presión: el vapor de agua presente en el horno puede disociarse y adsorberse en la superficie de la pieza en bruto. Esto ocurre, sobre todo, cuando se calientan piezas en bruto de acero aluminizado previamente recubiertas, ya que el vapor de agua de la atmósfera del horno reacciona con el recubrimiento previo de Al, generando hidrógeno que se difunde en el sustrato de acero debido a la alta solubilidad de este elemento a alta temperatura. Sin embargo, cuando la pieza endurecida a presión se enfría a temperatura ambiente, el recubrimiento de Al actúa como una barrera, por lo que se impide en gran medida que el hidrógeno salga por efusión de la pieza. Así, puede llegar a producirse un agrietamiento retardado si se cumplen simultáneamente las condiciones anteriores.
[0006]Con el fin de resolver el problema de la fractura retardada de las piezas endurecidas a presión previamente recubiertas de Al, se ha propuesto controlar rigurosamente la atmósfera del horno de calentamiento y las condiciones de corte de las piezas en bruto para minimizar el nivel de tensiones y de factores de intensidad de tensiones. También se ha propuesto realizar tratamientos térmicos posteriores en las piezas estampadas en caliente para permitir la desgasificación del hidrógeno. También se ha propuesto la deposición de recubrimientos específicos que reducen la adsorción de hidrógeno sobre la superficie de la lámina de acero. Sin embargo, el sector demanda un procedimiento más sencillo que incluya un material que evite el riesgo de fractura retardada, que ahorre limitaciones y costes adicionales y que no exija cambios en el control del proceso de endurecimiento a presión.
[0007]Por consiguiente, se busca un procedimiento de fabricación de piezas aluminizadas endurecidas a presión que ofrezcan simultáneamente una resistencia a la tracción TS comprendida entre 1400 y 2000 MPa y un umbral de resistencia a la fractura retardada<odf>con un valor elevado con respecto al valor TS, es decir, tal como<odf>^ 3x 1016 x TS'4345 100, expresándose<odf>y TS en MPa. La obtención simultánea de una alta TS y un elevado<odf>resulta especialmente deseada y difícil de conseguir.
[0008]La resistencia a la fractura retardada se mide según las directrices de la norma SEP1970: «Ensayo de la resistencia de aceros avanzados de alta resistencia (AHSS) para aplicaciones automovilísticas frente la fractura por fragilidad inducida por hidrógeno relacionada con la producción». Para evaluar<odf>, una muestra que incluye un orificio perforado de 10 mm de radio se somete a un esfuerzo de tracción constante. El orificio crea una concentración macroscópica de tensiones y una deformación plástica local que induce daños que pueden favorecer el inicio de una fractura retardada.<odf>se define como la relación entre la carga nominal de ensayo y el área de sección de la muestra sometida a dicha carga. odf se mide a partir de ensayos realizados bajo diferentes fuerzas aplicadas: si la fractura se produce antes de 96 horas de ensayo, se realizan nuevos ensayos bajo un valor de esfuerzo de tracción inferior. Así, el nivel de esfuerzo disminuye hasta que no se produce ninguna fractura. Se necesitan tres muestras sin fractura para definir el umbral odf, que es el valor crítico por debajo del cual no se produce una fractura retardada. Por lo tanto, este ensayo se considera riguroso y discriminante para los materiales. Con el fin de resolver los problemas antes mencionados, la invención se refiere a una pieza de acero recubierto endurecido a presión con una alta resistencia a la fractura retardada, conteniendo el recubrimiento compuestos intermetálicos (Fex-Aly) resultantes de la difusión de hierro en un aluminio o una aleación a base de aluminio, o una aleación de aluminio de un recubrimiento previo, en la que la composición química del acero comprende, en peso: 0,16 % < C < 0,42 %, 0,1 % < Mn < 3 %, 0,07 % < Si < 1,60 %, 0,002 % < Al < 0,070 %, 0,02 % < Cr < 1,0 %, 0,0005 < B < 0,005 %, 0,002 % < Mg < 0,007 %, 0,002 % < Ti < 0,11 %, 0,0008 % < O < 0,005 %, donde (Ti) x (O)2x107< 2, 0,001 % <N < 0,007 %, 0,001 % < S < 0,005 %, 0,001 % < P < 0,025 % y opcionalmente, uno o más elementos seleccionados de la lista de: 0,005 % < Ni < 0,23 %, 0,005 % < Nb < 0,060 %, siendo el resto Fe e impurezas inevitables, y en la que la microestructura comprende al menos un 95 % de martensita. Según una primera realización, el acero recubierto endurecido a presión comprende: 0,18 % < C < 0,35 %.
[0009]Según una segunda realización, el acero recubierto endurecido a presión comprende: 0,55 % < Mn < 1,40 %.
[0010]Según una tercera realización, el acero recubierto endurecido a presión comprende Si < 0,30 %.
[0011]Según una realización, el tamaño medio dav de los óxidos, carbonitruros, sulfuros y oxisulfuros es inferior a 1,7 pm y se cumple al menos una de las condiciones (C1) o (C2):
- (C1): la suma N(M9o+m9o-ai203) del número de partículas de MgO y MgO-Al2O3 por unidad de superficie es superior a 90 por mm2,
- (C2): el número N(M9o-TixOy) de partículas de MgO-TixOy por unidad de superficie es superior a 100 por mm2, y su tamaño medio es inferior a 1 pm.
[0012]Preferentemente, la microestructura contiene bainita y/o ferrita.
[0013]Según otra realización, el grosor de la pieza de acero recubierto endurecido a presión está comprendido entre 0,8 y 4 mm.
[0014]Según una realización, la resistencia a la tracción de la pieza de acero recubierto endurecido a presión está comprendida entre 1400 y 2000 MPa.
[0015]Preferentemente, el límite elástico de la pieza de acero recubierto endurecido a presión es superior a 1000 MPa.
[0016]La invención también se refiere a un procedimiento de fabricación de una pieza de acero recubierto endurecido a presión con una alta resistencia a la fractura retardada, que comprende las etapas siguientes y sucesivas:
- proporcionar acero líquido que comprende 0,16 % < C < 0,42 %, 0,1 % < Mn < 3 %, 0,07 % < Si < 1,60 %, 0,002 % < Al < 0,070 %, 0,02 % < Cr < 1,0 %, 0,0005 < B < 0,005 %, 0,002 % <Ti < 0,11 %, 0,001 % < O < 0,008 %, donde (Ti) x (O)2 x107 < 2, 0,001 % <N < 0,007 %, y opcionalmente: 0,005 % < Ni < 0,23 %, 0,005 % < Nb < 0,060 %, 0,001% < S < 0,005 %, 0,001% <P < 0,025 %, siendo el resto Fe e impurezas inevitables, y, a continuación
- añadir Mg o una aleación de Mg para obtener un acero líquido con una composición química según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 4, estando comprendida la temperatura Taddition entre Tliquidus y (Tliquidus+70 °C), y a continuación
- colar dicho acero líquido en forma de semiproducto, siendo el tiempo transcurrido entre la adición del Mg o la aleación de Mg y el inicio de la solidificación del acero líquido inferior a 30 minutos, y a continuación
- calentar dicho semiproducto a una temperatura comprendida entre 1250 y 1300 °C para obtener un semiproducto calentado, y a continuación
- laminar dicho semiproducto para obtener una lámina de acero laminada, y a continuación
- recubrir previamente dicha lámina de acero laminada con aluminio o una aleación a base de aluminio, o una aleación de aluminio para obtener una lámina de acero previamente recubierta, y a continuación
- cortar dicha lámina de acero previamente recubierta para obtener una pieza en bruto de acero previamente recubierta,
- calentar dicha pieza en bruto de acero previamente recubierta para obtener una pieza en bruto calentada con una estructura completamente austenítica, y a continuación
- conformar mediante estampado en caliente de dicha pieza en bruto calentada para obtener una pieza conformada mediante estampado en caliente, y a continuación
- enfriar dicha pieza conformada por estampado en caliente manteniéndola en una herramienta de estampado para obtener una pieza de acero recubierto endurecido a presión con una microestructura que comprenda al menos un 95 % de martensita.
[0017] Según una realización, la duración tD es inferior a 1 minuto.
[0018] Según otra realización, la duración tD es inferior a 10 s.
[0019] Preferentemente, el calentamiento de la pieza en bruto previamente recubierta se realiza hasta una temperatura 0m comprendida entre 890 y 950 °C y un tiempo de permanencia total tm comprendido entre 1 y 10 minutos.
[0020] Aún más preferentemente, el calentamiento de la pieza en bruto de acero previamente recubierta se realiza en un horno con una atmósfera cuyo punto de rocío está comprendido entre 10 y 25 °C.
[0021] Según una realización preferida, la fabricación se realiza a partir de una lámina de acero previamente recubierta con un grosor comprendido entre 0,8 y 4 mm. Preferentemente, la fabricación se realiza de tal manera que la resistencia a la tracción
de la pieza de acero revestido endurecido a presión está comprendida entre 1400 y 2000 MPa.
[0022] Preferentemente, la fabricación se realiza de forma que el límite elástico de la pieza de acero recubierto endurecido a presión sea superior a 1000 MPa.
[0023] La invención también se refiere al uso de una pieza endurecida a presión como se mencionó anteriormente, o fabricada según el procedimiento que se mencionó anteriormente, para la fabricación de piezas estructurales o de seguridad de vehículos de motor.
[0024] La invención se describirá ahora en detalle y se ilustrará mediante ejemplos sin introducir limitaciones, con referencia a las figuras adjuntas entre las que:
- la figura 1 ilustra el tamaño de distribución de una población de partículas en una pieza endurecida a presión según la invención.
- la figura 2 ilustra el tamaño de distribución de una población de partículas en una pieza endurecida a presión de referencia.
- la figura 3 ilustra el umbral de fractura retardada en función de la resistencia a la tracción, para piezas endurecidas a presión según la invención y para piezas endurecidas a presión de referencia.
- la figura 4 ilustra el comportamiento en ensayo de dilatometría de una pieza endurecida a presión según una realización de la invención, y de una pieza endurecida a presión de referencia.
- según otra realización de la invención, la figura 5 ilustra la formación de bainita que se ha producido durante el enfriamiento, en presencia de partículas que contienen Mg en una pieza endurecida a presión según la invención.
[0025] A continuación, se explicarán la composición y las características microestructurales de la pieza endurecida a presión según la invención. La composición del acero comprende, o consiste particularmente de los siguientes elementos, expresados en peso:
- un contenido en carbono comprendido entre el 0,16 % y el 0,42 %. Este elemento desempeña un papel fundamental en la templabilidad y la resistencia a la tracción obtenidas tras el endurecido a presión. Por debajo de un contenido del 0,16 % en peso, no se puede alcanzar el nivel de resistencia a la tracción TS de 1400 MPa tras el endurecimiento a presión. Por encima de un contenido del 0,42 % en peso, el riesgo de fractura retardada aumentaría hasta tal nivel que habría que aplicar costosas adiciones de recubrimientos o elementos, p un control del punto de rocío.
[0026] Con un contenido de carbono comprendido entre el 0,18 % y el 0,35 % en peso, se pueden obtener de forma estable las propiedades deseadas, manteniendo la soldabilidad en un nivel satisfactorio y limitando los costes de producción.
- además de su papel como desoxidante, el manganeso aumenta la templabilidad: su contenido debe ser superior al 0,1 % en peso para obtener una temperatura de inicio de transformación Ms (austenita ^ martensita) lo suficientemente baja durante el enfriamiento en la prensa, lo que permite aumentar la resistencia a la tracción de la pieza endurecida a presión. Se puede obtener una mayor resistencia a la fractura retardada limitando el contenido de manganeso al 3 %. El manganeso se segrega en los límites de grano austeníticos y aumenta el riesgo de rotura intergranular en presencia de hidrógeno. Un contenido de manganeso comprendido entre el 0,55 % y el 1,40 % está más particularmente adaptado para obtener una mayor resistencia a la corrosión bajo tensión.
- el contenido de silicio del acero está comprendido entre el 0,07 % y el 1,60 % en peso: con un contenido de silicio superior al 0,07 %, puede obtenerse un endurecimiento adicional y el silicio contribuye a la desoxidación del acero líquido. Sin embargo, su contenido debe limitarse al 1,60 % para evitar la formación excesiva de óxidos superficiales que perjudicarían la capacidad de recubrimiento en el proceso de inmersión en caliente. A este respecto, el contenido de silicio es preferentemente inferior al 0,30 %.
- en una cantidad superior o igual a 0,002 %, el aluminio es un elemento que permite la desoxidación en el metal líquido durante la elaboración, y contribuye a la precipitación del nitrógeno. Cuando su contenido es superior al 0,070 %, puede formar aluminatos gruesos durante la fabricación de acero que tienden a reducir la ductilidad.
- el cromo aumenta la templabilidad y contribuye a obtener el nivel de resistencia a la tracción deseado tras el endurecimiento a presión. Por encima de un contenido igual al 1,0 % en peso, el efecto del cromo sobre la homogeneidad de las propiedades mecánicas de la pieza endurecida a presión se satura. En una cantidad superior al 0,02 %, este elemento contribuye a aumentar la resistencia a la tracción.
- en un contenido superior al 0,0005 % en peso, el boro aumenta significativamente la templabilidad. Al difundirse en los límites de grano de la austenita, ejerce una influencia favorable al impedir la segregación intergranular del fósforo. Por encima del 0,005 %, el efecto del B se satura.
- El magnesio es un elemento particularmente importante en la invención: se requiere un contenido no inferior al 0,002 % en peso para crear un número suficiente de partículas, como MgO, MgO-Al2O3 o MgOTixOy fino por unidad de superficie, con el fin de desencadenar eficazmente la formación de bainita y/o ferrita, y/o de refinar la estructura martensítica de los listones, durante la etapa de enfriamiento de la pieza en el conformado por estampado en caliente. Como se explica más adelante, los inventores han puesto en evidencia que la presencia de bainita y/o ferrita en presencia de estas partículas, en una matriz martensítica, incluso en una cantidad inferior al 5 % en fracción de superficie, aumenta significativamente la resistencia a la fractura retardada sin reducir notablemente el esfuerzo de tracción. Un contenido de magnesio superior al 0,007 % provoca un nivel de desoxidación demasiado elevado, por lo que el contenido de oxígeno puede ser demasiado bajo como para proporcionar un número suficiente de partículas que sean activas con respecto a la formación de bainita y/o ferrita, y/o el refinamiento de la martensita.
- se necesita un contenido de titanio no inferior al 0,002 % en peso para combinarse con el nitrógeno. Por lo tanto, el titanio protege al boro de la unión con el nitrógeno, y el boro libre está disponible para aumentar la templabilidad. Un contenido de titanio no superior al 0,011 % en peso permite evitar la precipitación de carbonitruros de titanio gruesos en la fase líquida, lo que reduciría drásticamente la resistencia de la pieza endurecida a presión.
- un contenido de oxígeno no inferior al 0,0008 % permite crear un número suficiente de óxidos por unidad de superficie, que desencadenan eficazmente la formación de bainita y/o ferrita, y/o el refinamiento de la martensita. Sin embargo, cuando el contenido de oxígeno es superior al 0,005 %, los óxidos tienden a engrosarse y se reduce el número de partículas activas por unidad de superficie.
- Los contenidos de titanio y oxígeno deben seleccionarse no solo individualmente, sino también en mutua consideración: más concretamente, (Ti) x (O)2 x107 debe ser no superior a 2, expresándose los contenidos de Ti y O en porcentaje en peso.
[0027]Cuando (Ti) x (O)2 x107 es superior a 2, los óxidos gruesos precipitan, y tiende a producirse más escasamente la formación de bainita y/o ferrita, y/o el refinamiento de la martensita.
[0028]Los inventores también han evidenciado que se obtiene una alta resistencia a la fractura retardada cuando están presentes algunas características de las partículas:
- el tamaño medio de los óxidos, carbonitruros, sulfuros y oxisulfuros es inferior a 1,7 pm. El tamaño medio dav de las características de las partículas se mide mediante observaciones en muestras pulidas con un microscopio electrónico de barrido. Se consideran al menos 2000 partículas para obtener datos estadísticamente representativos. Una vez identificada la presencia de una partícula, se determina su naturaleza mediante espectrometría por dispersión de energía mediante el barrido de toda la partícula. El tamaño máximo (dmax(i)) y mínimo (dmin(i)) de cada partícula (i) se determina mediante el análisis de imágenes y, a continuación, el tamaño medio dav(i) de cada partícula se calcula mediante: ((dmax(i))+(dmin(i))/2, a continuación, se obtiene dav como el valor medio de dav(i) para las (i) partículas, independientemente de su naturaleza (óxidos, carbonitruros, sulfuros u oxisulfuros)
- Sin querer ceñirse a una teoría, se cree que un tamaño medio de las partículas inferior a 1,7 pm aumenta la resistencia a la fractura retardada, ya que una mayor relación (superficie/volumen) de las partículas provoca una potenciación de la formación de bainita y/o ferrita, y/o del refinamiento de la martensita. Además, la limitación del dav por debajo de 1,7 pm contribuye a reducir el riesgo de inicio de fractura bajo tensión externa.
[0029]Los inventores también han evidenciado que se obtiene una mayor resistencia a la fractura retardada cuando se cumple al menos una de las dos condiciones, a las que se hace referencia como (C1) y (C2), relativas a las características de determinadas partículas:
- (C1): la suma N(M9o+m9o-ai2O3) de partículas de MgO y MgO-Al2O3 por unidad de superficie es superior a 90 por mm2, - (C2): el número N(M9O-TixOy) de partículas de MgO- TixOy por unidad de superficie es superior a 100 por mm2, y su tamaño medio es inferior a 1 |jm.
[0030] Los inventores han puesto en evidencia que estas partículas son estables con respecto al tratamiento termomecánico experimentado por las piezas en bruto durante el conformado por estampado en caliente, es decir, con respecto al calentamiento en el dominio austenítico hasta 950 °C y a la deformación durante el conformado por estampado, ya que se ha observado que estas partículas no se fracturan incluso en las zonas más deformadas de las piezas. Así, las características de las partículas (naturaleza, tamaño, número) de las piezas en bruto antes del endurecimiento a presión son similares a las de las piezas después del endurecimiento a presión.
[0031] Sin querer ceñirse a una teoría, se cree que los óxidos que contienen Mg (es decir, MgO, MgO-AI2O3, MgO-TixOy) resultan especialmente eficaces para potenciar la formación de bainita y/o ferrita, y/o el refinamiento de la martensita durante la etapa de enfriamiento en el conformado por estampado en caliente, lo que a su vez aumenta la resistencia a la fractura retardada, y que el número de estos óxidos debe ser lo suficientemente elevado para obtener un efecto positivo.
- un contenido de nitrógeno superior a más del 0,001 % permite obtener precipitaciones de (Ti (CN), o Ti-Nb(VN) o Nb(CN) si el Nb está presente, lo que limita el crecimiento del grano de austenita. No obstante, el contenido debe limitarse al 0,007 % para evitar la formación de precipitados gruesos de nitruros/carbonitruros.
[0032] En cantidades excesivas, el azufre y el fósforo tienden a aumentar la fragilidad. Por ello, el contenido de azufre se limita al 0,005 % en peso para evitar una formación demasiado elevada de sulfuros y oxisulfuros. Sin embargo, un contenido de azufre muy bajo, es decir, inferior al 0,001 %, resulta innecesariamente costoso de conseguir dado que no aporta un beneficio adicional significativo.
[0033] Por razones similares, el contenido de fósforo está comprendido entre el 0,001 % y el 0,025 % en peso. En contenido excesivo, este elemento se segrega en las uniones de los granos austeníticos y aumenta el riesgo de fractura retardada por rotura intergranular.
[0034] Opcionalmente, la composición de acero también puede comprender níquel en un contenido comprendido entre el 0,005 y el 0,23 % en peso. Cuando se localiza en la superficie del sustrato de acero endurecido a presión, el Ni reduce significativamente la sensibilidad a la fractura retardada, principalmente al crear una barrera contra la penetración de hidrógeno en la pieza en bruto a alta temperatura. No puede haber mejora cuando el contenido de Ni es inferior al 0,005 %. Sin embargo, dado que la adición de níquel es costosa, su adición opcional se limita al 0,23 %.
- la composición del acero también puede comprender opcionalmente niobio: cuando está presente en un contenido superior al 0,005 % en peso, el Nb forma carbonitruros que pueden contribuir a restringir el crecimiento del grano de austenita durante el calentamiento de las piezas en bruto. Sin embargo, su contenido no debe ser superior al 0,060 % debido a su capacidad para limitar la recristalización durante el laminado en caliente, lo que aumenta tanto las fuerzas de laminado como la dificultad de fabricación.
[0035] El resto de la composición de acero es hierro e impurezas inevitables resultantes de la elaboración.
[0036] A continuación, se describirá el procedimiento de fabricación de la pieza endurecida a presión según la invención.
Se suministra acero líquido que comprende: 0,16 % < C < 0,42 %, 0,1 % < Mn < 3 %, 0,07 % < Si < 1,60 %, 0,002 % < Al < 0,070 %, 0,02 % < Cr < 1,0 %, 0,0005 < B < 0.005 %, 0,002 % <Ti < 0,11 %, 0,001 % < O < 0,008 %, donde 0,05 < (Ti) x (O)2 x107< 2, 0,001 % < N < 0,007 %, y opcionalmente: 0,005 % < Ni < 0,23 %, 0,005 % < Nb < 0,060 %, 0,001% < S < 0,005 %, 0,001% <P < 0,025 %, siendo el resto Fe e impurezas inevitables.
[0037] En esta etapa, el contenido de oxígeno del acero líquido tiene en cuenta que este contenido puede reducirse ligeramente debido a la posterior desoxidación por el magnesio. La adición de Mg se realiza en la acería, o bien mientras el acero líquido está en una cuchara, en una artesa colocada entre una cuchara y una instalación de colada continua, o en un dispositivo colocado en la sección superior de una instalación de colada continua mientras el acero está totalmente líquido y empieza a solidificarse inmediatamente después. Debido a la baja temperatura de ebullición del Mg, esta adición se realiza preferentemente mediante un alambre que se suministra a alta velocidad de alimentación en el acero líquido. De este modo, una longitud suficiente del alambre se sumerge en el acero líquido y puede contrarrestar la evaporación del Mg gracias a la presión ferrostática. Debido a la adición de Mg en el acero líquido y a su reacción con el oxígeno disuelto y la eventual reducción de algunos óxidos preexistentes, precipitan los óxidos de MgO y/o MgO-Al2O3 y/o MgO-TixOy. TixOy designan compuestos como Ti2O3, TiaOs... La temperatura Taddition a la que se añade el Mg en el acero líquido está comprendida entre Tiiquidus (temperatura liquidus del acero) y (Tiiquidus+70 °C). Si la Taddition es superior a (Tliquidus+70 °C), podrían crearse precipitados gruesos con un tamaño medio superior a 1,7 |jm, que reducen la resistencia a la fractura retardada.
[0038]Cualquiera que sea el lugar de adición del Mg (cuchara, artesa o sección inicial de la instalación de colada continua), el tiempo que debe transcurrir entre la adición del Mg y el inicio de la solidificación del acero líquido no debe superar los 30 minutos. De lo contrario, la decantación del Mg o de los óxidos que contienen Mg puede ser demasiado importante y el número de estas partículas una vez solidificado el acero puede ser insuficiente.
[0039]Para minimizar el fenómeno de decantación, la adición se realiza en la artesa, por lo que puede ser inferior a 1 minuto.
[0040]Para una minimización aún mayor, la adición se realiza con un to inferior a 10s. Esto puede lograrse mediante la adición en una boquilla sumergida en la parte superior de la instalación de colada continua, como una boquilla de chorro hueco, que, de por sí, es un dispositivo conocido.
[0041]Una vez fundido el acero en forma de semiproducto, como bloque o lingote, comienza la solidificación del semiproducto. La solidificación se realiza de forma que la velocidad de enfriamiento Vs en la superficie del semiproducto sea superior a 30 °C/s. Esto contribuye a evitar precipitados gruesos con un tamaño medio superior a 1,7 jm.
[0042]A continuación, se realiza el laminado de dicho semiproducto para obtener una lámina de acero laminada. Esta puede adoptar la forma de una lámina de acero laminada en caliente o de otra laminada en frío, con un grosor comprendido entre 0,8 y 4 mm. Esta gama de grosores es apta para las herramientas industriales de endurecimiento a presión, en particular para las prensas de estampado en caliente. La lámina laminada puede tener un grosor uniforme o no uniforme dentro de la gama mencionada. En este último caso, se puede obtener mediante un procedimiento de por sí conocido, tal como el laminado a la medida.
[0043]A continuación, se realiza el recubrimiento previo de la lámina laminada. En el contexto de la invención, el recubrimiento previo designa el recubrimiento aplicado a la superficie de la lámina de acero plana, que aún no se ha sometido a un tratamiento térmico que precede inmediatamente al conformado por estampado en caliente y que provoca la difusión del acero en el recubrimiento previo. El recubrimiento previo puede ser de aluminio o una aleación a base de aluminio (es decir, el aluminio es el elemento principal en porcentaje en peso del recubrimiento previo) o una aleación de aluminio (es decir, el aluminio es superior al 50 % en peso en el recubrimiento previo).
[0044]La lámina de acero previamente recubierta se puede obtener mediante inmersión en caliente en un baño a una temperatura de aproximadamente 670-680 °C, dependiendo la temperatura exacta de la composición de la aleación a base de aluminio o la aleación de aluminio. Un recubrimiento previo preferido es Al-Si, que se obtiene sumergiendo en caliente la lámina en un baño que comprende, en peso, entre el 5 % y el 11 % de Si, entre el 2 % y el 4 % de Fe, opcionalmente entre el 0,0015 y el 0,0030 % de Ca, siendo el resto Al e impurezas resultantes de la fundición. Las características de este recubrimiento previo se adaptan específicamente a los ciclos térmicos del endurecimiento a presión.
[0045]El grosor del recubrimiento previo a cada lado de la lámina de acero está comprendido entre 10 y 35 jm. Para un grosor de recubrimiento previo inferior a 10 jm, la resistencia a la corrosión después del endurecimiento a presión disminuye. Si el grosor del recubrimiento previo es superior a 35 jm, la aleación con hierro del sustrato de acero es más difícil en la parte externa del recubrimiento previo, lo que aumenta el riesgo de la presencia de una fase líquida en la etapa de calentamiento inmediatamente anterior al endurecimiento a presión, de ahí el riesgo de contaminación de los rodillos en los hornos.
[0046]A continuación, la chapa de acero plana previamente recubierta, que en esta fase suele tener una microestructura de ferrita-perlita, se corta para obtener una pieza en bruto de acero previamente recubierta, cuya geometría de contorno puede ser más o menos compleja en relación con la geometría de la pieza final endurecida a presión.
[0047]A continuación, la pieza en bruto de acero previamente recubierta se calienta hasta una temperatura 0m. El calentamiento se realiza ventajosamente en un horno una sola zona o un horno multizona, es decir, en este último caso, con diferentes zonas que presentan sus propios medios de calentamiento y parámetros de ajuste. El calentamiento puede realizarse mediante dispositivos tales como quemadores, tubos radiantes, resistencias eléctricas radiantes o por inducción, pudiendo disponerse estos medios de forma independiente o combinada. Debido a la composición y a las características microestructurales del acero en bruto, no es necesario un costoso control del punto de rocío de la atmósfera del horno. Así, el punto de rocío puede estar comprendido ventajosamente entre 10 y 25 °C.
[0048]La pieza en bruto de acero previamente recubierta se calienta hasta una temperatura máxima 0m que permite transformar la microestructura inicial del acero en austenita.
[0049]En función de la composición del acero, de las características del recubrimiento y del rango de grosores de la pieza en bruto, la temperatura 0m se sitúa ventajosamente entre 890 y 950 °C, y el tiempo total de permanencia tm en el horno se sitúa entre 1 y 10 minutos. Durante este tratamiento térmico, el recubrimiento previo se transforma, por difusión desde los elementos del sustrato de acero, en un recubrimiento sobre la superficie de la pieza endurecida a presión. Este recubrimiento contiene compuestos intermetálicos (Fex-Aly) resultantes de la difusión del hierro en el recubrimiento previo.
[0050]Después de mantenerse a 0m, la pieza en bruto calentada se transfiere rápidamente a una prensa de conformado y se conforma en caliente para obtener una pieza. A continuación, la pieza se mantiene dentro de la herramienta de estampado para garantizar una velocidad de enfriamiento adecuada y evitar distorsiones debidas a las heterogeneidades en la contracción y las transformaciones de fase. La pieza se enfría principalmente por conducción mediante transferencia de calor con las herramientas. En función de la microestructura deseada, la herramienta puede incluir circulación de refrigerante para aumentar la velocidad de enfriamiento o cartuchos de calentamiento para reducir las velocidades de enfriamiento. Por lo tanto, la velocidad de enfriamiento se puede ajustar con precisión teniendo en cuenta la capacidad de endurecimiento de la composición de sustrato a través de la implementación de dichos medios. La velocidad de enfriamiento puede ser uniforme en la pieza o puede variar de una zona a otra según el medio de enfriamiento, lo que permite lograr propiedades de resistencia o ductilidad aumentadas localmente.
[0051]Para lograr una elevada resistencia a la tracción, la microestructura de la pieza endurecida a presión comprende más de un 95 % de martensita. La velocidad de enfriamiento se elige en función de la composición del acero, de forma que sea superior a la velocidad crítica de enfriamiento martensítico. Como realización preferida para el acero al boro que contiene 0,18-0,24 %C, la velocidad de enfriamiento de 750 a 400 °C es superior a 40 °C/s. Ejemplo
[0052]Se han elaborado aceros con composiciones según la tabla 1. Las composiciones se expresan en porcentaje en peso, siendo el resto Fe e impurezas inevitables.
[0053]Las coladas se han elaborado añadiendo aleación de Mg a temperaturas comprendidas entre Tuquidus y TLiquidus 70 °C, siendo la temperatura liquidus para las composiciones de acero de unos 1490 °C. El tiempo transcurrido entre la adición de la aleación de Mg y el inicio de la solidificación del acero líquido es inferior a 30 minutos, excepto para el acero RB, en el que to es de 45 minutos.
[0054]La solidificación se ha realizado de manera que se obtenga una velocidad de enfriamiento Vs superior a 30 °C/s para todas las coladas, excepto para el acero RF, en el que la velocidad de enfriamiento es inferior a 30 °C/s.
[0055]Los semiproductos obtenidos se han calentado entre 1200 °C y 1255 °C durante dos horas y, posteriormente, se han laminado en caliente con una temperatura de acabado de 900 °C, hasta obtener un grosor de 2,4 mm. Estas chapas laminadas en caliente se han laminado en frío hasta obtener un grosor de 1,2 mm y, a continuación, se han recubierto previamente con Al-Si. Posteriormente, las láminas de acero previamente recubierto se han cortado para obtener piezas en bruto de acero previamente recubiertas.
[0056]Las características de las poblaciones de óxidos, carbonitruros, sulfuros y oxisulfuros se han determinado mediante la metodología descrita anteriormente, en muestras pulidas observadas a lo largo de la dirección de laminado de la lámina, analizando al menos 2000 partículas.
Valores subrayados: fuera de la invención
[0057]Las piezas endurecidas a presión se han fabricado según las condiciones mencionadas en la tabla 2. A 0m = 900 °C, la estructura del acero es austenítica. El punto de rocío se ha controlado mezclando un primer flujo gaseoso seco con un segundo flujo gaseoso que incluye humedad; la cantidad relativa del segundo flujo permite alcanzar diferentes valores de punto de rocío. Las piezas endurecidas a presión se han referenciado según su composición y el procedimiento de fabricación de endurecido a presión: por ejemplo, IA2 se refiere al acero IA cortado en forma de pieza en bruto y posteriormente endurecido a presión según la condición 2.
Tabla 2
Condiciones de fabricación de las piezas endurecidas a presión
[0058]En todos los casos, la microestructura comprende al menos un 95 % de martensita, expresándose esta cantidad en fracción de superficie o volumen. El recubrimiento contiene compuestos intermetálicos (Fex-Aly) resultantes de la difusión del hierro en el recubrimiento previo de Al-Si. Las características relativas a las partículas de las piezas endurecidas a presión se presentan en la Tabla 3.
Tabla 3
Características de las partículas de las piezas endurecidas a presión Valores subrayados: fuera de la invención n.a.: no aplicable
[0059]Las propiedades de tracción (límite elástico YS, resistencia a la tracción TS) se han medido en las piezas endurecidas a presión según la norma ISO 6892-1 y se recogen en la Tabla 4.
[0060]Como se ha descrito anteriormente, la resistencia a la fractura retardada<odf>de las piezas endurecidas a presión se ha medido según las directrices de la norma SEP1970. Las muestras con un orificio perforado de 10 mm de radio se han sometido a un esfuerzo de tracción constante durante 96 horas hasta su eventual fractura. Los valores de<odf>también figuran en la Tabla 4.
Tabla 4
Características mecánicas de las piezas endurecidas a presión Valores subrayados: fuera de la invención[0061]Como se muestra en la figura 3, las piezas endurecidas a presión IA2 a ID2 según la invención muestran una alta resistencia a la fractura retardada, ya que<odf>supera notablemente el valor de 3x 10163 TS-4345 100 MPa.
[0062]La figura 1 ilustra la distribución granulométrica de las partículas en la pieza endurecida a presión IA2. La mayoría de las partículas son muy finas, siendo el tamaño medio dav de 1,1 pm.
[0063]Aunque contenga Mg en un contenido adecuado, la pieza endurecida a presión RA2 tiene un contenido demasiado elevado de Ti x (O)2, no contiene partículas de MgO y MgO-Al2O3 y el tamaño medio de sus partículas (MgO-TixOy) supera 1 pm.
[0064]La pieza endurecida a presión RB1 tiene un contenido demasiado bajo de Mg y Al, la duración tD es superior a 30 minutos. Están presentes los óxidos complejos (Mn-Mg) en lugar de MgO, MgO-AI2O3, MgO-TixOy, por lo que no se cumple ni la condición (C1) ni la (C2).
[0065]La pieza endurecida a presión RC2 tiene un contenido demasiado elevado de Ti x (O)2 y su tamaño medio de partículas es demasiado grande, no se cumple ni la condición (C1) ni la (C2).
[0066]La pieza endurecida a presión RD1 no tiene Mg y su contenido de Si es demasiado bajo, por lo que su resistencia a la fractura retardada es insuficiente.
[0067]La pieza endurecida a presión RE2 no tiene Mg y tiene un contenido demasiado elevado de Ti x (O)2, su tamaño medio de partículas es demasiado grande, por lo que su resistencia a la fractura retardada también es insuficiente.
[0068]Debido a su contenido demasiado bajo de Mg, su contenido demasiado elevado de O y su velocidad de enfriamiento demasiado baja en la solidificación, el tamaño medio de las partículas de RF1 es demasiado alto, como puede observarse en la figura 2, y no se cumple ni la condición (C1) ni la (C2).
[0069]La pieza endurecida a presión RG2 no tiene Mg, su tamaño medio de partículas es demasiado importante, no se cumple ni la condición (C1) ni la (C2).
[0070]La pieza endurecida a presión RH2 no tiene Mg y tiene un contenido demasiado elevado de O y en Ti x (O)2, su tamaño medio de partículas es demasiado alto, por lo que su resistencia a la fractura retardada es insuficiente.
[0071]La pieza endurecida a presión RI2 no tiene Mg, su tamaño medio de partículas es demasiado alto, por lo que su resistencia a la fractura retardada también es insuficiente.
[0072]Además, la figura 4 compara las curvas de transformación obtenidas por dilatometría de IA2 (invención) y RI2 (referencia) Estas curvas se obtienen calentando las muestras a 900 °C y enfriándolas a una velocidad de enfriamiento de 80 °C/s entre 750 y 400 °C.
[0073]Durante la etapa de calentamiento, las dos muestras se comportan de forma similar y experimentan una transformación austenítica completa. Durante la etapa de enfriamiento, su cinética de transformación es diferente: RI2 no muestra transformación alotrópica antes de los 400 °C aproximadamente, temperatura a partir de la cual comienza la transformación martensítica. Por lo tanto, la microestructura de RI2 es completamente martensítica. Por el contrario, IA2 muestra una primera transformación que comienza a 650 °C aproximadamente seguida de una segunda transformación a 400 °C aproximadamente, que indica el inicio de la martensita. Las observaciones metalográficas revelan que se ha producido la transformación en bainita, incluso para velocidades de enfriamiento de hasta 150 °C/s, en presencia de partículas de MgO y MgO-Al2O3. La figura 5, obtenida con microscopía electrónica de barrido, ilustra estas características microestructurales. Aunque la fracción de bainita es inferior al 5 % en IA2, esta característica contribuye a obtener unos valores de<odf>elevados. Por lo tanto, de manera sorprendente, se demuestra que es posible alcanzar altos valores de tracción incluso sin una transformación martensítica completa, ya que una pequeña cantidad de bainita en presencia de partículas específicas contribuye significativamente a alcanzar una alta resistencia al agrietamiento retardado.
[0074]Así, las piezas de acero revestidas endurecidas a presión fabricadas según la invención pueden utilizarse con beneficio para la fabricación de piezas estructurales o de seguridad de vehículos.

Claims (19)

  1. REIVINDICACIONES 1. Pieza de acero recubierto endurecido a presión con alta resistencia a la fractura retardada, conteniendo el recubrimiento compuestos intermetálicos (Fex-Aly) resultantes de la difusión del hierro en un aluminio o una aleación a base de aluminio, o una aleación de aluminio de un recubrimiento previo, donde la composición química del acero comprende, en peso: 0,16% < C < 0,42% 0,1 % < Mn < 3% 0,07% < Si < 1,60% C,002% < Al < 0,070% 0,02% < Cr < 1,0%, 0,0005 < B < 0,005% 0,002% <Mg < 0,007% C,002%<T¡<0,11% 0,0008% <0 < 0,005% donde (Ti) x (O)2 x107 < 2 0,001 % <N < 0,007% 0,001 % < S < 0,005% 0,001 % < P < 0,025% y opcionalmente, uno o más elementos seleccionados de la lista de: 0,005% < Ni < 0,23%, 0,005% < Nb < 0,060%, siendo el resto Fe e impurezas inevitables, y donde la microestructura comprende al menos un 95 % de martensita.
  2. 2. Pieza de acero recubierto endurecido a presión según la reivindicación 1, donde:
  3. 3. Pieza de acero recubierto endurecido a presión según la reivindicación 1 o 2, donde: 5
  4. 4. Pieza de acero recubierto endurecido a presión según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3, donde:
    10
  5. 5. Pieza de acero recubierto endurecido a presión según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 4, donde el tamaño medio dav de los óxidos, carbonitruros, sulfuros y oxisulfuros es inferior a 1,7 |jm y donde se cumple al menos una de las condiciones (C1) o (C2): 15 - - (C1): la suma N(M9o+m9o-ai203) del número de partículas de MgO y MgO-Al2O3 por unidad de superficie es superior a 90 por mm2, - - (C2): el número N(M90-Tix0y) de partículas de MgO-TixOy por unidad de superficie es superior a 100 por mm2, y su tamaño medio es inferior a 1 jm. 20
  6. 6. Pieza de acero recubierto endurecido a presión según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 5, donde la microestructura contiene bainita y/o ferrita.
  7. 7. Lámina de acero recubierto endurecido a presión según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 6, cuyo grosor está comprendido entre 0,8 y 4 mm. 25
  8. 8. Pieza de acero recubierto endurecido a presión según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 7, cuya resistencia a la tracción está comprendida entre 1400 y 2000 MPa.
  9. 9. Pieza de acero recubierto endurecido a presión según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 8, cuyo 30 límite elástico es superior a 1000 MPa.
  10. 10. Procedimiento de fabricación de una pieza de acero recubierto endurecido a presión con una alta resistencia a la fractura retardada, que comprende las etapas siguientes y sucesivas: 35 - proporcionar acero líquido que comprende 0,16 % < C < 0,42 %, 0,1 % < Mn < 3 %, 0,07 % < Si < 1,60 %, 0,002 % < Al < 0,070 %, 0,02 % < Cr < 1,0 %, 0,0005 < B < 0,005 %, 0,002 % <Ti < 0,11 %, 0,001 % < O < 0,008 %, donde (Ti) x (O)2 x107 < 2, 0,001 % <N < 0,007 %, y opcionalmente: 0,005 % < Ni < 0,23 %, 0,005 % < Nb < 0,060 %, 0,001% < S < 0,005 %, 0,001% <P < 0,025 %, siendo el resto Fe e impurezas inevitables, y, a continuación - añadir Mg o una aleación de Mg para obtener un acero líquido con una composición química según cualquiera 40 de las reivindicaciones 1 a 4, estando comprendida la temperatura Taddition entre Tliquidus y (Tliquidus+70 °C), y a continuación - colar dicho acero líquido en forma de semiproducto, siendo el tiempo transcurrido entre la adición del Mg o la aleación de Mg y el inicio de la solidificación del acero líquido inferior a 30 minutos, y a continuación - calentar dicho semiproducto a una temperatura comprendida entre 1250 y 1300 °C para obtener un semiproducto 45 calentado, y a continuación - laminar dicho semiproducto para obtener una lámina de acero laminada, y a continuación - recubrir previamente dicha lámina de acero laminada con aluminio o una aleación a base de aluminio, o una aleación de aluminio para obtener una lámina de acero previamente recubierta, y a continuación - cortar dicha lámina de acero previamente recubierta para obtener una pieza en bruto de acero previamente 50 recubierta, - calentar dicha pieza en bruto de acero previamente recubierta para obtener una pieza en bruto calentada con una estructura completamente austenítica, y a continuación - conformar mediante estampado en caliente de dicha pieza en bruto calentada para obtener una pieza conformada mediante estampado en caliente, y a continuación 55 - enfriar dicha pieza conformada por estampado en caliente manteniéndola en una herramienta de estampado para obtener una pieza de acero recubierto endurecido a presión con una microestructura que comprenda al menos un 95 % de martensita.
  11. 11. Procedimiento de fabricación de una pieza de acero recubierto endurecido a presión según la reivindicación 10, donde dicha duración tD es inferior a 1 minuto.
  12. 12. Procedimiento de fabricación de una pieza de acero recubierto endurecido a presión según la reivindicación 10, donde dicha duración tD es inferior a 10 s
  13. 13. Procedimiento de fabricación de una pieza de acero recubierto endurecido a presión según cualquiera de las reivindicaciones 10 a 12, donde la velocidad de enfriamiento Vs en la superficie de dicho semiproducto es superior a 30 °C/s.
  14. 14. Procedimiento de fabricación de una pieza de acero recubierto endurecido a presión según cualquiera de las reivindicaciones 10 a 13, donde dicho calentamiento se realiza hasta una temperatura 0m comprendida entre 890 y 950 °C y un tiempo de permanencia total tm comprendido entre 1 y 10 minutos.
  15. 15. Procedimiento de fabricación de una pieza de acero recubierto endurecido a presión según cualquiera de las reivindicaciones 10 a 14, donde el calentamiento de dicha pieza en bruto de acero previamente recubierto se realiza en un horno con una atmósfera que tiene un punto de rocío comprendido entre 10 y 25 °C.
  16. 16. Procedimiento de fabricación de una pieza de acero recubierto endurecido a presión según cualquiera de las reivindicaciones 10 a 15, donde el grosor de dicha lámina de acero previamente recubierto está comprendido entre 0,8 y 4 mm.
  17. 17. Procedimiento de fabricación de una pieza de acero recubierto endurecido a presión según cualquiera de las reivindicaciones 10 a 16, donde la resistencia a la tracción de dicha pieza de acero recubierto endurecido a presión está comprendida entre 1400 y 2000 MPa.
  18. 18. Procedimiento de fabricación de una pieza de acero recubierto endurecido a presión según cualquiera de las reivindicaciones 10 a 17, donde el límite elástico de dicha pieza de acero recubierto endurecido a presión es superior a 1000 MPa.
  19. 19. Uso de una pieza de acero recubierto endurecido a presión según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 9, o fabricada según cualquiera de las reivindicaciones 10 a 18, para la fabricación de piezas estructurales o de seguridad de vehículos de motor.
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