aceros y fundiciones

ACEROS Y FUNDICIONES:
ESTRUCTURAS, TRANSFORMACIONES,
TRATAMIENTOS TERMICOS y APLICACIONES

F. J. BELZUNCE
Universidad de Oviedo, 2001

ACEROS Y FUNDICIONES:

ESTRUCTURAS
TRANSFORMACIONES
TRATAMIENTOS TERMICOS
y

APLICACIONES

Micrografías de la Portada:
Identifíquelas con las siguientes composiciones químicas
Fe-O.150/0C
Fe-O.S%C
Fe-O.750/0C
Fe-1.2%C
Fe-O.080/0C-19%Cr-100/0Ni
Fe-O.030/0C-19%Cr-80/0Ni
Fe-30/0C-2.S%Si
Fe-3.2%C-40/0Ni-2.5%Cr-l %Mo

1. FASES Y ESTRUCTURAS
1.1. Introducción

1

1.2. Constituyentes alotrópicos del hierro

1

1.3. Constituyentes simples de los aceros

5

2. TRANSFORMACIONES EN EL DIAGRAMA HIERRO-CARBONO
2.1. Diagrama hierro-carbono

7

2.2. Descomposición de la austenita en un enfriamiento lento

8

2.3. Cinética de la transfonnación de la austenita

11

2.4. Efecto de la velocidad de enfriamiento sobre las transformaciones
ferrito-perlíticas

15

2.5. Austenización de los aceros

17

3. EFECTOS DE LOS ELEMENTOS DE ALEACION EN LOS ACEROS
3.1. Introducción

21

3.2. Distribución de los elementos aleantes

21

3.3. Modificación del diagrama hierro-carbono

23

3.4. Efecto de los elementos de aleación sobre la cinética de la transformación
austenítica

25

4. TEMPLE DEL ACERO
4. 1. Martensi ta

27

4.2. Transformación martensítica

30

4.3. Transferencia ténnica durante el temple de los aceros

..

33

4.4. Tensiones de temple

..

37

5. DETERMINACION PRACTICA DE LA TEMPLABILIDAD
5.1. Templabilidad

..

41

5.2. Penetración de temple

.

41

5.3. Diámetros críticos reales y diámetro crítico ideal

..

42

5.4. Ensayo Jominy

.

47

6. REVENIDO DE LOS ACEROS
6.1. Introducción

55

6.2. Etapas en el revenido de los aceros

55

6.3. Efecto de los elementos de aleación

57

6.4. Propiedades mecánicas de los aceros templados y revenidos

57

6.5.Estimación de la dureza de un acero templado y revenido

60

6.6. Fragilización durante el tratamiento de revenido

64

7. TRATAMIENTOS TERMICOS
7.1. Introducción

67

7.2. Etapas 'en los tratamientos térmicos

67

7.3. Tratamientos térmicos fundamentales

69

7.4. Tratamientos isotérmicos

75

7.5. Tratamiento intercrítico

78

7.6. Tratamientos termomecánicos

79

8. TRATAMIENTOS SUPERFICIALES
8.1. Temple superficial

83

8.2. Cementación o carburación

87

8.3. Nitruración

94

8.4. Carboni truración

96

9. ACEROS DE CONSTRUCCION
9.1. Tipos de aceros

99

9.2. Aceros al carbono

100

9.3. Aceros dulces

103

9.4. Aceros microaleados

107

9.5. Aceros de gran resistencia

123

10. ACEROS DE HERRAMIENTA
10.1. Introducción

131

10.2. Aceros para trabajos en frío

132

10.3. Aceros para trabajos en caliente

142

10.4. Aceros de corte rápido

144

iii

11. ACEROS INOXIDABLES
11.1. Introducción

153

11.2. Aceros inoxidables martensíticos

..

157

11.3. Aceros inoxidables ferríticos

..

160

11.4. Aceros inoxidables austeníticos

..

164

11.5. Aceros inoxidables dúplex

..

171

11.6. Aceros inoxidables endurecibles por precipitación

..

176

12. FUNDICIONES DE HIERRO
12.1. Introducción

179

12.2. Fundiciones blancas

181

12.3. Fundiciones grises

187

12.5. Fundiciones dúctiles o nodulares

194

12.6. Fundiciones maleables

199

BIBLIOGRAFlA

ANEXO 1

........................................................................................... 201

203

Capítulo 1. Fases y estructuras

1. FASES Y ESTRUCTURAS
1.1. Introducción
Los aceros y las fundiciones de hierro constituyen con gran diferencia el grupo de
materiales metálicos industrialmente más utilizado, ya que se pueden fabricar en
grandes cantidades y con costes relativamente bajos. Además, sus propiedades en
general y las mecánicas en particular abarcan un intervalo muy amplio, que van desde
productos con resistencias moderadas (200-300 MPa) y ductilidades altas hasta aquellos
otros caracterizados por una de las resistencias mecánicas mayores en la gama de las
aleaciones metálicas (2000 MPa).
Los aceros y las fundiciones de hierro son materiales basados en las aleaciones de hierro
y carbono, a las que también se adicionan otros elementos de aleación, con el propósito,
muchas veces, de endurecerlos, ya que el metal hierro policristalino con una muy alta
pureza (60 ppm de impurezas) es un material muy blando: su límite elástico ronda los
150 MPa.

1.2. Constituyentes alotrópicos del hierro
Al enfriar una muestra de hierro puro desde el estado líquido experimenta una serie de
transformaciones que se manifiestan nítidamente con técnicas térmicas y dilatométricas
(desprendimientos de calor y variaciones dimensionales respectivamente). Al calentar la
misma muestra se inducen idénticas transformaciones en sentido inverso, aunque ahora
las mismas tienen lugar a unas temperaturas ligeramente superiores (histéresis térmica),
que a su vez son función de las velocidades de calentamiento y enfriamiento utilizadas.
Al enfriar una muestra de hierro puro desde el estado líquido, su solidificación tiene
lugar a 1538°C y la estructura cristalina que se forma es cúbica centrada en el cuerpo
(BCC, a

= 2.93Á),

es el hierro

El hierro

es estable hasta que se alcanza la

temperatura de 1394°C, temperatura a la que se transforma en hierro y, de estructura
cúbica centrada en las caras (FCC, a = 3.65Á). Finalmente a los 912°C, el hierro y se
transforma en hierro a, de estructura cúbica centrada en el cuerpo (BCC, a

=2.9Á). Al

continuar el enfriamiento hasta temperatura ambiente, la única transformación
perceptible es que el hierro se vuelve magnético por debajo de 770°C (temperatura de
Curie). La Figura 1.1 muestra los citados cambios alotrópicos en un registro del
volumen atómico del hierro en función de la temperatura. Debe destacarse que todas

2


estas transformaciones aparecen acompañadas de cambios volumétricos. Por ejemplo, la
transformación en el enfriamiento del hierro y en hierro a produce un aumento de
volumen, que da lugar a la aparición de tensiones internas:
Celda de hierro y: 4 átomos de hierro, V = (3.65)3
Celda de hierro a: 2 átomos de hierro, V = (2.9)3

VIV = 2 (2.9)3 - (3.65)3 I (3.65)3= +0.3%
El parámetro de la red del hierro a a temperatura ambiente es 2.86Á.

12·6

12·4

12·2

E

120

11·8

400

800
Temperalure (

e)

1200

1600

Figura 1.1

El conocimiento preciso de las celdas unidad del hierro a y del hierro y es importante de
cara a justificar la solubilidad de los elementos intersticiales, principalmente carbono y
nitrógeno, en ambas fases, su difusividad y también en la capacidad de deformación
plástica de ambas estructuras. La Figura 1.2 muestra la disposición atómica de los
átomos de hierro en las dos fases alotrópicas. Debe hacerse notar que la estructura FCC
es más compacta que la BCC. Por otro lado, los intersticios mayores de la estructura
BCC son los que ocupan las posiciones tetraédricas y los segundos más grandes son los
que ocupan las posiciones octaédricas (octaedro achatado verticalmente), que ocupan
los centros de las caras y los centros de las aristas del cubo. Por otro lado, es interesante

3


remarcar que la estructura del hierro y (FCC), si bien es más compacta, presenta
intersticios mayores que la del hierro a (BCC). Los intersticios mayores en el hierro y
ocupan posiciones octaédricas, existiendo también intersticios tetrédricos más
pequeños. La Tabla 1.1 da cuenta del tamaño de las mayores esferas que se ajustarían al
tamaño de los intersticios de las estructuras FCC y BCC.

·
(a)

·

Metal atoms

(b)

o Octahedral interslíces

·

Metal atoms

o Tetrahedral interslíces

o
(a) ·

(b) ·

Metal atoms

Metal atoms
o Tetrahedral interslíces

o Octahedral interstices

Figura 1.2

Estructura

Hueco

Radio

BCC

tetraédrico

0.29r

0.35

BCC

octaédrico

0.15 r

0.19

FCC

tetrédrico

0.23 r

0.28

FCC

octaédrico

0.41 r

.0.52

r = radIo atómIco
Tabla 1.1

Radio en el hierro,Á


4

En las aleaciones del hierro con otros elementos distinguiremos entre los elementos
intersticiales y los sustitucionales. Carbono y nitrógeno constituyen los denominados
elementos intersticiales (también lo son el boro, oxígeno y el hidrógeno) ya que son
átomos lo suficientemente pequeños en relación al átomo de hierro como para
introducirse en su estructuras ocupando sus huecos internos. Por el contrario, los demás
elementos, también presentes normalmente en los aceros como el manganeso, silicio,
cromo, etc., tienen tamaños atómicos mucho mayores y forman con el hierro soluciones
sólidas de sustitución. De cualquier manera, la Tabla 1.2 refleja que incluso los
elementos más pequeños ocupan un volumen mayor que los propios intersticios, de
modo que cuando se incorporan a la red del hierro generan una distorsión en la misma.

Elemento
Hierro

Radio Atómico (A)
1.26

B

0.94

C

0.77

N

0.72

O

0.6

H

0.46
Tabla 1.2

De este modo, la solubilidad del carbono y nitrógeno en el hierro y es mayor que en el
hierro a, al ser mayores sus intersticios, tal y como se refleja en la Tabla 1.3. En la
misma Tabla se puede apreciar que ambas solubilidades son extremadamente bajas a
temperatura ambiente, siendo muy inferiores al contenido de estos elementos en los
aceros industriales, por lo que a temperatura ambiente se encontrarán en formas
precipitadas, carburos y nitruros, respectivamente.
Otra diferencia importante a tener en cuenta entre las diferentes estructuras del hierro es
su difusividad. La difusión de cualquier elemento es mucho más rápida en el hierro
(estructura más abierta) que en el hierro y (estructura más compacta). Por otro lado,
también la difusividad es siempre mucho más rápida en el caso de los movimientos de
los átomos intersticiales que en el de los átomos sustitucionales, como se aprecia en la
Tabla 1.4.

5


Temperatura (oC)

Solubilidad
(% peso)

C en hierro y

1150

2.1

C en hierro y

727

0.77

C en hierro a

723

0.02

C en hierro a

20

<0.00005

N en hierro y

650

2.8

N en hierro y

590

2.35

N en hierro a

590

0.1

N en hierro a

20

<0.0001
Tabla 1.3

Solvente

Soluto

Energía de activac.

2

Do (cm /s)

Q (kJ/mol)
Hierro y

269

0.18

C

135

0.15

Cr

405

1.8 10

Ni

280

0.77

P

293

28.3

S

202

1.35

Fe

240

0.5

C

80

6.2 10-

N

76

3 10- 3

Cr

343

3 10

Ni

258

9.7

P

Hierro a

Fe

230

2.9

4

3

4

Tabla 1.4. D = Do exp (-Q/RT) , cm2/s

1.3. Constituyentes simples de los aceros
Los aceros son aleaciones hierro-carbono. El carbono es un elemento intersticial, que se
inserta en los huecos de las diferentes estructuras del hierro.

Capítulo l. Fases y estructuras

6

La solución sólida de inserción del carbono en el hierro y se denomina austenita. El

carbono se coloca siempre en los intersticios octaédricos de esta estructura. La austenita
debido a su estructura FCC es una fase blanda, tenaz y amagnética. Sus propiedades
mecánicas dependen del contenido de carbono, pero podríamos dar como valores
medios representativos una dureza de 300HB, una carga de rotura de 900 a 1100 MPa y
alargamientos comprendidos entre 30 y 60%.
Por otro lado, la solución sólida de inserción del carbono en el hierro a se denomina
ferrita. En este caso los átomos de carbono no ocupan los huecos tetrédricos, más
grandes, sino los octaédricos, al estar éstos últimos más favorablemente situados para
relajar la tensiones inducidas. Los huecos octédricos en el hierro a son asimétricos, por
lo que la inserción en ellos de un átomo de carbono desplaza solamente dos de los seis
átomos que lo rodean, lo que desde el punto de vista energético es más favorable. La
ferrita, al igual que el hierro a, es magnética por debajo de 770°C. Se trata del
constituyente más blando de los aceros, debido en este caso a su bajo contenido en
carbono. Tiene una dureza de 90HB, una resistencia mecánica de 300 MPa y un
alargamiento del 400/0.
Existe un tercer constituyente de gran importancia en los aceros. Se trata del carburo de
hierro o cementita, de fónnula

Esta es la fase que se fonna cuando el contenido de

carbono de la aleación excede el límite de solubilidad de la ferrita o de la austenita. La
cementita es un compuesto intermetálico que, a diferencia de la ferrita y la austenita,
responde a una composición química fija: contiene siempre un 6.67% en peso de
carbono. La cementita tiene una estructura cristalina ortorrómbica con los siguientes
parámetros de red: a=4.52Á, b=5.09Á y c=6.74Á. Su celda unidad es compleja y
contiene 12 átomos de hierro y 4 átomos de carbono. La cementita es ferromagnética
por debajo de 210°C. Se trata igualmente de un compuesto muy duro, el más duro de los
aceros (68HRC) y frágil, cuya densidad vale 7.694 g/cm 3·
La cementita es termodinámicamente inestable y por encima de 450°C puede
descomponerse en sus componentes individuales, hierro y carbono (grafito). Sin
embargo, el tiempo requerido para que esta descomposición tenga lugar es tan grande
que en la práctica, en los aceros binarios Fe-C, nunca ocurre.

Capítulo 2. Transfonnaciones en el

7

hierro-carbono

2. TRANSFORMACIONES EN EL DIAGRAMA HIERRO-CARBONO
2.1. Diagrama hierro-carbono
Para el estudio de las estructuras de los aceros industriales se necesita, en primer lugar,
conocer y manejar con soltura el diagrama hierro-carbono, que se muestra en la Figura
2.1. Esta figura representa en realidad dos diagramas, el metaestable hierro-carbono yel
diagrama estable hierro-grafito, ya que como se ha indicado en el capítulo anterior, la
cementita no es una fase estable, aunque dada la lentitud de su transformación, el
diagrama metaestable es el que tiene un mayor interés práctico para el estudio de los
aceros. El diagrama estable hierro-grafito solo tiene interés en el estudio de las
fundiciones al silicio.
/

1700

1/

1600
/

1495'

/

1500

/

e)
/

1400
/

1300

/

/
01
In

uld Fe

/

1/

1227"
--1-

I

1200

2.08

Austenite

2.11

1100

-

4.30

-

1000

,/

900
800

Cementlte ...
Fe3C)
I

I
i

I

no'

--

o.n

70O

-

736'

-

727"

!
600

,
i

500
(a-Fe)
Ferrite

400
300

-

- -

-

1 -

--

--

200
100

-

--

-

230'

--

-- -I

-

I

O

"

Fe

0.5

1,0

1.5

2.0

2.5

3.0

3.5

4.0

Figura 2.1

4.5

5.0 5.5 6.0
6.5 7.0
Weighl Percenlage Carbon


8

hierro-carbono

Tomando como base el diagrama metaestable hierro-carbono, se denominan aceros a las
aleaciones binarias con contenidos en carbono menor que 2.11 %, mientras que las
fundiciones de hierro tienen contenidos en carbono superiores al 2.11 % (hasta
aproximadamente un 5%). Este diagrama muestra con claridad el comportamiento
fuertemente gammágeno del carbono: la adición de carbono al hierro y aumenta el
dominio térmico de estabilidad de la austenita. Así, por ejemplo, la temperatura de
transformación del hierro y en hierro

aumenta hasta 1495°para un contenido en

carbono del 0.17% (punto peritéctico del diagrama), mientras que la de la
transformación de la austenita en ferrita disminuye hasta 727°C para la aleación con
0.77% de carbono.
El diagrama metaestable hierro-carbono muestra tres puntos invariantes característicos:

Punto peritéctico( 1495°C): Fase líquida(0.53%C)+Fe

(0.09%C)

Punto eutéctico(l148°C):Fase
Punto eutectoide(727°C): Austenita

Fe y (0.17% C)

%C)+Fe3C (6.67%C)
Ferrita (0.02%C) + Fe3C (6.67%C)

Las lineas que delimitan las diferentes regiones del diagrama hierro-carbono identifican
las situaciones en las que tienen lugar cambios estructurales: Las temperaturas de
transformación se denominan temperaturas críticas, existiendo así tres temperaturas de
especial interés: Al' A3 Y Acm' Las temperaturas Al y A3 son las que respectivamente
representan el inicio y el final de la transformación de la austenita desde el dominio
donde están presentes las fases ferrita y cementita, mientras que se llama temperatura
Acm a aquella que separa el dominio de estabilidad de la austenita de la zona bifásica
austenita+cementita. Dado que estas transformaciones no ocurren exactamentete a la
misma temperatura al calentar y al enfriar, se denotan a veces como Ar o Ac para
describir la transformación en el enfriamiento o en el calentamiento respectivamente
(Arl, Ac l, por ejemplo).

2.2. Descomposición de la austenita en un enfriamiento lento
La austenita con un 0.77% de carbono se transforma a los 727°C en el constituyente
eutectoide, ferrita más cementita, que se denomina perlita. La perlita de los aceros tiene
la morfología típica de los constituyentes eutectoides, es decir, se trata de una
disposición fina de láminas adyacentes de las dos fases. La transformación se inicia con


hierro-carbono

la formación de un primer germen de cementita en la junta entre dos granos de
austenita. La formación del germen de cementita implica la difusión del carbono desde
zonas adyacentes, quedando éstas empobrecidas en carbono, siendo por lo tanto
susceptibles de transformarse en ferrita, al hallarse a una temperatura inferior a la
correspondiente a la de su cambio alotrópico. La microestructura a temperatura
ambiente del acero de 0.77% de carbono será totalmente perlítica.
Tomando como referencia el hierro puro, debe tenerse en cuenta que en virtud del
carácter gammágeno del carbono, el inicio de la transformación de la austenita en ferrita
(Ar3) ocurre a una temperatura tanto más baja cuanto mayor es el contenido de carbono
de la austenita. Los aceros con un contenido en carbono menor del 0.77% se denominan
hipoeutectoides y en su enfriamiento desde la región austenítica comienzan a
transformarse por transformación alotrópica en ferrita primaria o proeutectoide y
finalmente, cuando se alcanzan los 727°C, la austenita aún no transformada origina
perlita. La Figura 2.2 da cuenta de como tiene lugar esta transformación y refleja como
la ferrita proeutectoide se origina normalmente en las juntas de grano de la austenita
(zonas de mayor energía), luego forma el constituyente matriz del acero

Figura 2.2

9

Capítulo 2. TransfOlmaciones en el

10

hierro-carbono

Conocidas la carga de rotura de la ferrita (300 MPa) y de la perlita (800 MPa), la regla
de las mezclas permi te calcular aproximadamente la carga de rotura de cualquier acero
hipoeutectoide:

R= (%ferrita) 300 + (%perlita) 800 = 300 + 650 (%C)

Los aceros con un contenido en carbono mayor que el 0.77% se denominan
hipereutectoides. En estos supuestos, la transformación de la austenita en el
enfriamiento comienza cuando se alcanza la temperatura para la que la austenita queda
saturada en carbono. Esta precipitación tambien empieza en las juntas de grano de la
austenita, pero ahora el constituyente primario formado es la cementita (cementita
proeutectoide), formándose finalmente perlita al alcanzarse la temperatura eutectoide
(Figura 2.3). La cementita es ahora el constituyente matriz de estos aceros: se trata de
unos productos muy frágiles.
1100

1000

900

800

a.

E

700

600

500

400

el
Composition

Figura 2.3

Cl

Capítulo 2. Transformaciones en el

hierro-carbono

11

Finalmente, la austenita de los aceros con un contenido en carbono muy bajo«0.02%)
se transforma por enfriamiento totalmente en ferrita antes de alcanzar la temperatura
eutectoide. Estos aceros no tienen perlita. Sin embargo, al continuar enfriando estos
productos hasta temperatura ambiente, la ferrita tennina saturándose en carbono, que
precipita finalmente en fonna de cementita en puntos triples o en juntas de grano: es la
denominada cementita terciaria (Figura 2.4).

oc

Alomic Percentage Carbon

0.05

950

0.10

1700F

Austenlte

900
lS00F

850
lS00F

800
770·

14S0F

ICURIE TEMPERATURE)

750

Ferrite

13S0F

738'

0.020S

0.0218

700
I

12S0F

650
11S0F

/

600
10S0F

550
1000F

500
900F

I

1/

//

!/
'/

450
800F

400

- - Fe·C equilibnum (experlmenlal)
-Fe·Fe,C equilibrium ¡experimental)
1I

Fe 0.005 0.010 0.015 0.020
Weight Percentage Carbon

Figura 2.4

2.3. Cinética de la transformación de la austenita
La forma más sencilla de estudiar la evolución de esta transformación es mediante
tratamientos isotérmicos a temperaturas subcríticas. En estos estudios se analiza la
evolución de la transformación a lo largo del tiempo, manteniendo constante la
temperatura. El efecto de la temperatura se pone de manifiesto al comparar la
transformación que opera a las diferentes temperaturas de ensayo. Se obtienen de este
modo los diagramas TTT (Transfonnación-Temperatura-Tiempo), que expresan en un
diagrama temperatura-tiempo, el tiempo necesario para que se inicie y para que finalice

1

Capítulo 2, Transfonnaciones en el

12

hierro-carbono

la transformación, cuando se mantienen isotérmicamente, a una determinada
temperatura, muestras de acero previamente austenizadas. En estas experiencias las
muestras de acero deben enfriarse rápidamente desde la temperatura de austenización
hasta la del tratamiento isotermo para evitar que la transformación comience antes de
alcanzarse la temperatura isoterma. En general, las curvas TTT de los aceros tienen

"c" (Figura 2.5:

forma de

curva TTT de un acero eutectoide), de tal modo que la nariz

de la curva representa la temperatura a la que la reacción ocurre con mayor rapidez (en
este caso sobre 540°C), disminuyendo ésta tanto al movemos hacia mayores como hacia
menores temperaturas. La explicación reside en que al acercarnos a la temperatura
eutectoide, el grado de subenfriamiento es pequeño por lo que la fuerza impulsora de la
transformación disminuye (entalpía libre ligada al cambio de fase). Por otro lado, al
disminuir la temperatura de transformación por debajo de la nariz de la curva, aunque el
subenfriamiento aumenta, la reacción se ralentiza, al disminuir ostensiblemente la
difusividad del carbono en la

del hierro.

I 1 Illi

I11

II 111,

800

-

1200

..
I
I

/

-

F+C-

, A+
800

+C·

'.

--

.

100

200

M

55

I

'-

57

--

I

I

I-T

Eslimated

1I

I

I
0.5 1 2

43

-

i

o

-

_. 38
40

- 50

Mso 1
90

11

--

.....

-

-

- 41

"

M.

«

40

....

-A

400

-

I

F

400
600 -

!

I

"

woz

32

1

I

500

,- :

I

-

1000

200

I I I11I

-

600

300

I 11I

As - .-

-

700

1-

I

A
1400

w

I 1 111

I

5 10

1
I

1 HOUR

I I 1111
TIME - SECONOS

Figura 2.5

66


13

hierro-carbono

Otro efecto importante que es preciso recordar es que los productos de transformación
(ferrita+perlita) son tanto más finos (y por ello, de mayor dureza) cuanto menor haya
sido la temperatura a la que se han formado. En la misma Figura 2.5 se observa que la
perlita formada a una temperatura cercana a la eutectoide (727°C), tiene una dureza de
10-20 HRC, se trata de la perlita gruesa, con una separación interlaminar comprendida
entre 0.25 y 0.5

Por el contrario, la perlita que se forma en la región de la nariz de

la curva (sobre 540°C) tiene una dureza en torno a 35-40 HRC, la separación
interlaminar de este constituyente es de 0.1-0.2

y se denomina perlita fina.

Las transformaciones perlíticas tienen lugar por nucleación y crecimiento, de tal manera
que su cinética, a una determinada temperatura, responde a curvas del porcentaje de
transformación en función del tiempo de tipo sigmoidal, como la representada en la
Figura 2.6 (N YG son las velocidades de nucleación y crecimiento respectivamente).
1.0
3

N = 1000/cm /sec
5

0.8

G = 3 x 1O. cm/sec

0.6

J

0.4

0.2

/
200
400
Time, in seconds

600 800 1000

Figura 2.6

Las estructuras de transformación que aparecen por debajo de la nariz de la curva de la
Figura 2.5, aunque también son mezclas de ferrita y cementita, son claramente
diferentes de la perlita: se denominan bainitas. Cuando la transformación de la austenita
eutectoide tiene lugar por debajo de 500°C, la difusión del carbono resulta ya muy
dificil, mientras que el salto entálpico ligado a la transformación austenita-ferrita es
muy grande. La formación de la bainita a temperaturas entre 500 y 400°C (bainita
superior: 40-45 HRC) se inicia con la formación de un germen acicular de ferrita y
como resultado de la necesaria expulsión del carbono, precipita cementita en los
contornos de las agujas de ferrita. Entre 400 y 250°C, la difusión del carbono es aún


hierro-carbono

14

más lenta, de manera que en estas situaciones pequeñas láminas de cementita precipitan
en el interior del propio germen de ferrita: es la bainita inferior (50-55 HRC). La
extremada finura de las estructuras bainíticas, que no se resuelven al microscopio
óptico, es la responsable de su alta dureza.
Finalmente, cuando se enfria rápidamente una muestra de acero desde el dominio
austenítico, de tal manera que no damos tiempo para que la transformación perlítica
tenga lugar, por debajo de aproximadamente 200°C, tiene lugar una transformación
diferente, que da lugar a una nueva estructura muy dura, denominada martensita. El
estudio de la transformación martensítica se realizará en un capítulo posterior. De
momento solamente se indica que las temperaturas Ms' Mso Y M90 , que aparecen en la
Figura 2.5, corresponden respectivamente al inicio de la transformación martensítica, a
un 50% ya un 90 % de la citada transformación (el resto, en cada caso, es austenita sin
transformar) .
Es preciso finalmente señalar que la transformación isoterma de la austenita en los
aceros hipoeutectoides e hipereutectoides comienza dando lugar a la fase proeutectoide
presente en cada caso, ferrita y cementita respectivamente, tal y como se pone de
manifiesto en las curvas TTT de un acero hipoeutectoide, que se presenta en la figura
2.7.

800
140 0=

11 1I1I1

1.
IAf

o

120

-

._-

600

o

100
500

180
400

1- 300

200

o

o

.-_.

I

,I
15

/-

F+C

'1

42

;
-

¡

11

25

I

i

I,
1

23
23

I

l-

1il

5 10

49

¡

--HM.oj

0.5 1 2

1
-

I

I
I

,

-

i ;1111
I

o

A + F+C

200

l'

_ '1" - - .

-

--

II'
100

1I 1111

11 11111

11

(

-

600

400

!

_. - .

Aí

700

/1

A

¡

II

I
I-T DIAGRAM

I

1

'1' I

I

,

1

,

I

i
1

I,OAY

IHOUR

1I

TIME - SECONOS

Figura 2.7

-

I

2

.

Capítulo 2, Transfonnaciones en el

15

hierro-carbono

La superposición de la curva que refleja la velocidad de enfriamiento del acero desde la

región austenítica con las curvas de tranformación TTT nos permitirá deducir el rango
de temperaturas en el que la transformación de la

va a tener lugar y, en

consecuencia, conocer las estrcturas que se formarán.

2.4. Efecto de la velocidad de enfriamiento sobre las transformaciones ferritoperlíticas
Tomando como referencia un acero hipoeutectoide, el efecto de aumentar la velocidad
de enfriamiento, desde el dominio austenítico, se traduce en una disminución de la
temperatura Ar3 (histéresis térmica asocida a los procesos de nucleación y crecimiento).
La región de estabilidad de la austenita del diagrama hierro-carbono se modifica
entonces al variar la velocidad de enfriamiento tal y como se pone de manifiesto en la
Figura 2.8 (V 3>V 2>V 1).

'/, de carbono

Figura 2.8

Se supone que la linea que marca la máxima solubilidad de carbono en la austenita
mantiene su tendencia al descender la temperatura por debajo de la eutectoide, de tal
modo que el punto eutectoide E se desplaza hacia contenidos inferiores de carbono (El'
E2,

La misma figura pone entonces de manifiesto que al aumentar la velocidad de

enfriamiento, aumenta también la proporción de perlita del acero, aunque el contenido

Capítulo2. Transformaciones en el

16

hierro-carbono

en carbono de este constituyente será menor que el que aparecería en un enfriamiento
infinitamente lento. Por otro lado, como la transformación ocurre a temperaturas tanto
más bajas cuanto mayor sea la velocidad de enfriamiento, el tamaño de grano de la
ferrita y la separación interlaminar de la perlita disminuirán y, en consecuencia,
aumentarán tanto la dureza como la resistencia mecánica del acero.
Resulta entonces que en un enfriamiento continuo desde la región austenítica a una
determinada velocidad, se requiere un cierto subenfriamiento para que la transformación
se inicie (tanto más grande cuanto mayor sea la velocidad de enfriamiento). Por otro
lado, los tratamientos térmicos comerciales de los aceros suelen consistir en
enfriamientos continuos (no isotermos), por lo que sería más apropiado conocer la
cinética de la transformación de la austenita en enfriamientos continuos: son las
denominadas curvas CCT, que expresan el inicio y final de las transformaciones en
enfriamientos realizados a diferentes velocidades de enfriamiento. Las Figuras 2.9 y
2.10 muestran respectivamente los diagramas CCT de un acero eutectoide y de otro
hipoeutectoide. Estas figuras muestran las curvas de enfriamiento que se han utilizado
para obtener los diagramas, así como la dureza final obtenida en cada caso. Nótese el
aumento de temperatura que a veces se registra sobre la propia curva de enfriamiento
como consecuencia del desprendimiento de calor asociado a la transformación.

1000

AustenitisierungstemperatlJr 810 oc
ffaltedalJer 10 min,
in J min

900

70

Figura 2.9

I

100

I

1000


hierro-carbono

17

En general, los diagramas CCT se encuentran algo desplazados hacia menores
temperaturas y mayores tiempos en relación a los diagramas TIT.
CS-

Mn V Auateniti

Cr

I

P880°C (16160 F)

Auslenilisierungslemperalur 880

I

.

Si d

(Holledouer J min) ou(geheizt in

JO

I

mi"

5

A

735°C
785°C

= 350°C

1

I

,

I

II

1
1

11

1

Bereich des Auslenjls
f
P

1

der
Bereich der

8ereichderMorfensit·

O

I

in

..
0.1

Sekunden

10

10 J

10'
10

I

I

1000
I

10
--leil

Figura 2.10

2.5. Austenización de los aceros
La reacción de formación de la austenita en el calentamiento por encima de la
temperatura crítica de un acero cualquiera se puede representar mediante un diagrama
TTT, del mismo modo que lo hacíamos en el caso de la descomposición de la austenita.
La principal diferencia radica ahora en el hecho de que a medida que incrementamos la
temperatura por encima de la temperatura crítica de transformación, la velocidad de
transformación aumenta continuamente. La Figura 2.11 muestra la transformación
isoterma de la perlita en austenita en el calentamiento de un acero perlítico. Cualquiera
que sea la temperatura (siempre superior a la

por supuesto), una vez

desaparecida por completo la perlita, queda todavía una cierta fracción de cementita
residual sin transformar, que al cabo de un tiempo adicional termina redisolviéndose
para dar lugar a una estructura totalmente austenítica, pero heterogénea (muestra
regiones con diferentes contenidos en carbono), requiriéndose un tiempo
apreciablemente mayor para lograr la homogeneización completa de la austeni tao De
cualquier manera, al igual que ocurría con las transformaciones de la austenita en el
enfriamiento, la formación de la austenita en calentamientos continuos es dependiente
de la velocidad de calentamiento, de tal modo que al aumentar la velocidad de


hierro-carbono

18

calentamiento, las mismas transfonnaciones tienen lugar a una temperatura más alta,
debido a la histéresis ténnica ya comentada con anterioridad (ver Figura 2.12).

1,

',.

I

l

.

Wi!IJ

BOO

.

.

1,

"

?8D

1400

?BO
"

"

Pearlite

?4O

-----O

__

ID

IDODO

Figura 2.11
Temperalure

900

111

I

I

880
860

1/

/

800
780
760

I

11

820

nHE +

J

e

1/

P arl'te
70

0.1

f
1/

:1

/

680

I

11
I

72 0

" 11111

riCé
v

AC3

ACl

I

-

10

/

V
Time in seconds

Figura 2.12

19

Capítulo2. Transfonnaciones en el diagrama hierro-carbono

Otro aspecto importante asociado al empleo de temperaturas de austenización muy altas
o a tiempos de mantenimiento a temperatura elevada grandes es el crecimiento del
grano de la austenita. El crecimiento del grano de austenita es un proceso espontáneo
que tiene lugar por difusión (movimiento de las fronteras de grano) ya que la
microestructura final es más estable al disminuir en ella la extensión de las juntas de
grano (menos defectos). La adición de aluminio como elemento desoxidante de los
aceros (aparece en forma de AIN) y de otros elementos como el titanio y el niobio
(forman carbonitruros) dificulta el crecimiento del grano austenítico, ya que estos
compuestos precipitan en forma fina y dispersa en las juntas de grano de la austenita,
ejerciendo un efecto de anclaje que retarda el movimiento de las fronteras de grano. La
Figura 2.13 muestra también como el efecto de afino de grano ligado a la precipitación
de estos compuestos desaparece bruscamente al sobrepasarse la temperatura a la que
estos precipitados se redisuelven en la austenita.
800 900
8
7

1000 oC

. . I. . .. JJ

128
64

Fine-grained
6

32

+---1

5

16

4

8
Coarse-grained

.
ot---+--1

-2

1

.

Grain-coarsening
temperature

'/4

1400
1600
1800
Heating temperature.

Figura 2.13

z

2000

'/a

Transfonnaciones en el

hierro-carbono

20

Capítulo 3: Efectos de los elementos de aleación en los aceros

3. EFECTOS DE LOS ELEMENTOS DE ALEACION EN LOS ACEROS

3.1. Introducción
Los aceros al carbono son aleaciones binarias hierro-carbono que peresentan unas excelentes
propiedades mecánicas y bajo coste. Sin embargo es posible mejorar estas propiedades y
especialmente adaptar estos productos a trabajos en condiciones más severas (p.e., ambientes
corrosivos, altas temperaturas) mediante el uso de elementos de aleación. El coste de los
aceros de media y alta aleación también será mayor.
3.2.Distribución de los elementos aleantes
Podemos dividir los elementos de aleación de los aceros en varias categorías atendiendo a las
fases en las que aparecen:
- Elementos que aparecen disueltos en la ferrita
- Elementos que aparecen disueltos y también forman carburos estables
- Elementos que aparecen formando carburos
- Elementos que aparecen en forma de inclusiones no metálicas
- Elementos presentes en estado libre.
Dentro de la primera categoría se sitúan elementos tales como el niquel, cobre, fósforo,
silicio, aluminio y cobalto, que normalmente aparecen disueltos en la ferrita (formando
soluciones sólidas de sustitución), dado que su solubilidad en la cementita o su tendencia a
formar carburos es muy baja. Recuérdese que solamente los elementos con radio atómico más
pequeño, como el carbono y el nitrógeno, forman soluciones sólidas de inserción. El efecto
principal que origina la entrada en solución sólida de otros elementos en la ferrita es la
distorsión de su red cristalina (diferente tamaño atómico), que a su vez produce el
endurecimiento de la ferrita. El endurecimiento es notablemente mayor en las soluciones
sólidas de inserción que en las de sustitución. Este carácter endurecedor, de mayor a menor,
resulta ser: C, N, P, Sn, Si, Cu, Mn, Mo. El niquel, cromo y aluminio apenas afectan a la
dureza de la ferrita..
Muchos de los elementos de aleación empleados en la fabricación de aceros corresponden a la
segunda categoría, siendo entonces formadores de carburos (generalmente más estables que
la cementita), aunque si están presentes en bajas concentraciones, entran en solución tanto en
la cementita como en la ferrita. Ejemplos típicos son el manganeso, cromo, molibdeno,
vanadio, niobio, wolframio, etc. El manganeso no forma carburos sino que suele aparecer

21

22


disuelto en la cementita. Un mismo elemento químico puede fonnar varios carburos distintos
en función de las proporciones relativas de carbono y del citado elemento presentes en el
acero. La Figura 3.1 presenta el diagrama de equilibrio de un acero con 0.2% de carbono y
diferentes proporciones de cromo y vanadio a 70ü°C. Nótese que en este supuesto carburos
del tipo de la cementita (M3C) solo son estables cuando el contenido de cromo es menor del
1.2% Yel de vanadio inferior al 0.6%. Cuando cualquiera de estos elementos fonnadores de
carburos está presente en mayor proporción de la necesaria para formar carburos, que a su
vez viene detenninada por el contenido en carbono del acero, el resto aparece disuelto en la
red de ferrita. Por otro lado, los elementos no carburígenos (silicio, fósforo, aluminio, niquel
y cobre, en orden decreciente) tienen carácter grafitizante, es decir dificultan la fonnación de
cementita y en su lugar promueven la aparición del carbono en su fonna más estable, es
decir, grafito.
2'0

1'5

E

.

>

1·0

0'5

M3C

+

V4 C 3
M3C
O

O

5

6

7

8

9

10

11

12

Wt %·chromium

Figura 3.1
Solamente hay unos pocos elementos que entran casi exclusivamente en combinación con los
carburos. El más importante es el nitrógeno, que fonna carbonitruros con elementos como el
titanio, niobio, vanadio,..
Hay ciertos elementos como el silicio, manganeso, aluminio, calcio, magnesio que, estando
presentes en cantidades muy pequeñas, fonnan inclusiones no metálicas, del tipo de los
óxidos y sulfuros. Son elementos residuales que quedan formando estas fases tras los
correspondientes tratamientos de desoxiadación y desulfuración utilizados en el curso de la
elaboración de los aceros. De cualquier manera, la proporción de estas fases es siempre muy

23


pequeña, ya que son función del contenido final de oxígeno y de azufre del acero. Desde este
punto de vista el manganeso tiene un efecto beneficioso ya que en virtud de su mayor afinidad
por el azufre impide la formación de FeS (se forma en su lugar MnS). La fase FeS forma con
el hierro un constituyente eutéctico de bajo punto de fusión que dificultaría mucho la
laminación en caliente y la forja de los aceros.
Por último, elementos tales como el plQmo aparecen en estado libre formando parte de los
aceros, es decir sin combinar ni solubilizar.

3.3. Modificación del diagrama hierro-carbono
A este respecto, los elementos de aleación se dividen en dos grandes grupos:
- Elementosgammágenos, que expanden la región de estabilidad de la austenita.
- Elementos alfágenos, cuyo efecto es el contrario, es decir, contraen la región austenítica y,
en consecuencia, incrementan la zona de estabilidad de la ferrita.
Si en un acero introducimos elementos como el niquel, manganeso y cobalto en grandes
cantidades se podría llegar a hacer desaparecer por completo el hierro

y obtener así una

estructura de hierro y estable a temperatura ambiente. En otras ocasiones (carbono y ni trógeno
son los elementos más representativos), los elementos gammágenos expanden la región de
estabilidad del hierro y, pero su efecto tiene un límite marcado por la formación de otros
compuestos (carburos y nitruros). Cobre y zinc tienen efectos similares a estos últimos.
Por el contrario, muchos elementos de aleación tienen el efecto contrario, es decir restringen
la región de estabilidad del hierro y, de tal manera que a partir de un determinado contenido
del elemento, los campos de estabilidad de las estructuras BCC del hierro (hierro

y hierro

se unen. Dentro de esta categoría citaremos a elementos como el silicio, aluminio, berilio y
fósforo, junto con los elementos fuertemente formadores de carburos: titanio, vanadio,
molibdeno y cromo. Finalmente, en un último caso, elementos como el boro, tántalo, niobio
y zirconio producen la contracción del bucle de hierro y, pero ahora éste termina formando
determinados compuestos. La Figura 3.2 muestra gráficamente todos los casos citados,
mientras que las Figuras 3.3 y 3.4 muestran respectivamente el efecto sobre el diagrama
hierro-carbono de un elemento gammágeno típico (manganeso) y dos alfágenos (titanio y
cromo). En estos dos últimos casos se destaca que la presencia de los átomos de titanio y de


24

cromo en la red de la austenita producen una distorsión tal que se reduce considerablemente el
contenido de carbono que satura la austenita a cualquier temperatura.
(e)

(a)

M

M

A4

A4

A3

a

Closed r-fie1d

Open r·field

(b)

(d)

M

A4

A3

A3

Expanded )'-field

Contracted

r -field

Figura 3.2
Como consecuencia de los efectos citados, todos los elementos alfágenos aumentan la
temperatura eutectoide mientras que los elementos gammágenos la disminuyen. Por otro lado,
todos los elementos de aleación (alfágenos y gammágenos) disminuyen el contenido de
carbono del punto eutectoide. Estas características se cuantifican en la Figura 3.5. Las
fórmulas desarrolladas por Andrews (1965) permiten calcular aproximadamente las
temperaturas AC3 y Ac¡ de los aceros atendiendo a su composición química:
AC3
AC 1

=910 -

- 15.2 Ni + 44.7 Si + 104 V + 31.5 Mo + 13.1 W

=723 - 10.7 Mn - 16.9 Ni + 29.1 Si + 16.9 Cr + 290 As + 6.38 W

25

1500
1400
1300

1200
2, 5'/,
g'/.

I

1100

4'/.
1000

VJ.

900

Mn

2

E
800

/

'5'I'Mn4'1. Mn
-

..

Acero 0,35'/. Mn

700

a; carboio
600

I

9'1.Mn
0,2

0,4

0,6
0,8
1,0
Contenido en Carbono

1,2

1,4

1,6

1,8

Figura 3.3
1500

a.
E
900

1100

900

0'5

1-0
Weight %

e

1-5

2·0

0-5

1·0
Weight %

e

1'5

2-0

Figura 3.4
3.4.
Efecto
de los
transformación austenítica

elementos

de

aleación

sobre

la

cinética

de

En virtud de la diferente tendencia que tienen los elementos de aleación para asociarse con la
ferrita o de formar carburos, es lógico esperar que su presencia influya sobre la cinética de la
transformación de la austeni ta por debajo de la temperatura crítica Al' Prácticamente todos los
elementos de aleación, a excepción del cobalto, retrasan la cinética de la transformación de la
austenita, La explicación de este hecho reside por un lado en que la presencia de elementos de
aleación en la austenita disminuye la difusividad del carbono en esta fase, y por otro, la
transformación de la austenita implica igualmente un cierto reparto de los elementos de

la

26


aleación entre la austenita, ferrita y carburos, que a su vez implica la difusión (mucho más
lenta que la del carbono) de los propios elementos de aleación.

1200

0,80
0,60
e

800

o 040
.

E

0,20

Figura 3.5
La Figura 3.6 muestra el efecto de pequeñas adiciones de manganeso y molibdeno sobre el
inicio de la transformación de la austenita. El efecto del molibdeno varía con la temperatura a
la que tiene lugar la transformación (lo mismo ocurre con otros elementos de aleación) y
conduce a separar claramente las regiones en las que operan las transformaciones perlíticas y
bainíticas.
A = Fe-0'5 al % e
6 = Fe-0'5 al % e 1·0 al % Mn
e = Fe-0'5 al % e 1·0 al % Mo

1000
900

-----A

800
a. 700
E

600
500

e}

-----6

6

e

10
Reaclion lime (s)

Figura 3.6

Ae3

27

Capítulo 4. Temple del acero

TEMPLE DEL ACERO

4.1. Martensita
Si se enfría rápidamente la austenita a una velocidad mayor que la velocidad crítica de
temple (menor velocidad a la que se impide la formación de las estructuras perlitobainíticas, que corresponde, por ejemplo, a la curva de enfriamiento tangente a la nariz
perlítica en la Figura 2.5), la transformación de la austenita tiene lugar por debajo de los
250°C de un modo muy diferente al que se había explicado en el capítulo 2. La
estructura que se forma como consecuencia de la citada transformación se denomina
martensita (es la microestructura más dura y frágil de los aceros) y el enfriamiento
rápido que hemos debido realizar recibe el nombre de temple.
La martensita es una solución sólida sobresaturada en carbono que presenta una
estructura tetragonal centrada en el cuerpo con los átomos de carbono ocupando
posiciones octaédricas intersticiales a lo largo del eje mayor de la celda (eje c, véase la
Figura 4.1, donde las posiciones intersticiales x e y están vacías).

OFe atoms
· e atoms
· Octahedral
interstices

a

---"1

Figura 4.1

Cuanto mayor es el contenido en carbono de la martensita, un mayor número de lugares
intersticiales son ocupados y, consecuentemente, la tetragonalidad de la celda aumenta,
tal y como se refleja en la Figura 4.2 (también recoge la variación del parámetro
reticular de la austenita con su contenido de carbono).
La distorsión que produce el carbono en la estructura martensítica se cuantifica de la
siguiente forma:

28


c/a = 1 + 0.045 %C
de tal modo que una martensita sin carbono tiene la misma estructura que la ferrita (la
extrapolación a carbono cero del parámetro reticular de la martensita coincide con el
parámetro de la ferrita).
at

o

0'95

e

1'90

3'80

4,75

3·66

3·62
8-

parameter ef fcc austenite

3·58

3'54

3'50
3.02

e - para meter ef bet manensite
2'98

2·94

2·90
8-

para meter ef bet manensite

2.86,--2.82

__J

__

O

0'4

0·6

0·8

1·0

e
Figura 4.2
wt

"4

La Figura 4.3(a) muestra como se puede generar una estructura tetragonal (a'),
prácticamente sin difusión, a partir de la estructura cúbica (y) de la austenita. Para
convertir aquella celda tetragonal en una celda de martensita es necesaria una
contracción de aproximadamente un 17% a lo a lo largo del eje vertical, eje [001]
(Figura 4.3.b). Aunque hoy día se sabe que este mecanismo, debido a Bain, no es
correcto, pone de manifiesto la posiblidad de obtener una martensita por distorsión
mecánica (sin difusión) de la celda de la austenita.
La martensita es una fase metaestable que aparece solo porque la difusión es
prácticamente inoperante a las bajas temperaturas a las que se forma, de tal manera que

29


si calentamos la martensita hasta una temperatura suficiente para dotar a los átomos de
carbono de una cierta movilidad (tratamiento de revenido, SOO-70ü°C), se formará
cementita y la celda de martensita sin carbono se habrá transfonnado en ferrita, es decir,
se habrán formado las fases estables que nos indica el diagrama
[(01) r

[(01)

I
O

I
I

o

I
- [010]

r

[l(0)r
(a)

I
I
O

I

I

O'I

I

e

__a

(b)

Figura 4.3
La Figura 4.4 muestra el importante efecto que ejerce el carbono sobre la dureza de la

martensita, en comparación con la ligera influencia que tiene en la dureza de la
austenita. La enonne dureza de una martensita con alto contenido en carbono se debe a
la acción conjunta de mecanismos de endurecimiento como la distorsión estructural por
cizaIladura, el endurecimiento por solución sólida de inserción del carbono, y la
formación de una alta densidad de dislocaciones y macias finas. Por otro lado, el tamaño
de grano de la austenita de partida fija el tamaño máximo de las placas de martensita, de
tal manera que la resistencia mecánica de la martensita depende también, en un cierto
grado, del tamaño de grano de la austenita segun una relación del tipo Hall-Petch
(Figura 4.5)

30

900,---------------

_

65
800

700
Martensite in
iron-carbon alloys

600

50

500
c:

o
c:

45
400

40
35

300

30
25
20

200
Austenite in iron-nickel-carbon alloys

100

wt %

e

Figura 4.4

4.2. Transformación martensítica
La transformación martensítica no es una transformación que tiene lugar por nucleación
y crecimiento, sino que presenta unas características propias, que se citana
continuación:
- En virtud de la práctica ausencia de difusión en estado sólido motivada por las bajas
temperaturas a la que tiene lugar, la transformación martensítica no altera la
composición química de las fases que intervienen: la composicón química de la
martensita es la misma que la de la austenita de la que procede. De este modo, el
cambio estructural producido por la transformación ocurre por cizal1adura en virtud de
pequeños movimientos atómicos (los átomos se desplazan distancias inferiores al
parámetro de la red).

31

Grain size - A5TM number
ZZOO
8650: 0'5 C -lMn -0'5Ni -0,5 Cr-0'Z5 Mo
4340: 0·4 C - 0·7 Mn -0,8 Cr-1'5 Ni-0'Z5 Mo

ZOOO

I

E 1800

z

··

1Z00

1000

Figura 4.5

- La transformación martensítica no depende del tiempo sino solo de la temperatura.
Enfriada la austenita por debajo de la temperatura a la que esta transformación
comienza a producirse (M.),ésta tiene lugar instantáneamente (la formación de placas
individuales de martensita ocurre en tiempos del orden de los 10'7 s) y no progresa
aunque mantengamos constante la temperatura durante largos periodos de tiempo.
- La transformación de la austenita en martensita tiene lugar con un aumento de
volumen que depende ligeramente del contenido en carbono del acero, pero que en
términos generales se sitúa en torno al 4%. Una consecuencia de esta característica es la
creación de un fuerte campo local de tensiones residuales, que puede, en algunos casos,
llegar a producir el agrietamiento del acero.
- La cantidad de austenita transformada en martensita aumenta al disminuir la
temperatura. Se denomina M. a la temperatura a la que se inicia esta transformación y
Mf es la temperatura a la que toda la austenita se ha transformado en martensita. Estas
temperaturas dependen casi exclusivamente de la composición química del acero:
cualquier elemento químico, a excepción del cobalto y aluminio, disminuyen la
temperatura M., pero la influencia de los elementos intersticiales (carbono y nitrógeno)

32


es mucho mayor. La fórmula de Andrews (1965) es la más utilizada a la hora de estimar
la temperatura Ms de un acero:
Ms (OC) = 539 - 423C - 30AMn - 17.7Ni - 12.1Cr - 7.5Mo
Por otro lado, la transformación martensítica es función del grado de subenfriamiento,
por debajo de la temperatura Ms' de tal modo que la fracción volumétrica de
martensita transformada se puede estimar a partir de la expresión que se indica en la
Figura 4.6. Al aplicar estas fórmulas a un acero aleado de alto contenido en carbono
veríamos que su temperatura Me es inferior a la temperatura ambiente, de modo que tras
el temple del acero quedará una cierta fracción de austenita no transformada (austenita
residual) a no ser que se realice un temple subcero, que consiste en un enfriamiento por
debajo de la temperatura ambiente hasta alcanzar la temperatura Me del acero.
100
50

o

----------..

..-.

2

20

10

e

·
HARR I S AND

V =6.95xlO- 15r455-(M -TIJ5.32
2.0
1.0
.5 .

sq

-LlO x lO' (Ms Tq)

-.

;

· PURE IRON-CARBeN
· PURE IRON-CARBON (SUB-ZERO QUENCH)
PlAIN CARBON
SAE S2100
·
PlAIN CARBON (AFTER HARP.IS AND COHEN)

·

Ms - Tq (oC)

Figura 4.6

El contenido de austenita residual tras el temple de un acero depende de tres factores:
composición química del acero, proceso de austenización previo y velocidad de temple.
La influencia de la composición química queda reflejada en el importante efecto que se
acaba de exponer de los elementos aleantes sobre la temperatura M. del acero. En
relación al proceso previo de austenización hay que apuntar que al aumentar la
temperatura de austenización (yen menor medida también al aumentar el tiempo de
mantenimiento) propiciamos tanto la homogeneización de la austenita (Figura 2.11)
como el crecimiento de su tamaño de grano (Figura 2.13), y ambos factores contribuyen
a estabilizar la fase austenítica, retrasándose de este modo su transformación tanto en


ferrita y perlita como en martensita. Es decir, al aumentar la temperatura y el tiempo de
austenización la temperatura Ms disminuye. Además, la cantidad final de austenita
retenida tras el temple aumenta al disminuir la velocidad de enfriamiento, ya que en un
enfriamiento lento damos más tiempo a que la austenita se vaya acomodando y se
relajen las tensiones internas que surgen como consecuencia tanto del propio
enfriamiento como de la transformación de la austenita en martensita. Todo ello
contribuye a aumentar la estabilidad de esta fase y, en consecuencia, a retrasar su
transformación hacia temperaturas más bajas.

4.3. Transferencia térmica durante el temple de los aceros
Tal y como se explicó en los apartados anteriores, el endurecimiento de un acero por
transformación martensítica exige realizar un enfriamiento suficientemente rápido
después de su austenización, lo que exige utilizar un medio refrigerante adecuado
(medio de temple). Por esta razón es importante conocer el proceso de transferencia
térmica que tiene lugar cuando una pieza de acero caliente se introduce en un medio
líquido (agua, aceite, etc.).
Cuando una pieza de acero caliente (p.e. a 900°C) se introduce en el medio de temple
líquido que se encuentra a temperatura ambiente, el líquido en contacto con la superficie
del acero entra en ebullición, formando una película de burbujas de vapor que actúan a
modo de una capa aislante que previene el contacto directo entre la superficie de la
pieza y el medio refrigerante. En esta etapa del temple la transferencia térmica es baja y
si se quiere conseguir una velocidad de enfriamiento alta, debe intentarse reducirla todo
lo posible. Conforme el enfriamiento de la pieza progresa, el espesor de la capa de
vapor disminuye hasta que llega un momento en el que la película de vapor comienza a
romperse, lo que permite que corrientes de fluido frío entren en contacto con la
superficie del acero, donde se vaporiza inmediatamente. Este proceso se repite
incesantemente dando lugar a una transferencia térmica muy rápida. Finalmente, cuando
la superficie del acero alcanza una temperatura tal que el medio refrigerante ya no entra
en ebullición, la transferencia térmica solo tiene lugar por conducción y convección y la
velocidad de enfriamiento del acero se reduce en comparación con la etapa anterior.
Estas tres etapas en las que de modo esquemático se ha dividido el proceso de
enfriamiento de una pieza de acero se muestran en la Figura 4.7, mientras que la Figura
4.8 da cuenta de que la curva de enfriamiento de un acero depende fuertemente del
medio de temple utilizado. Un medio de temple ideal sería aquél que tuviera una etapa

33

34


primera corta para evitar alcanzar las curvas de la transformación perlftica del acero, a
la que debería seguir una etapa segunda caracterizada por una velocidad de enfriamiento
muy rápida y finalmente una etapa tercera en la que la velocidad de enfriamiento
volviera a ser baja para que en ella tuviera lugar la transformación martensítica
lentamente, con el fín de evitar deformaciones y la aparición de fuertes tensiones
residuales, motivadas por el incremento de volumen inherente a la transformación.
Tlmperaturl
'C
1000

800
700
600

300
200
100

Con'lction

o

10

15

20

25

Timo 5

Figura 4.7
Temp,rQture

·C
800
700

3 ./. brine

600

HQrdening oil A

Tap WQter
HQrdeni ng oi 1 B

500

Di! emulsion

300
200
100
O

O

S

10

15

20

2S

30
Time

5

Figura 4.8

Resulta entonces dificil caracterizar un medio de temple por un único parámetro que
defina fielmente su capacidad refrigerante. A este respecto, deben tenerse en cuenta dos
consideraciones. Por un lado está el flujo de calor que se dirije desde la superficie de la

35


pieza hacia el medio refrigerante, que es el que controla la temperatura de la superficie
del acero. Por otro lado, la transferencia térmica en el interior de la pieza de acero viene
controlada por la difusividad térmica del mismo, siendo necesariamente idénticos el
fl ujo de calor que llega a la superficie de la pieza y el

ésta transfiere al medio

refrigerante. La velocidad de transferencia de calor desde la superficie hacia el medio
viene dado por la ley de Newton:
(dQ/dt)s = h (Tsdonde h es el coeficiente de película, Ts la temperatura de la superficie de la pieza y T ro
la del medio de temple.
Por otro lado, en cualquier punto de la pieza de acero, el flujo térmico será:
dQ/dt

=k (dT/dx)

k es la conductividad térmica del acero
y en la superficie de la pieza tendremos:
(dQ/dt). = k (dT/dx)s
Igualando ambos flujos, resulta:
(dT/dx)s

=(h/k) (Ts- T

Resulta entonces que la velocidad de transferencia de calor a través de la superficie de
la pieza de acero es directamente proporcional al cociente h/k. A este respecto, el
coeficiente de película h depende de distintos factores que dificultan su cuantificación
práctica. De cualquier modo, se ha acuñado un término que denota la capacidad
refrigerante de un medio o efectividad del medio refrigerante, que se denomina
severidad de temple, que tiene las dimensiones de
H

=h / 2k

Aunque los valores de la severidad H varían en el curso del enfriamiento (especialmente
varía el coeficiente de película, aunque igualmente varía la conductividad térmica), se
suelen utilizar unos valores medios aproximados característicos de cada medio. La
Tabla 4.1 muestra la severidad H (en pulgadas· l) de diferentes medios de temple y
también la gran influencia del grado de agitación. La Tabla 4.2 muestra la capacidad
refrigerante de medios de temple muy diversos en comparación con el agua a 18°C.
Otro factor que también influye de manera muy importante en la velocidad de
enfrimiento de cualquier pieza durante su temple en el medio apropiado es el tamaño de
la misma. La Figura 4.9 da cuenta de la velocidad de enfriamiento de puntos situados a
diferente profundidad de un redondo de 25 mm de diámetro templado en un medio de
severidad H=4.

36


Air

Oi!

No circulation of fluid or agítation of piece
0.02 0.25 to 0.30
0.30 to 0.35
Mi!d circulation (or agitation) ............
0.35 to 0.40
Moderate circulation ...................
0.4 to 0.5
Good circulation .......................
Strong circulation ...................... 0.05 0.5 to 0.8
0.8 to 1.1
Violent circulation .....................

Water
0.9

LO
1.2
1.4
1.6

to
to
to
to
to

Brine

LO

2
1.1 2 to 2.2
1.3
1.5
2.0
4
5

Tabla 4.1

Quenching medlum
Aqueous solution,
Aqueous solution,
Aqueous solution,
Aqueous solution,
Aqueous solution,
Water at 32 F
Water at 65 F
Aqueous solution,
Mercury
Sn30Cd7o at 356 F
Water at 77 F
Rape seed oi!
Tria! oi! No. 6
Oi! P20
Oi! 12455
Glycerin

Cooling rate (a)
from 717 to 550 oC
(1328 to 1022°F)
relative to that
for water at
18 oC (65°F)
10%
10%
10%
10%
10%

LiCI
NaOH
NaCI
NazC03 ..
H ZS0 4···

10% H3P04···

2.07
2.06
1.96
1.38
1.22
1.06
LOO
0.99
0.78
0.77
0.72
0.30
0.27
0.23
0.22
0.20

Quenching medium

Cooling rate (a)
from 717 to 550 oC
(1328 to 1022°F)
relative to that
for water at
18 oC (65°F)

Oi! 20204
Oil, Lupex Iight
Water at 122 F
Oi! 25441
oi! 14530
Emulsion of 10% oi! in water
Copper plates
Soap water
Iron plates
Carbon tetrachloride
Hydrogen
Water at 166 F
Water at 212 F
:
Liquid airo
Air
Vacuum

0.20
0.18
0.17
0.16
0.14
O. 11
0.10
0.077
0.061
0.055
0.050
0.047
0.044
0.039
0.028
0.011

(a) Determined by quenching a 4-mm nichrome ball, which when quenched from
860 oC (1580 °F) into water at 18 oC (65°F) cooled at the rate of 1810 oC (3260 °F) per
second over the range 717 to 550 oC (1328 to 1022°F). This cooling rate in water at 18 oC
(65°F) is rated as 1.00 in the table, and the rates in the other media are compared with it.
(Ref 6.22)

Tabla 4.2

Se observa claramente que el enfriamiento es tanto más lento cuanto más nos alejemos
de la periferia de la pieza. Por otro lado, si comparamos las velocidades de enfriamiento
de dos redondos de diferente diámetro templados en el mismo medio, no solo será
claramente inferior la velocidad de enfriamiento del centro del redondo de mayor
tamaño (más alejado de la superficie) sino que también será inferior la velocidad de
enfriamiento de su superficie en comparación con la correspondiente a la superficie del
redondo de menor tamaño. Este efecto se justifica si se tiene en cuenta que el contenido
calorífico de la pieza es proporcional a su volumen (V) mientras que el calor evacuado
superficialmente cuando la pieza se pone en contacto con el medio refriegerante es
proporcional a su superficie (S), de tal modo que la velocidad de enfriamiento periférica
estará en relación directa con el cociente (S/V)

37


=

(S/V)en

=2 / r

/

1470

u..

E
770

2

4

6

8

10

12

14

16

Time. seconds

Figura 4.9

Por otro lado, en el curso de cualquier enfriamiento, la diferencia de temperatura entre
el núcleo y la periferia de una pieza será tanto mayor cuanto mayor sea la severidad del
medio de temple (la periferia alcanzará antes la temperatura del medio).

4.4. Tensiones de temple
Durante el temple de los aceros se originan tensiones que pueden llegar a jugar un papel
importante en el tratamiento, pudiendo incluso originar distorsiones y generar grietas en
la pieza templada. Las tensiones surgen a consecuencia de dos fenómenos distintos:
tensiones ténnicas y tensiones por cambio de fase.
El desarrollo de tensiones de origen ténnico se puede esquematizar con sencillez en el
curso del enfriamiento de una pieza cilíndrica, que inicialmente se encuentra a una
temperatura uniforme Th' sindo T 1 la temperatura del medio de temple (Figura 4.10, a).
Al introducir la pieza en el medio refrigerante, su superficie se enfría hasta TI y debería
contraerse desde 11 hasta 12 , sin embargo, el centro de la pieza se encuentra todavía a la
temperatura T h Ymantiene su longitud iniciall l · Dado que las partes superficial y central
de la pieza fonnan un todo continuo, se generan tensiones de compresión en el centro y
de tracción en la superficie (Figura 4.10, b). Posterionnente la región central de la pieza
se enfría y se contrae, reduciéndose de este modo las tensiones internas (Figura 4.10, c,

38


d). Finalmente, cuando el centro alcanza la temperatura TI' ambas partes, central y
superficial, tendrán la misma longitud y las tensiones internas habrán desaparecido
(Figura 4.10, e). Se ha supuesto que estas tensiones son siempre elásticas, es decir, que
en ningun momento han superado el límite elástico del material.
I

I

-

.c
e

I
I

T
1

I
I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I
I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

I

(a)

(b)

(e)

(d)

I

I

(8)

Figura 4.10

Si por el contrario cuando, en el curso del enfriamiento, la superficie de la pieza se
encuentra a una temperatura TI y el centro está todavía a la temperatura T h, se supone
que las tensiones internas generadas son suficientes para inducir una cierta deformación
plástica (puede ocurrir tanto en la superficie como en el centro), la región central se
contraerá y la superficial se expandirá (Figura 4.11, paso de cad), produciéndose de
este modo una relajación de las tensiones internas. En el enfriamiento posterior de la
región central y dado que la deformación plástica es irreversible, aparecerán tensiones
de tracción en el centro y de compresión en periferia (Figura 4.11, d).
Por otro lado, cuando se procede a templar un acero desde su estado austenítico existe
siempre además una importante contribución a la generación de tensiones residuales
motivada por el aumento de volumen asociado a la transformación martensítica. En esta
situación, en el curso del enfriamiento, la superficie de la pieza se transformará en

39


martensita cuando su región central todavía es austenítica, generándose de este modo
tensiones de compresión en superficie y de tracción en el núcleo (Figura 4.12, a).

I

I

I

T

I
I

11

1

I
I

I
I
I

1

I

I

I

1

I

I

I

I

E

'1

.
..

I
I

I

'hD

ti

t,

(b)

(8)

I

I

I

tI

tI

(e)

I

(d)

(e)

Figura 4.11

Posterionnente, cuando el centro de la pieza se transfonna en martensita, se expande y
la situación tensional se revierte (tracción en superficie y compresión en el centro,
Figura 4.12, c).

1
I

+

o
"C

o ..1

·

I
I

I

Figura 4.12

Estas últimas tensiones residuales son las más importantes desde un punto de vista
cuantitativo y pueden incluso llegar a generar grietas en la pieza templada en virtud de
la fragilidad de la martensita. Este problema es tanto más acusado cuanto mayor es el


contenido en carbono del acero, ya que por un lado la fragilidad de la martensita
aumenta con su contenido de carbono y, por otro, como la transformación tiene lugar a
una temperatura inferior (véase el efecto del carbono sobre Ms)' la variación
dimensional asociada a la transformación aumenta. Además, cuando la formación de
martensita ocurre a una temperatura relativamente alta, es posible una cierta relajación
del estado de tensiones residuales y el riesgo de agrietamiento disminuye. Un último
factor que aumenta el riesgo de agrietamiento en el temple de los aceros es el empleo de
medios de enfriamiento de mayor severidad, y no solo porque las diferencias de
temperatura entre las zonas periféricas y centrales aumentan sino también porque las
transformaciones (variaciones dimensionales) ocurren con una mayor rapidez y la
posiblidad de relajación se reduce.

40

Capítulo 5. Detenninación práctica de la templabilidad.

5. DETERMINACION PRACTICA DE LA TEMPLABILIDAD

5.1. Templabilidad
La templabilidad es una propiedad del acero que define la aptitud del material para
poder ser templado con facilidad, es decir, la templabilidad se define como la
susceptibilidad de un acero para ser endurecido al aplicarle un enfriamiento rápido. Una
última definición más precisa si cabe de la templabilidad sería la capacidad de un acero
para ser transformado en martensita partiendo de una estructura austenítica, bajo unas
condiciones determinadas de enfriamiento. De este modo, un acero con una
templabilidad alta es aquél que permite el temple de piezas de gran tamaño, incluso
utilizando medios refrigerantes poco severos (aceite, aire). Los aceros más fácilmente
templables son los aceros más aleados ya que, como se había explicado en el apartado
3.4, los elementos de aleación retrasan la cinética de las transformaciones perlíticas
(desplazan las curvas TTT hacia tiempos más largos).

5.2. Penetración de temple
Una forma sencilla de evaluar la templabilidad de un acero consiste en el temple, con un
determinado medio refrigerante, de redondos del acero de diferente diámetro y la
posterior medida de la dureza diametral de los redondos templados. La representación
gráfica de la distribución de la dureza a lo largo de los respectivos diámetros permite
visualizar la templabilidad del acero. Las Figuras 5.1 y 5.2 muestran respecti vamente
este tipo de representación en el caso del temple en agua de un acero de baja
templabilidad (acero al carbono 1045, con O.4%C) y otro con una templabilidad mayor
(acero 6140, con el mismo contenido en carbono que el anterior pero con adiciones de
cromo y vanadio). Nótese que en el primer caso solo se ha conseguido una dureza alta
en la superficie de los dos redondos de menor tamaño, mientras que en el caso del acero
aleado se han obtenido durezas apreciablemente mayores en los redondos de mayor
tamaño. En la Figura 4.4 veíamos que la dureza de una martensita de 0.4% de carbono
se sitúa en tomo a 60 HRC.
La penetración del temple depende no solo de la templabilidad del acero sino también
de la severidad del medio utilizado en el enfriamiento. Así, por ejemplo, las Figuras 5.3
y 5.4 muestran respectivamente la distribución de dureza en los mismos redondos de los
citados aceros al ser templados ahora en aceite. Como el aceite es un medio menos
severo que el agua (véase Tabla 4.1), las velocidades de enfriamiento de los respectivos

41

42

Capítulo 5. Determinación práctica de la templabilidad.

redondos son inferiores, de tal modo que ahora no se ha conseguido endurecer ni tan
siquiera la superficie de los redondos de menor tamaño del acero al carbono y en el caso
del acero aleado solo el redondo de menor diámetro alcanza una dureza próxima a la de
la estructura 100% martensítica. Este ejemplo muestra con claridad que los aceros de
baja templabilidad solo admiten el temple de piezas pequeñas y aún así cuando se
emplean medios refrigerantes muy severos y que al aumentar la templabilidad del acero
es posible realizar el temple de piezas mayores y/o emplear medios de enfriamiento
menos severos.
60

60

50

50

40

40

o

o

V

1

U

I

)11

0

30

V

1

o

o

f

{
I
e

o

30

I

/
2" 3"
4"
5"

o

20

20
2"3"
4"
5"

SAE 6140

SAE 1045
10

1

Diameter

Figura 5.1

I

Diameter

Figura 5.2

5.3. Diámetros críticos reales y diámetro crítico ideal
Se define el diámetro crítico real (DCR) de un acero como el correspondiente al mayor
redondo que templado en un medio de severidad H presenta en su punto central una
microestructura con un 50% de martensita. Evidentemente el diámetro crítico real
depende de la severidad H del medio refrigerante utilizado.
La Figura 5.5 muestra la determinación experimental del DCR de un acero templado
respectivamente en aceite yagua. Para su determinación se templarían sucesivamente

Capítulo 5, Detenninaci6n práctica de la templabilidad.

43

redondos de diferentes tamaños, D, y se mediría posteriormente en cada caso el
diámetro de la zona no endurecida, Du (región con un porcentaje de martensita inferior
al 50%, zona rayada en la Figura 5.5).
I
SAE 1045
50

- 50

40

40

.

I(

e

30

30

I

o
a:
3"
4"
5"

.. 20

SAE 6140
10

I

Diameter

Diameter

Figura 5.4

Figura 5.3

Nótese como al aumentar el diámetro del redondo también aumenta el diámetro de la
zona no endurecida. En la misma figura se ha representado el cociente

frente al

diámetro del redondo, D, para las series templadas en agua y aceite respectivamente. El
punto de corte con el eje de abcisas de la curva obtenida con los datos experimentales es
el diámetro crítico real en el medio correspondiente, ya que corresponde al diámetro
para el que Du es cero y por lo tanto en su centro hay una microestructura con un 50%
de martensi tao
El diámetro critico ideal de un acero (DCI) se define como aquel diámetro que enfriado
en un medio ideal da lugar en su punto central a una microestructura con un 50% de
martensita. Este medio ideal o de severidad

00

es aquél en el que al sumergir el redondo,

la superficie del mismo alcanza instantáneamente la temperatura del medio. El DCI al
estar asociado a un medio refrigerante definido es una medida directa de la
templabilidad del acero. Los gráficos de la Figura 5.6 dan cuenta de la relación que

44


existe entre la velocidad de enfriamiento del centro de redondos de diferente diámetro,
O, enfriados en medios de distinta severidad, H, con la del redondo templado en el
medio de severidad infinita, DI' De este modo, una vez calculado el DCR de un acero en
un determinado medio de severidad H, es posible definir inmediatamente el DCI del
acero haciendo uso de estos dos últimos gráficos.

OH Quench

1.00
0.90
0.80

¡

0.70
0.60
Du

o

r

0.50

Water
0.40
B

0.30
0.20
0.10
A

o
0.8

2

3
O

4567
Log scale

Figura 5.5

Por otro lado, al ser el DCI una medida directa de la templabilidad de un acero, se trata
de un índice que refleja cuantitativamente la situación de las curvas TTT del acero y por
lo tanto será función de la composición química del acero (contenido de carbono y

45


elementos de aleación) y del tamaño del grano austenítico. La templabilidad de un acero
aumenta al hacerlo el tamaño del grano de la austenita debido a que conél disminuye el
área de las juntas de grano, habrá entonces menos lugares de nucleación para las
transformaciones ferrito-perlíticas (véase Figura 2.2) y entonces su cinética será más
lenta.
10

I

V

Q)

>

V

-

8

vV

v

6

Q)

v

4

v

>
V

v

2

o
o

1

2

6

4

8

10

12

14

DI values

2.0

V

/

1/

1.6

/

V

/

1.2

1/

Q)

1/
1/1/

>

0.8

v

0.4
l/V

o
o

0.4

0.8

1.2

1.6
DI values

2.0

2.4

2.8

Figura 5.6

La Figura 5.7 muestra la relación existente entre el diámetro crítico ideal, el contenido
en carbono del acero y su tamaño de grano austenítico y permite determinar un valor
base del DCI, que debe multiplicarse por los factores asociados a los respectivos
elementos de aleación del acero (Figura 5.8) para obtener el DCI del mismo. El boro es
un elemento que en cantidades muy pequeñas (0.001-0.002%) tiene un efecto retardador
de las transformaciones ferrito-perlíticas muy potente, pero sin embargo su efecto sobre
las transformaciones bainíticas es muy inferior, siendo su influencia especialmente

46


notable en el caso de los aceros de bajo carbono. La Figura 5.9 da cuenta del factor
multiplicador asociado a este elemento.
0.38
0.36

/

0.34

/

V

/

0.32
0.30

/

0.28

1//

0.24

/

0.22

V 1/

V

/

0.26

V
V

1/

0.20

1// 1/

0.18

1/
V

0.16

o

0.2

0.4

0.8 .

0.6

Carbono %

Figura 5.7
9.00

I

I

I

,

I

I

I

1-

V

8.00
1-

7.00
1-

6.00
5.00

-

1-

4.00

-

3.00 1-

1

.

2.00
1.00

Nickel

O

0.2

0.4

0.6

0.8

1.0

1.2

%otelemenl

1.4

1.6

-

1.8

I
2.5

2.0
3.0

3.5

Abscissa tor higher nickel

Figura 5.8

La Figura 5.10 muestra la dureza de las microestucturas correspondientes a un 50% de
martensita y su dependencia con el contenido en carbono del acero.

47


o

«
o
o

1.0

o

o

0.002

0.010
BORON,

Figura 5.9
70

SO

50

JO

20

10
0.1

0.3

0.4

0.5

0.6

Figura 5.10

5.4. Ensayo Jominy
Hoy día, es el método de medida de la templabilidad del acero más preciso y útil y tiene
la gran ventaja en relación con el Del que se trata de un ensayo que se realiza sobre una
única probeta, que después de ser austenizada durante 30 minutos, se enfría
inmediatamente bajo unas condiciones normalizadas. La Figura 5.11 muestra la forma y
dimensiones de la probeta Jominy y el sistema de temple utilizado. La probeta se enfría
haciendo incidir un chorro de agua de caudal fijo y constante en uno de los extremos de
la probeta de ensayo, de tal manera que la extracción de calor es longitudinal (apenas
hay un flujo apreciable de calor en la dirección radial) y la velocidad de enfriamiento


varía continuamente desde un extremo hasta el otro. El tiempo empleado en la
transferencia de la probeta desde el horno de calentamiento hasta el equipo de
enfriamiento debe ser menor de 5 segundos. Por otro lado, este útil se construye de
manera que el extremo inferior de la probeta se sitúa a una distancia de 1/2 pulgada del
tubo de salida del chorro de agua, que a su vez tiene una abertura de 1/2 pulgada de
diámetro. La presión del agua será tal que antes de colocar la probeta encima del chorro,
la altura de éste será de 2.5 pulgadas y la temperatura del agua debe ser de 24±2°C.

Figura 5.11

La Figura 5.12 expresa la relación existente entre la distancia Jominy (distancia al

extremo templado) y la velocidad de enfriamiento a la temperatura de 704°C (región en
la que tienen lugar las transformaciones ferrito-perlíticas), que varía entre 350°C/s y
2°C/s. Posteriormente se mecanizan dos generatrices paralelas en regiones opuestas de
la probeta y se determina la dureza en función de la distancia al extremo templado (estas
distancias suelen expresarse tomando como unidad 1/16 de pulgada). La representación
gráfica de la dureza (HCR) frente a la distancia al extremos templado (dJ) constituye la
curva Jominy. La Figura 5.13 presenta el modo de construcción de una curva Jominy.
Una vez determinada la curva Jominy de un acero es posible comparar su templabilidad
con mucha facilidad. Así, por ejemplo, la Figura 5.14 muestra la curva Jominy de 4
aceros distintos de igual contenido en carbono (igual dureza de la martensita, punto
inicial de las curvas), siendo el más templable aquél que presenta una menor caída de
dureza en función de la distancia. De este modo, los aceros de baja templabilidad
muestran curvas Jominy en las que se produce una brusca caída de dureza al empezar a
alejarnos del extremo templado, mientras que, por el contrario, los aceros que presentan

48

49


una templabilidad alta tienen curvas Jominy casi horizontales. De cualquier modo, la
templabilidad de cada tipo de acero se expresa normalmente por una banda de
templabilidad (Figura 5.15) ya que las diferentes normas permiten siempre una ligera
variación en el contenido de los elementos que constituyen su composición química
básica.

0350' C/sec
t 1/16 in.
70

60

50
/Jl

o
40

o

30

20

10

o
O

1/2

1 1/2

2

21/2

3

Dislance Irom quenched end 01 Jomlny bar (Inches)

Figura 5.12

El punto más importante que se debe destacar en relación con la curva Jominy es que
dado que cada posición de la probeta se corresponde con una velocidad de enfriamiento
conocida, la curva Jominy de un acero nos permitirá conocer directamente la dureza de
cualquier punto de cualquier pieza enfriada en medios determinados, si se conoce la
velocidad de enfriamiento de los mismos. A este respecto existen disponibles gráficos
sencillos que nos muestran la equivalencia que existe entre la velocidad de enfriamiento

50

489°124°32.3°10°' Cooling rate,OFis
'/'8
8/.8 18/18
Dislance Irom quenched end in.

.. , '"

" .. ,

'"

'"

60

50

O
O

1.0

2.0

3.0

. Distance Irom quenched end. in.

Figura 5.13
Distance Irom quenched end, in.

o

0.5

1.0

1.5

2.0

60

50

.c

40

30
o

20

5150H

10

O

4

8

12

16

20

24

28

32

Distance Irom quenched end. sixteenths 01 an inch

Figura 5.14

de puntos situados a diferentes distancias del extremo templado de la probeta Jominy
(dJ) y:
a) el centro de redondos enfriados en un medio de temple ideal (Figura 5.16),
b) centro de redondos de diferente diámetro enfriados en medios de severidad variada
(Figura 5.17). En el Anexo 1 se completan estos gráficos (gráficos de Lamont) con
la identificación de puntos interiores definidos por el cociente rlR,

51


c) Centro de barras cuadradas, barras planas y chapas (Figura 5.18).
70
60
50
Q)

40
30

Chemieallimits

o

C

20

Mn

Si

0.46

Ni

Cr

Mo

0.35

0.54

1.05

0.35

0.75

0.35
0.65

0.3

4

8

12

16

20

24

O

28

32

Distanee Irom quenehed end, sixteenths 01 an¡neh

Figura 5.15
Dlstance from quenehed end 01
01 an Ineh
2468101214161820222426283032

In

175

150

6

125

5

4

.
a

EH

H

a

75

3

50

2

5 10 15 20 25 30 35 40 45 50

Figura 5.16

Dado que, como acabamos de ver, se dispone de gráficos sencillos que nos permiten
conocer la velocidad de enfriamiento de puntos de redondos enfriados en diferentes
medios nos resultaráútil introducir el concepto de redondo equivalente en el supuesto
de que debamos templar piezas de formas variadas. El redondo equivalente de una pieza
de forma cualquiera enfriada en un medio de severidad H es el diámetro de un redondo
cuyo centro se enfría en el citado medio a una velocidad idéntica a la del punto de más
lento enfriamiento de la pieza en cuestión.

Capítulo 5. Detetminación práctica de la templabilidad.

52

6D

2.0

lO

0.0

0.70
:
I
I
,

z

I
I
I
I

4.0

0.20
Q

2.0
ROUND
BARS
1.0

1/2

1/4

3/4

11/2

1!¡4

I

DISTANCE FROM WATER-COOLED END-INCHES

Figura 5.17

LO

ST1LL
I

STILL
OIL

.

1.0

2

"t

6.0

Z

4.0

lO

,

oz
z
_

STILL
WATER

>o

z
2.0

OIL
1:2

.0

FLAT BARS
2
DISTANCE

WATER-COOLED END-INCHES

Figura 5.18


53

60

1.0

I
al

I(

oz

STILL
WATER

2.0

STII.L
OIL

LO

PLATES
I

2
DISTANtE

-COOLED

Figura 5.18

Por otro lado, se puede estimar la velocidad de enfriamiento aproximada del centro de
una barra de sección axb como la suma de las velocidades de enfriamiento del centro de
sendas chapas de espesores a y b: V =

Va

+ vb· Del mismo modo, la velocidad de

enfriamiento del centro de un bloque de dimensiones axbxc se estimaría sumando las
velocidades de enfriamiento del centro de chapas de espesor a, b y c: V

=

Va

+ vb + ve'

Capítulo 5.

práctica de la templabilidad.

54

55

Capítulo 6. Revenido de los aceros

6. REVENIDO DE LOS ACEROS

6.1. Introducción
El temple del acero no constituye nunca un tratamiento final ya que la microestructura
martensítica que origina, si bien es muy dura y resistente, es al mismo tiempo
excesivamente frágil, por lo que resulta necesario realizar un tratamiento posterior en el
rango de los 150 a

Este tratamiento se denomina revenido.

En el curso del tratamiento de revenido, la martensita, que es una solución sólida
sobresaturada de carbono en una red de hierro, pierde carbono que precipita en forma de
carburos. El resultado final del tratamiento de temple y revenido (denominado
conjuntamente bonificado) es la obtención de una matriz de ferrita con una fina y bien
distribuida dispersión de carburos diversos. Al mismo tiempo, este cambio
microestructural, asociado a una contracción dimensional, va unido a un fuerte aumento
de la tenacidad del producto a costa de una pérdida de dureza y de resistencia mecánica.

6.2. Etapas en el revenido de los aceros
La martensita de temple habíamos visto que se trataba de una red distorsionada de
hierro a sobresaturada en carbono (capítulo 4), que contiene una alta densidad de
dislocaciones y macIas finas. Al calentar progresivamente esta microestructura desde la
temperatura ambiente ocurren una serie de cambios microestructurales, que para su
mejor comprensión se dividen en una serie de etapas que se solapan entre sí y que se
detallan a continuación.

6.2.1. Etapa 1 000-250°C)

La martensita no es un constituyente estable de los aceros. Las razones de su
inestabilidad son la sobresaturación de carbono en una estructura tetragonal centrada en
el cuerpo, la energía de defonnación asociada a la presencia de dislocaciones y macIas y
la energía interfacial debida al gran número de juntas entre placas de martensita. Por
esta razón, al calentar moderadamente esta microestructura (por debajo de 250°C), para
facilitar la movilidad del carbono, tiene lugar la precipitación coherente en las intercaras
entre placas de martensita y en torno a las dislocaciones de un carburo de transición,
denominado carburo

(Fe 2.4C)' Este carburo tiene una estructura hexagonal y adopta

fonnas aciculares muy finas. Aunque durante el transcurso de esta etapa la martensita ha


ido perdiendo carbono (reducción de la relación c/a de la estructura tetragonal, Figura
4.2), al final todavía posee una estructura tetragonal con un contenido de carbono
aproximado en torno a 0.25%.
Esta etapa no tiene lugar en el revenido de los aceros de menor contenido en carbon (C
< 0.3%).

6.2.2. Etapa 2 (200-300°C)
En el curso de esta segunda etapa tiene lugar la transformación de la austenita (austenita
retenida) que pudiera haber quedado tras el tratamiento de temple (especialmente en los
aceros de alto carbono y media y/o alta aleación). La austenita retenida se transforma en
estos aceros en ferrita bainítica y cementita. Se trataría de una microestructura parecida
a la bainita inferior.

Etapa 3 (250-300°C)
Durante la tercera etapa del revenido comienza a formarse cementita en las intercaras
entre el carburo
partícular de carburo

y la fase matriz, y a medida que las agujas de cementita crecen las
desaparecen. Al mismo tiempo la martensita sigue perdiendo

progresi vamente su carbono y al final de esta etapa se ha convertido en ferrita, que
todavía mantiene la alta densidad de dislocaciones de la martensita. La cementita puede
adoptar inicialmente la forma de agujas y de películas intergranulares muy finas, que
pueden afectar adversamente a la tenacidad del acero y, posteriormente, estas formas se
esferoidizan dando lugar a partículas de cementita ya bien definidas.

Etapa 4 (300-700°C)
A partir de los 300°C el proceso de globulización de las partículas de cementita
continúa, asociado a un proceso de crecimiento del tamaño de estas partículas tanto
mayor cuanto más alta es la temperatura del tratamiento. Al mismo tiempo, tiene lugar
una notable reducción de la densidad de dislocaciones (restauración).
En los tratamientos de revenido realizados a las temperaturas más altas (600-700°C), los
granos alargados de ferrita procedentes de la martensita primi ti va, se convierten en
granos equiáxicos, en un proceso similar al de recristalización. La microestructura
totalmente revenida consiste en granos de ferrita equiáxicos con partículas gruesas de
cementita uniformemente repartidas

56

Capítulo 6.

de los aceros

6.3. Efecto de los elementos de aleación
La presencia de deteminados elementos de aleación en la composición química del
acero influye notablemente en la estabilidad de los diferentes tipos de carburos
presentes y también en la cinética de las diversas etapas del revenido. Así en el revenido
de los aceros con elementos carburfgenos del tipo del Cr, Mo, W, Ti, Nb, V, la
tetragonalidad de la martensita no desaparece hasta alcanzar temperaturas en torno a los
450°C (en los aceros al carbono desaparecía ya a partir de los 300°C) y también se
retrasa la cinética del crecimiento del tamaño de las partículas de cementita y del
engrosamiento del grano de ferrita, típicos de la etapa 4 del revenido. La consecuencia
de todos estos efectos es el retraso significativo del ablandamiento típico, que tiene
lugar en el curso del tratamiento de revenido.
Por otro lado, los elementos citados con anterioridad son capaces de formar carburos
termodinámicamente más estables que la cementita (apartado 3.2), pero estos carburos
no aparecen en el revenido hasta que se alcanzan temperaturas en torno a 500-600°C, ya
que a temperaturas inferiores la difusividad (substitucional) de los citados elementos no
es suficiente y solo se puede formar cementita, en virtud de la rápida difusión
intersticial del carbono. La precipitación fina de carburos complejos de cromo (Cr7C3,
Cr13Có)' vanadio (VC), wolframio (WzC, WóC) y molibdeno (MozC, MoóC) en la gama
de los 500-600°C aparece acompañada de un aumento de la resistencia del acero
conocido como endurecimiento secundario.
6.4. Propiedades mecánicas de los aceros templados y revenidos
La Figura 6.1 muestra el típico descenso de dureza que se observa en el revenido de las
estructuras templadas de aceros con distintos contenidos en carbono (0.1-1.1 %C).
La Figura 6.2 presenta la evolución de la tenacidad al impacto en función de la
temperatura de revenido en aceros con 0.4 y 0.5% de carbono. Se destaca que existen
dos zonas en las que tiene lugar un incremento de la tenaciad. En la gama de los 150200°C tiene lugar un incremento modesto, que resulta útil emplear en aquellas
aplicaciones en las que se busca un producto con una gran resistencia mecánica y a la
fatiga. Sin embargo, es preciso revenir por encima de los 425°C para conseguuir un
aumento significativo de esta importante propiedad, que sabemos coincide con una
fuerte disminución de la resistencia: los revenidos en esta gama de temperaturas se
utilizan cuando es preciso lograr un compromiso efectivo entre resistencia y tenacidad.

57

58


La misma figura revela que entre 260 y 370°C tiene lugar un pérdida de tenacidad, que
se conoce como fragilización a los 350°C.

I

70

Compiled Irom dala 01
Greene (108)

60

......:

'Flelcher and Cohen (100)
Bain (113)
lIndsey and RoH (114)
Crafts and Lamonl (115)

·:.. .

....:::':.:.: ....

.
.

".

:.... .

";.: ''': ...:.. .::.

50 ....:::::... .

.....

Wellauer (116)

.

20

..
"

O
A
s
quenched
-

I

400

I

600
Tem'pering

800

1000

1200 I 1400

I

F

2
0
0
00

200

300
400
500
600
Tempering temperature. C

700

Figura 6.1
100

200

300

400

500 600

100

80
0.40%C -_
E

E 60

V-notch Charpy

I

11

.

,

--

40

-

/

Izod

I

1
1

o
20

o

o

200

400

600

800

J
1000

1200

Tempering temperature, F

Figura 6.2

La Figura 6.3 muestra la evolución de las propiedades mecánicas convencionales de un
acero de media aleación en función de la temperatura de revenido. El límite elástico del
acero y su resistencia a tracción disminuyen continuamente al tiempo que aumentan,
también de modo continuo, el alargamiento y la estricción. Además, la Figura 6.4 da
cuenta del efecto del carbono en la resistencia mecánica de los aceros templados y
revenidos y también de la superior tenacidad a igualdad de resistencia mecánica (mayor

59

Capítulo 6, Revenido de los aceros

temperatura de revenido, y carburos más finos) que se puede lograr con los aceros
aleados (Cr-Ni, Cr-Ni-Mo) en comparación con los aceros al carbono,
C Mn P S SI NI Cr Me Grain
_ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ Size
Ladle.41
,67 .023018 .26 1.77
.78
Critical Points,
Ac,1350
AC31415

.26

6-8

AI 3 890

Ar,720

Treatment: Normalized al 1600 F; rehealed lo 1475 F; quenched in agitaled oil.
,530·in. Round Treated; .505-in. Round Tested.
As-quenched HB 601
psi

250,000

200,000

150,000

70%
60%

Reduc1ion

50%
100,000

40%
30%

-

Elongalion
Temper, F 400

HB

555

500
514

600
477

700
461

800
415

20%
10%

900 1000 1100 1200 1300
388 363 321
293

Figura 6.3
Por último, las Figuras 6.5 y 6.6 muestran el endurecimiento secundario, que se había
descrito en el apartado anterior, en aceros que poseen altos contenidos de cromo y
molibdeno. Nótese que la importancia del pico de endurecimiento secundario aumenta
al hacerlo el contenido del correspondiente aleante.
Habría que añadir también que los efectos del tratamiento de revenido son similares,
aunque lógicamente menos acusados, cuando la microestructura original de partida no
es martensita, sino bainita o perlita fina.


60

2400

·

Tempered 200·C

2200
I

zE
2000

1800
Cr steels
o Ni-Cr steels
1600

[J

Cr-Mo steels

· Ni-Cr-Mo sleels
1400

0'55

7 0 ¡ - - - - - - - - - - - - -_ _
60

CroMo
and

50

Ni-Cr-Mo s'leels

30

Cr and
Ni-Cr
sleels

20
10

o..
0

0

o

oog

·

oo

O

-

oo

o

··
.o

(b)

Figura 6.4
6.S. Estimación de la dureza de un acero templado y revenido
La dureza de un acero al carbono templado y revenido puede estimarse a partir del

gráfico que se muestra en la Figura 6.7, que correponde a tratamientos de revenido
realizados durante una hora. Una vez deducido este dato es posible valorar el
incremento de dureza sobre la del acero al carbono a que da lugar la presencia de los
diferentes elementos de aleación presentes en el acero. El incremento aditivo de dureza
debido a cada uno de los elementos de aleación se estima a partir de las curvas que se
presentan en la Figura 6.8. Nótese que el efecto de los elementos aleantes varea al
hacerlo la temperatura del tratamiento de revenido.
El método de estimación expuesto está limitado a tratamientos de revenido mantenidos
durante una hora, pero puede extenderse su empleo a otros tiempos, ya que hasta ahora
se ha destacado únicamente la temperatura como principal variable de control

e

61


Hardness
697

60

513

50
I

392
u

40

z
>
302

30

238

20

196

Figura 6.5

600

500

>
400

300

200

Figura 6.6

Capítulo 6. Revelido de los aceros

62

tratamiento de revenido, sin embargo, los cambios estructurales que ocurren durante el
revenido de los aceros son fenómenos activados térmicamente en los que la difusión
juega un papel prredominante y, consecuentemente, el tiempo es igualmente una
variable fundamental, de modo que una temperatura alta mantenida durante un tiempo
corto es equivalente a una temperatura más baja mantenida durante un tiempo mayor. Se
suele utilizar normalmente el parámetro de Hollomon-Jaffe para valorar el efecto
conjunto de la temperatura y el tiempo sobre el tratamiento de revenido:
T (20 + log t) 10'3, (K, horas)
Este parámetro debe ser empleado con precaución en aquellos aceros en los que existe
endurecimiento secundario, ya que éste solo tiene lugar en una determinada gama de
temperaturas.

500

__

o

0.2

__

0.6
CA AGON.

Figura 6.7

0.8

.0

63

Capítulo 6. ReveIÚdo de los aceros

v
p.

e,

20

,
,

c,--

,
0.,

0.15 O.,

O.S

ECfect of
on the hardness ol
pered al 400'F (204'C) Cor 1 h.

,

tem-

-

,

-

01

0.02

2

s.

o
o

.,

,OS

·Effect oC
on the hardnes8 oí mnrtensite
tempered al 900'F (482'C) Cor 1 h.

..

v

o
o

.,-

/

-

o.,

"

v
1

2

1

,

Erreel oC elements on
500'F (260'C) Cor 1 h.

pered

hardneBs of marlenBlle lem-

1

",

,

o

·

- .os

2

"

,Elleel oC elementB on lhe hBrdneBs oC martenBite
tempered al lOOO'F (538'C) 1

v

lO

I

30

o

..-

I

I
-100°F

"

/

.0

·ECfect oC elements on
al GOO'F (3IG'C) lor 1 h.

70

hnrdness o[

/
/

/

e,

,
'0

,

30

s,-

o
30

10_

o

o

,

0.1

,

.,

O.

0.2

1.'

0,5

Ef[ect of elements on the hardness o[ martensite
tempered at llOO°F (592°C) for 1 h.

." "

'EHeel oC elemenls on the hardneBB oC marlenBile
lempered al 700'F (371'C) Cor 1 h.

o
11

o

V

100

o

o
ea

o

o
e,
/

,
,

V

v

/

,

o

/

o
y

o

1

s,

o

I

o

,
,

0_
o.
}

-

/

I

o

I

0.

02

0.2

o,,

ELEMENT,

·Effect of elements on the hardness o[ martensite
tempered at 1200'F (649'C) for 1

Elleet oC
on lhe hBrdness oC marlenslle
lempered al 800'F (427'C) Cor 1 h.

Figura 6.8

64


lOO

-

'0

o

I

o
o
I

o

/p

o
o
o
o
o
0.02

-

V

0.05

0.1

V
/

0.15 0.2

e,
S,-

o.S

ELEMENT,

·Effecl of elemenls on the hardness of martensite
tempered al 1300'F (704'C) for 1 h.

Figura 6.8

6.6. Fragilización durante el tratamiento de revenido
Siendo el tratamiento de revenido un tratamiento térmico cuya finalidad principal es
aumentar la tenacidad del acero templado, resulta imprescindible conocer los diferentes
fenómenos de fragilización que el tratamiento puede acarrear.
La fragilización que puede tener lugar durante el tratamiento de revenido se concreta en
un aumento significativo de la temperatura de transición del acero medida en ensayos de
impacto. La Figura 6.9 muestra el citado efecto en dos aceros distintos (A y B). El acero
A es más tenaz ya que su temperatura de transición en su estado normal (sin fragilizar)
es inferior a la del acero B. Si suponemos que un fenómeno fragilizador cualquiera
modifica la temperatura de transición de estos aceros una cantidad idéntica (se mueven
hacia temperaturas superiores), el efecto que se observaría en la tenacidad al impacto
medida a temperatura ambiente del acero B sería muy importante y, por el contrario,
este efecto sería apenas apreciable en el caso del acero A. Sin embargo a -SO°C el
efecto fragilizador se manifestaría en toda su intensidad en el acero A. Es decir que, a
veces, los resultados de la tenacidad al impacto obtenidos solo a temperatura ambiente
no nos permitirán observar estos fenómenos de fragilización en toda su nitidez.

6.6.1. Fragilidad a los revenidos bajos (3S0°C)
Esta fragilización tiene lugar entre 260 y 370°C Yes máxima en torno a 3S0°C (véase la
Figura 6.2). Esta fragilización se justifica en virtud de la formación de morfologías
inapropiadas de cementita, que proceden de la transformación de finas láminas de
austenita retenida que existen entre las placas de martensita (etapa 2 del revenido). De

65


este modo, la aparición de placas finas de cementita procedente de la descomposición de
pequeñas fracciones de austenita no transformada en el temple previo se considera
actualmente la causa principal de la pérdida de tenacidad que tiene lugar en el entorno
de los 350°C, aunque también se ha demostrado la influencia adicional que tiene la
segregación en las juntas de grano de la austenita de elementos como el P, presentes en
cantidades muy pequeñas (p.e., 0.01 %) en los aceros y que da lugar, en muchas
ocasiones, a fracturas de tipo intergranular.
160
140

120

I

Steel B

Steel A
I

100

80
60
W

40
20

O
-200

-100

O

100

200 -200

-100

O

Testing temperature. F

Figura 6.9

Laúnica fonna de eliminar esta fragilización una vez que ha aparecido es reaustenizar,
templar de nuevo y realizar el revenido en una gama de temperaturas en las que estos
efectos no tengan lugar.

6.6.2. Fragilidad a los revenidos altos
La fragilización que tiene lugar a los revenidos altos está motivada por la segregación
de impurezas del tipo del Sn, Sb y P en las juntas de grano de la austenita (presentes en
cantidades tan pequeñas como 0.01 %) Ycomo éste es un fenómeno que tiene lugar por
difusión y que precisa de un cierto tiempo, esta fragilización se irá produciendo
progresivamente con el tiempo de mantenimiento en la región de temperaturas críticas.
La Figura 6.10 muestra la variación en la temperatura de transición de un acero de
media aleación (AISI 3140) en función del tiempo de mantenimiento a las diferentes
temperaturas de revenido y muestra la existencia de un tiempo mínimo para que tenga
lugar la fragilización en torno a los 550°C. La fragilización también puede ocurrir una
vez realizado el tratamiento de revenido a la temperatura apropiada si se utiliza una
velocidad de enfriamiento demasiado lenta. Estas fragilizaciones se caracterizan
siempre por la aparición de fracturas de tipo intergranular.

66


600
o

550
E

500

c::

450

Tronsi líon
Temperoture oc
·
60

.

·

o

30
20

E

400

+

10

O

+ 10
+20

350

10
Embrittling Time '(Hours)

Figura 6.10

Una característica importante de la fragilización a los revenidos altos es que son
fenómenos reversibles, en el sentido de que una vez fragilizado un acero, es posible
regenerarlo, calentándolo hasta unos 600°C (sin falta de austenizarlo de nuevo) y
enfriándolo a continuación con rapidez. En este calentamiento tiene lugar la dispersión
de los elementos segregados en juntas de grano.

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