Ejercicios Resueltos Sistema Hierro-Carbono

DIAGRAMA
HIERRO-CABONO
ALUMNO: ZAMUDIO ORBESO ROY ROGER
(Ejercicios y Problemas)

P1/ Problema A
Sean:
Cpe: cementita primaria o proeutéctica
Ce: cementita eutéctica
C’pe: cementita secundaria o proeutectoide
p: perlita
C’e: cementita eutectoide o que forma parte de la perlita
CV: cementita terciaria o vermicular
CT: cementita total
Fpe: ferrita proeutectoide
Fe: ferrita eutectoide
Se pide:
1°- Determinar los porcentajes en peso de estos valores en una aleación férrea, binaria, de 3.5 % de carbono.
2°- Curva de solidificación y enfriamiento de equilibrio (T, t) de una aleación 0.45 % de carbono, hasta la temperatura ambiente, señalando
sobre dicha curva las temperaturas en que se rompe el equilibrio, y las fases presentes a esas temperaturas.
3°- Después de un normalizado, la estructura de ese acero de 0.45 % de carbono, resultó ser 100 % perlítica. Determinar el porcentaje de
ferrita que tiene esa perlita diluida.
4°- Comparando el acero de 0.45 % C con la aleación del apartado 1° y 2° -de 3.5 %C- señalar, razonadamente, cuál de estas dos aleaciones es
más propensa al agrietamiento por temple en agua.
5°- Comparando dos piezas iguales de aceros de 0.45 % C -uno aleado y otro no- indicar, razonándolo, cuál de las dos presentará más austenita
residual tras temple en aceite.
6°- ¿Cuál es la temperatura límite, más alta, a la que puede efectuarse un revenido del acero no aleado de 0.45 % de carbono?
7°- Justificar por qué - o por qué no- es necesario austenizar un acero, por ejemplo, de 0.1 %C, si se desea incrementar periféricamente su
contenido en carbono mediante una adecuada atmósfera carburante.
8°- Contenido máximo de carbono que podría llegar a alcanzar la austenita a 930 ºC en esa atmósfera carburante.

3.5 %C
T´e
Te
L(4.3 %C)  (0.0218 %C)  Fe3C(6.67 %C)
1.-Determinar el contenido, de los microconstituyentes de la derecha, en una aleación Fe-3.5 %C.
Sean:
p: perlita
CT: cementita total
Reacción eutéctica
C’pe: es la que precipita al bajar la solubilidad del C en la fase  al bajar la temperatura, entre T’e y Te
Por otro lado se verifica que: CT= Te+ = Ce+C’pe:, es decir: 46.27 = 30.5 + C’pe , luego C’pe = 15.77 %
C’pe = 15.77 %
Cpe = 0 %
Ce = 30.5 %
Cpe: es la que precipita a partir del líquido, en este caso Cpe = 0, ya que lo que aparece es γ primaria
(Fundiciónhipoeutéctica).
Ce: es la que aparece fruto de la reacción eutéctica. Se calcula en el
segmento eutéctico, mediante la regla de los segmentos inversos
eC 
%C  2.11
100 
3.5  2.11
100  30.5 %
6.67  2.11 6.672.11
C(TTe)

%C  0.77
100 
3.5  0.77
100  46.27 %
6.67  0.77 6.670.77

TC 
3.50.003
10052.45%
6.670.003
CTTe 
3.5  0.0218
100  52.32 %
6.670.0218
C’e = 6.05 %
CV: es la que precipita por descenso de la solubilidad del carbono en  al bajar la
temperatura, sabiendo que a temperatura ambiente, el máximo de solubilidad en la fase α
es de 0.003% de C.
C = C – CV T T=Te- CV = 52.45– 52.32= 0.13 %
CV = 0.13 %
(0.77 %C)  (0.0218 %C)  Fe3C(6.67 %C)
C’e: es la que hay en la perlita:
CL: cementita libre (la que no forma parte de la perlita).
Toda la generada hasta 727 ºC, es decir: CL = Cpe+ Ce+ C’pe= 0 + 30.5 + 15.77= 46.27 %
O bien:
CL = CT-CPERLITA = 52.45 – (C’e – CV) = 52.45 – (6.05 + 0.13) = 52.45 – 6.18 = 46.27 %
CTTe 
3.5  0.0218
100  52.32 %
6.670.0218
CT=Te- = C’e + Ce+ C’pe
52.32 = C’e + 30.5+ 15.77
PerlitaEUT eC  C'  (% perlita)x(Cementita ) 
6.67  3.5
100
0.77  0.0218
 6.05%
6.670.77 6.670.0218
3.5 %C
CT = 52.45 %
P= Ligeramente por debajo de 727º C
hay perlita [(α+Fe3C)+Fe3C] donde la
perlita es el  residual de antes.
P = 100-CT(727 ºC-) = 100 – 46.27 = 53.73
Reacción eutectoide
P( ) 
6.67  %C
100 
6.67  3.5
100  53.73 %
0.77 6.67  0.77 6.670.77

P: perlita
CT: cementita total
Reaccióneutectoide
(0.77 %C)  (0.0218 %C)  Fe3C(6.67 %C)
Fpe: Al tener el acero un contenido en carbono mayor de 0.77 % (C>0.77 %)
no aparece ferrita proeutectoide, por lo que Fpe = 0
Fe: es la que aparece fruto de la reacción eutectoide. Se calcula en el
segmento eutéctico, mediante la regla de los segmentos inversos
eEUTECTOIDEF  F 
6.67 3.5
100  47.68 %
6.670.0218
3.5 %C
Ferrita total = FT →
6.673.5
FT 
6.670.003
10047.55 %


727 ºC
PRO (0.0218 %C)
EXPULSA C
1 [%C<0.0218] + Fe3C
Fe3CFe3C + = CEMENTITA TERCIARIA
(LA QUE PRECIPITA POR DESCENSO DE LA SOLUBILIDAD
DEL C EN LA FASE  AL BAJAR LATEMPERATURA)
Fe3C = CEMENTITA VERMICULAR

Ferrita y cementita terciaria. A 20 °C la
ferrita solamente admite 50 ppm de C
en solución sólida.
La transformación Austenita  Ferrita se inicia, como en todos los hipoeutectoides, a una temperatura A3, que resultará tanto más baja cuanto
mayor sea el % de C en el acero.
El enriquecimiento en C de la austenita de estos aceros durante el enfriamiento, es inferior al 0.77%, y por ello la transformación alotrópica
finaliza a la temperatura A1—antes de los 727 °C— dando una estructura plenamente ferrítica.
Al proseguir enfriando por debajo de 727 ºC, el C disuelto en la ferrita rebasa la línea de solubilidad y
reacciona con átomos de Fe precipitando en forma de cementita llamada vermicular o terciaria. La
precipitación suele producirse en forma de pequeños gusanos (figura) en las juntas de grano de la
ferrita, o bien en los puntos triples de unión entre los granos (o en el interior de los granos cuando la
velocidad de enfriamiento es mayor).
Aceros hipoeutectoides de menos de 0.0218 %C




2°- Curva de solidificación y enfriamiento de equilibrio (T, t) de una aleación 0.45 % de carbono, hasta la temperatura ambiente, señalando
sobre dicha curva las temperaturas en que se rompe el equilibrio, y las fases presentes a esas temperaturas.
F+L = C+1 (presión constante), C = 2
(Fe, C), luego:
F + L = 3
Por le Chatelier – Brown la aparición de una nueva
fase en el sistema produce desprendimiento de
calor, dando lugar a un cambio de concavidad.
Reaccióneutectoide
(0.77 %C)  (0.0218 %C)  Fe3C(6.67 %C)
1493ºC
 (0.17 % C)Liq(0.53 % C)  (0.09 % C) 
Reacción peritéctica

C=0.45 %
Ti 14951538 1495

0.530 0.530.45
1
1495
Ti=1499 ºC
Tf
Tf 114814951148

2.11 0.17 2.110.45
Tf=1442 ºC
0.45 %
Ti
Intervalo de solidificación=IS=
= Ti – Tf = 1499 – 1442 = 57ºC
La temperatura A3 es:
A3 727912 727

0.770 0.770.45
A3=804 ºC
A3
Las temperaturas en que se rompe el equilibrioson:

3°- Después de un normalizado, la estructura de ese acero de 0.45 % de carbono, resultó ser 100 % perlítica. Determinar el porcentaje de
ferrita que tiene esa perlita diluida.
(0.0218 %C)  Fe3C(6.67 %C)
El normalizado consiste en austenizar el acero de 0.45 % C [Calentando por encima de A3 (804 ºC en este caso)] y enfriar al aire.
La velocidad de enfriamiento al aire es mayor que la velocidad de enfriamiento de equilibrio → Modificaciones en el diagrama Fe-C
Reaccióneutectoide
 (0.77 %C) 
PERLITA
100 % Perlita  (0.0218 %C)  Fe3C(6.67 %C)
100
0.45
% C acero
% C perlita diluida
% C Perlita diluida
% perlita transformada tras normalizado

1  % C Perlita diluida  0.45%
1
1
La composición del eutectoide coincide con el % C del acero
(% perlita diluida)  100 
0.45  0.0218
100  C  0.45 %
C 0.0218
TE
  E
0.45
Ce (%C PERLITA)
0.45 %C
% ferrita% perlitadiluida
(%PERLITICO )  (Tanto por uno perlita) PERLITA 
1x
6.67  0.45
100  93.56 %
6.670.0218
C0
0.0218
 
e e
C0% perlita
100
Si se sup one C0 , Ce
C0  0.0218
% perlita
C
0.0218  
C
100
0.0218
NOTA

VELOCIDADES DE ENFRIAMIENTO MAYORES DE LA DE EQUILIBRIO
velocidad:
v1→fw(perlita-proeutectoide) = OA/Ae
v2→fw(perlita-proeutectoide) = OA/Ae´
v3→fw(perlita-proeutectoide) = OA/Ae´´
Ae >Ae´>Ae´´, luego
↑ venfriamiento  ↑ fw(perlita)
Al desplazarse hacia la izquierda el punto e (→e’→e’ ) aumenta fw(perlita)
luego:
La carga de rotura de un acero ferritoperlítico es aproximadamente:
Rm(acero) = 300 fw(α)+800 fw(p) Rm(acero) ↑ cuando aumenta fw(p)
fw(α)+ fw(p)=1 ↑ venfriamiento  ↑ fw(p)  ↑ Rm(acero)
↑ venfriamiento  ↓ dα(tamaño de grano ferrita proeutectoide)  ↑ Re (↑σy)
Comparando dos muestras de un mismo acero, calentadas ambas hasta idéntica temperatura de austenización —enfriada
una de ellas con enfriamiento de equilibrio y la otra con enfriamiento ligeramente más rápido—,
LA CANTIDAD DE PERLITA OBSERVADA A LA TEMPERATURA AMBIENTE ES MAYOR EN EL SEGUNDO CASO.
En general, un aumento de la velocidad de enfriamiento (v3>v2>v1) -siempre que ésta origine ferrita proeutectoide y perlita
como constituyentes- se traduce en una disminución de la temperatura A3r. Ello se debe a que la formación de ferrita
proeutectoide durante el enfriamiento se realiza por un proceso de nucleación y crecimiento.
Al aumentar la velocidad de enfriamiento continuo de la austenita para un acero con C1 % de carbono (< 0.77 %), disminuye
la temperatura a la que comienza la formación de ferrita: T1 para velocidad v1, T2 para la velocidad v2, etc. Además, puede
decirse que el tamaño crítico del núcleo de ferrita disminuye con la velocidad de enfriamiento. Por consiguiente, el grano
de ferrita proeutectoide será más fino si el enfriamiento es más rápido. Las líneas de transformación en el diagrama Fe-C
quedarán modificadas para velocidades de enfriamiento creciente. El punto eutectoide para la velocidad de enfriamiento v1
corresponderá a la temperatura y composición de E1. Análogamente, para la velocidad v2 el punto eutectoide será E2, para v3
será E3, etc. Una vez transformada la austenita C1, la relación perlita/ferrita es mayor cuando las velocidades de enfriamiento
han sido más rápidas.
El aumento de la velocidad de enfriamiento también hace que baje A1 y Acm sigue su tendencia. Al descender el punto e
(eutectoide), baja también el valor de la temperatura Te, bajando el %C.
Estudiemos la fracción de perlita proeutectoide en función del aumento de
Al ir aumentando la velocidad de enfriamiento
aumenta el número de núcleos y el tamaño de
grano será más fino (menos grosero)
v1
v2
v3
v1
v2
v3
T1
T2
T3

Podría objetarse que la perlita, por ser más diluida (menos rica en carbono para velocidades crecientes) no
presentará una carga de rotura de 800 MPa; pero dado que el aumento de velocidad, disminuye el espaciado S0
entre láminas de ferrita y cementita, aquélla -aunque empobrecida en C- llega a tener cargas de rotura
superiores a 800 MPa. Luego al aumentar la velocidad de enfriamiento, vENF, la perlita aparece diluida ↑ Rm (p) y
aumenta la tenacidad. La ferrita de la perlita en el caso de un aumento de la velocidad es mayor que en el
equilibrio.
Por tanto, crece el α perlitico con la velocidad deenfriamiento
Si hay una grieta en el bastón de Fe3C, la vibración se amortigua  la perlita
diluida es más tenaz. La fase acolcha los bastones de cementita
Luego S0´> S0, aumenta a expensas solo de la ferrita.
Factor de dilución, fD
0 ; 0 ;
S S´
t t
fD  fD´  fD´  fD ; t  t´
´
eq eq e'
6.67Ce') 
OA
) 
OA 6.67  0.77
100; ya que C  0.77 %; Ae  Ae'
Ae' 6.67  0.0218 Ae 6.67 0.0218
 perlitica(v  v 100   perlitica(v v
Otra forma de explicarlo (Partiendo del mismo C inicial,
T=Cte y Fe3C = Cte, con independencia de la velocidad de enfriamiento):
Al aumentar la velocidad de enfriamiento , sube fv(perlita), luego disminuye el
contenido en ferrita proeutectoide [ fv(-pro)]
Baja la cantidad de α–proeutectoide  Sube la cantidad de α–eutectoide (el de
la perlita). La cementita se mantiene constante  La perlita se diluye. Debido
al trasvase de α–proeutectoide que se produce al interior de las láminas de la
perlita
3v v e v 3 e vf (  pro)  f ( )  f (Fe C)  Cte; f (  pro)   f ()  f (Fe C)  Cte; v e v e
aT  Cte
fv (  pro)  fv ( perlita)  Cte
y Fe3C  Cte
fv (  pro)  y fv ( )e  para mantener
igualdad : fv (  pro) fv ( eutectoide)  k´
t’’
S’’0 (v>veq)
S’’0<S0 3 3
Fe3C
Fe3C
D(equi)
S
f
t A
S´
t
A  A 6.670.0218
 0    f Fe C  f Fe C   8.9 v     0.770.0218
6.670.0218
fD(inequi)  0   fD(equi) ya que :Ce  0.77
Ce  0.0218
Perlita diluida

Cuando el diámetro de grano austenítico es grande, las rápidas velocidades de enfriamiento v3 acentúan la formación de estructuras Widmanstätten. El crecimiento
de un cristal de ferrita depende, en parte, de la velocidad de desprendimiento del calor latente de la transformación   , y en parte de la velocidad de cesión del C
en exceso desde la ferrita formada.
El cristal de ferrita sólo adoptará la forma poliédrica si las velocidades de evacuación del calor desprendido y del C en exceso son suficientes. Cuando la velocidad de
enfriamiento - y por consiguiente, la velocidad de transformación- aumenta, la cantidad de calor latente que debe ser cedido por unidad de tiempo a través de la
intercara ferrita-austenita, también aumenta. El que crezcan las puntas y las aristas de los cristales de ferrita permite que el calor pueda desprenderse en múltiples
direcciones; ya que el crecimiento paralelo a sí mismo de un elemento de superficie plano sólo permitiría el desprendimiento de calor en la dirección perpendicular a
dicho elemento.
La difusión del C se realiza con mayor dificultad a medida que la transformación progresa, porque el C se acumula en la austenita inmediatamente contigua a la ferrita
formada. La formación de agujas de ferrita facilita también la expulsión y difusión del C en múltiples direcciones llegando a enriquecer en C zonas centrales del grano
sin precisar para ello grandes recorridos de los átomos del C.
Existe una velocidad crítica (vc*) cuando el tamaño de grano es grande las rápidas velocidades de enfriamiento acentúan la
formación de estructuras Widmastatten (la ferrita se desarrolla en hábitos aciculares). Como las velocidades de
enfriamiento al aire en aceros binarios es mayor que las de equilibrio, es frecuente encontrar α acicular en aceros en
estado bruto de moldeo, aceros en estado bruto de laminación o forja, en cordones de soldadura
Por difracción de Rayos X podemos ver los planos (111) y (110), ya que la ferrita acicular tiene un hábito de
crecimiento de forma que:
(111) γ// (110)α →Como la velocidad de difusión del C es mayor en direcciones paralelas a los planos (111)
de la fase γ, las agujas de α crecen preferencialmente de modo que sus planos (110) coinciden con los (111)
de γ.
La estructura acicular (estructuras Widmanstätten) no es conveniente porque tiene efecto de entalla y es una estructura muy desfavorable desde
el punto de vista industrial por las bajas propiedades mecánicas que confiere al acero, concretamente su baja tenacidad. Hay que hacer un
normalizado para hacer desaparecer la morfología acicular de la fase α.
Si la velocidad de enfriamiento es aun mayor, la fase γ se transforma en otros constituyentes (perlita fina, bainita o martensita)
Por aumento de la velocidad de enfriamiento es imposible que un acero hipereutectoide se transforme en hipoeutectoide.

Las temperaturas a las que se presenta la transformación eutectoide y los contenidos en C de la austenita eutectoide Fe-C- Mn
varían en el sentido señalado por las curvas debidas a Bain. Y dado que el punto eutectoide presenta menores contenidos en
carbono y menores temperaturas, cuando el tanto por ciento de Mn [o de Ni] crece, se deriva de ello entre otras, la siguiente
consecuenciamicrográfica:
Para porcentajes en gammágenos que no impidan la transformación eutectoide a temperaturas superiores a la ambiental, la
estructura micrográfica de un acero hipoeutectoide normalizado (es decir, enfriado al aire desde el estado austenítico)
seguirá siendo de ferrita y perlita. La disminución de A3 origina un AFINO DE GRANO DE LA FERRITA PROEUTECTOIDE y, por
otro lado, para igual contenido en carbono, la proporción de perlita varía en el mismo sentido que el manganeso: aumenta
cuando el % de Mn esmayor.
Influencia de la
concentración devarios
elementos aleantes γ–genos
y -genos sobre la
temperatura y composición(
% C en peso) eutectoide del
acero
Mn
PRESENCIA DEL ELEMEnTO DE ALEACIÓN Mn

ELEMENTOS GAMÁGENOS / IMPLICACIONES TECNOLOGICAS
1.- Si el punto eutectoide (E) se desplaza hacia la izquierda, se tiene
que aumenta el % de perlita, quedando diluida (menos rica en
carbono para contenidos crecientes en Mn). Aumenta la carga de
rotura del acero.
La carga de rotura de un acero hipoeutectoide con estructura ferrito-
perlítica puede estimarse que es, aproximadamente, igual a la suma de dos
productos: % de ferrita multiplicado por la carga de rotura de la ferrita
aleada, y % de perlita multiplicado por la carga de rotura de ésta [Carga de
rotura de la perlita (800 MPa > Carga rotura ferrita (300 Mpa)]. Y puesto que
al aumentar en Mn aumenta, al menos, el % de perlita, la carga derotura del
acero será más elevada que la del acero sin manganeso (Por otra parte, al
entrar el Mn en solución sólida en la ferrita, aumenta también la carga de
rotura de la ferrita proeutectoide).
 Mn  % perlita (P)  fv (P)  Rm(ac)
2.- La perlita resulta diluida  El acero se hace más tenaz
3.- La presencia de Mn da lugar a la disminución de A3, que origina un afino de grano de la ferrita
proeutectoide. Produce algo similar al aumento de la velocidad de enfriamiento. Con el afino de grano (dα)
mejora el límite elástico. Además hay distorsión de las celdas, lo que hace que también aumente el límite
elástico por solución sólida.
↑ Mn  ↓ dα(tamaño de grano ferrita proeutectoide)  ↑ Re (↑σy)

Perlitadiluida
Si hay una grieta en el bastón de
Fe3C, la vibración se amortigua  La
perlita diluida es más tenaz
Otra forma de explicarlo (Partiendo del mismo C inicial,
T=Cte y Fe3C = Cte, con independencia del contenido en Mn):
Al aumentar el contenido en Mn, sube fv(perlita), luego disminuye el contenido en
ferrita proeutectoide [ fv(-pro)]
Baja la cantidad de α–proeutectoide  Sube la cantidad de α–eutectoide (el de la
perlita). La cementita se mantiene constante  La perlita se diluye. Debido al
3vf ( pro)   f ()  f (Fe C)  Cte; v e v efv (pro)  fv ()e fv (Fe3C)e  Cte;
fv ( pro)  fv ( perlita)  Cte
aT  Cte y Fe3C  Cte
fv ( pro)  y fv ()e  para mantener
igualdad : fv ( pro)  fv ( eutectoide)  k´
PERLITA DILUIDA. PROPIEDADES QUE IMPLICA
100; e'
6.67Ce' 6.670.77
100   perlitica(%Mn  0) 
OA
ya que C  0.77 %; Ae  Ae' perlitica(% Mn  a) 
OA
Ae' 6.67 0.0218 Ae 6.67 0.0218
trasvase de α–proeutectoide que se produce al interior de las láminas de la perlita
´
Para contenidos crecientes de Mn el punto eutectoide presenta menores
contenidos en carbono y menores temperaturas.
Estudiemos la fracción de perlita proeutectoide de un acero con un contenido en
carbono del C0 % cuando aumenta el contenido en Mn :
%Mn=0→fw(perlita-proeutectoide) = OA/Ae
%Mn=a →fw(perlita-proeutectoide) = OA/Ae´
%Mn=b (b>a) →fw(perlita-proeutectoide) = OA/Ae´´
Ae >Ae´>Ae´´, luego
↑ Mn  ↑fw(perlita)
La ferrita de la perlita en el caso de que el acero contenga Mn es mayor que si%Mn=0.
%Mn=0
%Mn=a
(i).- La carga de rotura de un acero ferritoperlítico es aproximadamente:
Rm(acero) = 300 fw(α)+800 fw(p) Rm(acero) ↑ cuando aumenta fw(p)
fw(α)+ fw(p)=1 ↑ Mn  ↑ fw(p)  ↑ Rm(acero)
(ii).- ↑ Mn  A3 (disminuye la temperatura a la que comienza la
formación de ferrita) ↓ dα(tamaño de grano ferritaproeutectoide),
mayor capacidad de absorber esfuerzos  ↑ Re (↑σy); Rm, AT,ITT(
 tenacidad)
(iii).- ↑ Mn  Ce ↑ fw(p)   S0  Rm y aumento de la tenacidad
(iv).- ↑ fw(p)  ↑AT
(v).- ↑ Mn  Distorsión de la red de Fe()   Rm y HB
S’’0
(Mn  A3)
S’’0<S0; t’’< t
t’’
S’’0

4°- Comparando el acero de 0.45 % C con la aleación del apartado 1° -de 3.5 %C- señalar, razonadamente, cuál de estas dos aleaciones es más
propensa al agrietamiento por temple en agua.
La agrietabilidad por temple aumenta cuando disminuye la temperatura de transformación
martensítica (MS). Cuanto mas aleado es el acero menor es esta temperatura. Por lo tanto la
fundición de 3.5 % C está mas aleada (el C es un aleante) luego tiene menor Ms y, por tanto,
es la que tiene mayor susceptibilidad al agrietamiento.
↓Ms  ↑Agrietabilidad
↑ Aleado  ↓ Ms  Mayor salto térmico ↑Agrietabilidad
Steven, corregida por Irving
MS (C)  561 474% C33% Mn17% Ni17% Cr 21(%Mo)11% W 11% Si
Si no hay elementos de aleación, aparte del carbono:
MS (C)  561 474 % C  MS (C) dis min uye linealmente con el contenido enC
Cuando en la periferia se forma martensita -y aumenta el volumen de esa zona- el núcleo, en cambio, sigue
siendo austenítico. En ese caso las tensiones a que se ve sometido el núcleo de la pieza como resultado de la
dilatación de la periferia se absorben a modo de deformación plástica del núcleo. Pero cuando llega el
momento de la transformación de austenita a martensita en el núcleo, las zonas externas -ya martensíticas-
están a temperaturas más bajas y tienen poca plasticidad.
Así cuando el núcleo se transforma en martensita, también con aumento de volumen, las zonas periféricas,
martensíticas y poco plásticas, ejercen una acción a modo de "zuncho" sobre el núcleo. La dilatación del
núcleo puede llegar a producir, por rotura de ese zunchado periférico, la aparición de grietas (a lo largo de las
generatrices del redondo si se trata de una pieza cilíndrica).
Cuanto menor sea la temperatura Ms del acero menor será la plasticidad de la martensita periférica al llegar
el momento en que el núcleo se transforme en martensita y aumente de volumen. Esa escasa plasticidad de
la periferia martensítica favorecerá la posibilidad de que se formen grietas en ese momento.

5°- Comparando dos piezas iguales de aceros de 0.45 % C -uno aleado y otro no- indicar, razonándolo, cuál de las dos presentará más austenita
residual tras temple en aceite.
%  residual  V =e
0.011MS Tm 
a
Tm = Temperatura final del medio (temperatura de enfriamiento instantánea).
Ms-Tm = Salto térmico que provee la energía refrigerante para poder vencer el avance
de las agujas de martensita (así las agujas pueden progresar verificando la
transformación martensítica).
Menos aleado  Mayor Ms  Mayor salto térmico (ST) necesario para llevar a cabo la transformación de la Austenita →Martensita  Menor
% de austenita residual.
NOTA: el temple en aceite es menos severo que en agua, pero más que en el aire. En este, el gradiente de temperatura periferia-núcleo de la
pieza durante el enfriamiento será menor que en agua y por tanto el riesgo de agrietamiento sería menor. El temple en medios menos severos
(Tm), para un mismo acero (Ms = Cte) conlleva mayor cantidad de austenita residual, ya que ST = Ms-Tm disminuye su valor.
La presencia de los elementos de aleación tiene varios efectos perniciosos para la presencia de  retenida:
(1).- Los elementos de aleación hacen más refractaria a la austenita e impiden la transformación martensítica (Mayor austenita residual) (2).-
Pueden hacer que disminuye la conductividad térmica del acero, lo que hace que aumente la diferencia de velocidades de enfriamiento
entre la periferia y el núcleo y,por tanto, que también aumente la cantidad de austenita retenida en el centro.
(3).- El efecto inhibidor de los aleantes mantiene el tamaño de grano austenítico fino, lo que empeora la capacidad de la transformación
martensítica, ya que los granos finos, con gran cantidad de juntas de grano, suponen un obstáculo a la formación de martensita ( dMs
Mayor % de austenita residual.)
6.°- ¿Cuál es la temperatura límite, más alta, a la que puede efectuarse un revenido del acero no aleado de 0.45 % de carbono?
Revenido: conjunto de alteraciones experimentadas en una aleación al someterla a un calentamiento subcrítico (sin llegar a la
transformación alotrópica: Alfa  Gamma, es decir, evitando los cambios alotrópicos en la estructura). Por lo tanto, para 0.45 %
C la temperatura límite es Ae=727 ºC.

1148727

930727
2.11 0.77 C 0.77
930 ºC
Triángulorojo
Triánguloazul
C=1.42 %
1148727 1148930

2.11 0.77 2.11C
C=1.416 %
En la práctica los contenidos en C se limitan a valores
próximos al punto eutectoide, para evitar tener un acero
hipereutectoide y así no correr el riesgo de que se forme
cementita proeutectoide, que es un constituyente fragilizante
de la estructura
7°- Justificar por qué - o por qué no- es necesario austenizar un acero, por ejemplo de 0.1 %C, si se desea incrementar periféricamente su
contenido en carbono mediante una adecuada atmósfera carburante.
Si queremos aumentar periféricamente el %C de dicho acero (aumentar la dureza superficialmente) debemos calentar el acero hasta la
temperatura de austenización, para que el carbono se difunda desde la atmósfera circundante hasta el interior de la pieza, para que se enriquezca
hasta contenidos próximos al eutectoide (  0.7 %C)
Si la temperatura es inferior a la de austenización del hierro-alfa (ferrita) saturado en C, no se consigue el enriquecimiento en C ya que la
solubilidad de C en el hierro-alfa (ferrita) es muy pequeña (0.0218% C máximo).
La austenita, con mayor capacidad de aceptar C en la estructura, permitirla alcanzar contenidos en C más elevados en la superficie (0.5 %C, valor
típico en aceros cementados)
8°- Contenido máximo de carbono que podría llegar a
alcanzar la austenita a 930 ºC en esa atmósfera
carburante.
El contenido máximo en C corresponde a la composición
del acero que tenga por temperatura Acm la
correspondiente al proceso de cementación (930 ºC)
Acm = 930 ºC

P2/ Problema B
1°- Después de pulir una probeta del acero binario A y otra del acero binario B (las cuales previamente han sido recocidas de tal modo que
sus estructuras concuerdan con las del diagrama metaestable Fe-C), se atacan con nital para su observación metalográfica. Examinadas al
microscopio, se pone de manifiesto que la fracción de superficie blanca es igual en ambas muestras.
Como complemento se determina con un durómetro la dureza de la zona o constituyente blanco del acero B, que resulta ser muy superior a
la dureza de la zona blanca de A. Admitiendo que la densidad del constituyente blanco del acero A sea igual a la densidad del
constituyente blanco del acero B, deducir los porcentajes en carbono de los aceros A y B.
2°- Dibujar, precisando sus distintos puntos en temperatura y composiciones, el diagrama metaestable Fe-C; y (basándose en él) deducir la
estructura primaria de solidificación de los aceros A y B. Razonar si la estructura columnar será más o menos acusada en estos aceros A y
B, que en el caso del Fepuro.
3°- Señalar las diferencias entre el acero A y el acero B: en cuanto a su temperatura de temple, y en cuanto al riesgo de agrietamiento en el
temple.
4°- Supongamos que el acero A tuviera 10 % en peso de ferrita proeutectoide. Precisar los valores de los puntos críticos A1, A2, A3, Acm en
ambos aceros A y B.
5°- Tipos de recocido -y criterios para su empleo- en el caso del acero A y en el caso del acero B.
6°- Diferencias entre la estructura de normalizado del acero A y la de otro acero, también en estado normalizado, pero que con idéntico
carbono al del acero A tenga además 1.2 % Mn.
7°- ¿Es susceptible de ser cementado el acero A? ¿Y un acero idéntico al A pero con presencia de Mo y W (elementos alfágenos
carburigenos). Razonar la respuesta.

0.77  A B0.77

% FPe A  %CPe B
 5.90.77 A 0.7482B 0.77
0.77 0.0218 6.670.77
4.5435.9A  0.7482B  0.5761 5.9A 0.7482B  5.1191 A 0.1268B  0.8676
 B  7.8856A  6.8419
A- Acero hipoeutectoide  CMAX(A)=0.77 %
CMAX(A)=0.77 %  CMIN(B)
B  7.8856A  6.8419
B- Acero hipereutectoide  CMIN(B)=0.77 %
CMAX(B)=2.11 %  CMIN(A)
A0.1268B0.8676
CMIN(A)=0.60
0.60< A <0.77
0.77< B <2.11
CMIN(B)= 0.77
CMAX(B)= 2.11
CMAX(A)= 0.77
1°- Después de pulir una probeta del acero binario A y otra del acero binario B (las cuales previamente han sido recocidas de tal modo que sus
estructuras concuerdan con las del diagrama metaestable Fe-C), se atacan con nital para su observación metalográfica. Examinadas al
microscopio, se pone de manifiesto que la fracción de superficie blanca es igual en ambas muestras.
Como complemento se determina con un durómetro la dureza de la zona o constituyente blanco del acero B, que resulta ser muy superior a la
dureza de la zona blanca de A. Admitiendo que la densidad del constituyente blanco del acero A sea igual a la densidad del constituyente
blanco del acero B, deducir los porcentajes en carbono de los aceros A y B.
Sabemos que la dureza es: cementita>austenita>ferrita. Muestras de acero  %C < 2.11 %
Al atacar con nital, la parte blanca puede ser ferrita o cementita. Como la zona blanca de A es de menor dureza que la de B y la cementita es
de más dureza que la ferrita, se tiene : Zona blanca (A): ferrita. Zona blanca (B): cementita. La fracción obscura serán “colonias” de perlita.
Luego el primero es un acero hipoeutectoide y el segundo hipereutectoide. Por los datos sabes que:
% FPe (% en peso de ferrita proeutectoide) = % CPe (% en peso de cementita proeutectoide).
Fracción de superficie blanca igual en ambas muestras Fracción de volumétrica de la zona blanca igual en ambas muestras 
 Fracción en peso de la zona blanca igual en ambas muestras, ya que la la densidad del constituyente blanco del acero A es igual a
la densidad del constituyente blanco del acero B, luego:

2°- Dibujar, precisando sus distintos puntos en temperatura y composiciones, el diagrama metaestable Fe-C; y (basándose en él) deducir la
estructura primaria de solidificación de los aceros A y B.
Razonar si la estructura columnar será más o menos acusada en estos aceros A y B, que en el caso del Fe puro.
Elemento matriz y elemento disperso, en cada acero:
Fe puro: solidificación a temperatura constante.
Aceros: solidifican en un intervalo de temperatura.
ACERO B (Hipereutectoide)
(La cementita proeutectoide hace de continuo
aglomerante de las colonias de perlita)
ACERO A (Hipoeutectoide)
(La ferrita proeutectoide hace de continuo
aglomerante de las colonias de perlita)

Las solidificaciones reales no se realizan isotérmicamente, sino con un gradiente de
temperatura en el líquido
Supongamos que el metal líquido está contenido en un molde, a través de cuya
pared se establece un gradiente real de temperatura como el indicado en la figura 1 .
El líquido comprendido entre O y E podrá solidificar puesto que se halla a
temperatura inferior a TE. La solidificación se iniciará en la pared 001 que, por
hallarse a temperatura T1, es la región líquida -con mayor subenfriamiento.
En esa pared 001 aparecerá un gran número de núcleos, superior al que cabría
esperar en razón del enfriamiento, ya que a éste se añade ordinariamente un efecto
de nucleación heterogénea debido a la influencia "soporte" de la pared de la
lingotera.
Consideraciones sobre el crecimiento de núcleos con flujo direccional de calor Figura1. Perfilde temperaturas en un molde.
Enabscisas:distanciaalapareddelmolde.
En ordenadas:temperaturas
SUBENFRIAMIENTO



Como consecuencia de la formación de estos núcleos, la temperatura en 001 deja
de ser T1 y alcanza el valor TE. Al mismo tiempo, el calor latente L desprendido al
solidificar será cedido en parte a la lingotera metálica, y en parte al líquido,
recalentándolo. Debido a ello el gradiente real de temperatura a ambos lados del
metal solidificado quedará en la forma indicada en la figura 2, por lo que, entre O y
M, el gradiente de temperatura en el líquido es negativo.
Figura 2. – Gradiente real de temperatura.
O1
O E
Núcleo

El subenfriamiento en la intercara líquida es tanto menor (o mayor) cuanto menor (o mayor) sea la fracción
del calor latente cedida a través de la pared de la lingotera, según se ilustra gráficamente en las figuras 3 y 4.
El Modelo 1 (figura 3) correspondería a la solidificación del metal en el interior de un molde muy refractario.
El crecimiento de los núcleos periféricos hacia E se realizará lentamente debido al pequeño subenfriamiento.
Entre tanto, nacerán nuevos núcleos en el interior del líquido comprendido entre O y E, que, por simple
obstaculización mecánica, llegarán a frenar el crecimiento de los núcleos periféricos.
Figura 3.- Modelo 1 de eliminación
de calor latente de solidificación.
Figura 4.- Modelo 2 de eliminación
de calor latente de solidificación.
se denomina textura de solidificación.
Si las condiciones reales de solidificación son las que corresponden al Modelo 2 (figura 4): cesión de calor casi
exclusivamente a través del sólido, los núcleos nacidos en la pared crecerán a gran velocidad hacia E sin dar
tiempo a la formación de otros núcleos en el interior del líquido comprendido entre O y E.
Los núcleos nacidos —con orientaciones al azar— en la pared tienen tendencia a crecer con mayor rapidez
en determinadas direcciones privilegiadas, por ello, si la orientación preferencial de crecimiento es muy
diferente a la de flujo de calor, el grano alargado será rápidamente desbordado por sus vecinos orientados
de acuerdo con la dirección elegida.
De ahí que el crecimiento de núcleos
con cesión del calor latente casi
exclusivamente al sólido, no sólo da
origen a granos alargados y
ortogonales a las isotermas —
formando una estructura denominada
columnar o basáltica—, sino que
además dichos granos presentan una
orientación cristalográfica común, que
Crecimiento selectivo degranos.

Razonar si la estructura columnar será más o menos acusada en
estos aceros A (hipoeutectoide) y B (hipereutectoide), que en el
caso del Fe puro.
Al comparar —para un mismo gradiente real de enfriamiento
rápido—la solidificación de una solución sólida con la del
metal puro disolvente, pueden deducirse diferencias en
cuanto a espesores de estructura columnar.
La temperatura de solidificación constante TM del metal puro,
queda sustituida en el caso de la solución sólida por la curva de
trazos T2T1, (figura VI.16) y, por consiguiente, el
subenfriamiento en la intercara en el caso de la solución sólida
(subenfriamiento constitucional) es menor que en el caso del
metal puro de punto de solidificación TM. (Figura VI. 15).
El crecimiento de los dendritos columnares de solución
sólida será más lento que en el caso del metal puro y, por
consiguiente, la nucleación de los granos equiáxicos
aparecerá antes, frenando el crecimiento de los granos
columnares.
K=CS/CL
En la práctica se observa que la estructura columna será
mayor en el metal puro que en la solución sólida, debido a
que el metal puro solidifica más rápido. Las diferencias son
más acusadas cuanto menor sea el coeficiente de reparto

Acero A AceroB
3°- Señalar las diferencias entre el acero A (hipoeutectoide) y el acero B (hipereutectoide): en cuanto a su temperatura de temple, y en cuanto
al riesgo de agrietamiento en el temple.
Templar una pieza de acero es lograr que su estructura sea plenamente martensítica. Para ello es necesario austenizar la pieza y enfriarla de tal
modo que en el centro de la pieza la velocidad de enfriamiento supere un cierto valor crítico VC a fin de que las austenita proporcione martensita
sin transformaciones previas en las zonas perlítica o bainítica.
La temperatura de austenización previa al temple, que suele denominarse
temperatura de temple, no debe ser excesivamente alta: a fin de evitar
sobrecalentamientos (que originarían una martensita grosera, poco tenaz)
y/o "quemados“. En cambio, una austenización incompleta de estos aceros
produciría, al templar, una mezcla de ferrita (blanda) y martensita y,por
tanto, menor resistencia que si la estructura fuera plenamente martensítica.
Como TEMPERATURA DE TEMPLE para los aceros hipoeutectoides suele
tomarse:
T= A3c+ (40°C - 60°C)
En cambio, los aceros hipereutectoides deben austenizarse sólo
parcialmente; al templar no se obtendrá 100% de martensita sino una
dispersión de cementita proeutectoide en una matriz de martensita (la
cementita es también un constituyente duro).
La razón de templar así los aceros hipereutectoides -la austenización
completa exigiría superar la temperatura Acm es evitar el sobrecalentamiento
y/o quemado del acero. Los aceros hipereutectoides resultan muy propensos
al sobrecalentamiento por la proximidad de Acm a la línea del solidus del
diagrama Fe-Fe3C; adviértase que, por ejemplo, para un acero de 2 %C la
austenización completa exigiría alcanzar temperaturas próximas a la de fusión
( un acero binario de 2.11%C empezaría a fundir al alcanzarse 1148 °C).

Steven, corregida por Irving MS (C)  561 474% C33% Mn17% Ni17% Cr 21(%Mo)11% W 11% Si
Acero A Acero Babsorben a modo de deformación plástica del núcleo. Pero cuando llega el
momento de la transformación de austenita a martensita en el núcleo, las zonas
externas -ya martensíticas- están a temperaturas más bajas y tienen poca
plasticidad.
Así cuando el núcleo se transforma en martensita, también con aumento de
volumen, las zonas periféricas, martensíticas y poco plásticas, ejercen una acción a
modo de "zuncho" sobre el núcleo. La dilatación del núcleo puede llegar a producir,
por rotura de ese zunchado periférico, la aparición de grietas (a lo largo de las
generatrices del redondo si se trata de una pieza cilíndrica).
Cuanto menor sea la temperatura Ms del acero menor será la plasticidad de la
martensita periférica al llegar el momento en que el núcleo se transforme en
martensita y aumente de volumen. Esa escasa plasticidad de la periferia
martensítica favorecerá la posibilidad de que se formen grietas en ese momento.
Si no hay elementos de aleación a parte del carbono:
MS (C)  561 474 % C  MS (C) dis minuye linealmente con el contenido en C
% CA< % CB  MS(A) > MS(B)  Mayor salto térmico en el acero B (aumenta el gradiente de temperatura entre la periferia y el núcleo) 
 Mayor riesgo de agrietabilidad en el acero B que en el A. (Recordar que MS es la temperatura a la que se forma el 1% de martensita).
TLÍQUIDUS (A) > T LÍQUIDUS (B): el riesgo de quemado es mayor en B que en A.
Cuando en la periferia se forma martensita -y aumenta el volumen de esa zona- el
núcleo, en cambio, sigue siendo austenítico. En ese caso las tensiones a que se ve
sometido el núcleo de la pieza como resultado de la dilatación de la periferia se

4°- Supongamos que el acero A tuviera 10 % en peso de ferrita proeutectoide. Precisar los valores de los puntos críticos A1, A2, A3, Acm en
ambos aceros A y B.
0.77C
FPe 10  A 100  CA  0.695 %
A tiene 10 % en peso de ferrita proeutectoide
0.770.0218
Usando la expresión:
AceroA AceroB
A1 727 727
A2 ------ 727
A3 745 727
Acm ------ 912
0.695 1.36Triánguloverde
B  7.8856A 6.8419
B  6.8419 7.8856A  6.8419 7.8856x0.695 1.36 %
A1: Temperatura final de la transformación γ  α
A2: temperatura de cambio magnético en la ferrita.
A3: temperatura límite de saturación de γ en carbono.
Acm: temperatura límite de saturación de γ en carbono.
Triángulo azul
3
A3 727912 727
  A  745 ºC
0.77  0 0.770.685
cm
1148  727

Acm  727
 A  912 ºC
2.11 0.77 1.360.77

Los recocidos supercríticos requieren austenización previa por encima de Ae.
El recocido de regeneración sólo se usa en aceros hipoeutectoides (A), ya que en los hipereutectoides (B) comporta riesgo de sobrecalentamiento
y/o quemado. Se obtiene estructura ferrito-perlítica (perlita laminar gruesa).
El recocido de austenización incompleta, puede emplearse en ambos (no hay riesgo de sobrecalentamiento). Se obtiene una estructura de ferrita
y de un agregado que recibe el nombre de globulita (glóbulos de Fe3C dispersos en una matriz ferrítica).
En los recocidos subcríticos, la pieza se calienta hasta casi Ae pero por debajo de esta forma no hay riesgo de deformación ni agrietamiento por
transformaciones alotrópicas, que no existen en este tratamiento. Por tanto, pueden emplearse en ambos aceros.
5°- Tipos de recocido -y criterios para su empleo- en el caso del acero A (hipoeutectoide) y en el caso del acero B (hipereutectoide).
Los recocidos tienen por finalidad ablandar el acero para poderlo
mecanizar o para conformarlo en frío. Ello es posible por haber
logrado, en el enfriamiento, estructuras ferritoperlíticas que son
más blandas que las bainíticas o las martensíticas.

Desde las temperaturas de austenización total o parcial, el acero puede también ser
enfriado por inmersión en un baño de sales fundidas cuya temperatura se mantiene
constante. Esa temperatura debe ser inferior (y próxima) a la temperatura Ae. Tal es el
caso del recocido isotérmico (Figura).
Varias son las razones que pueden aconsejar el empleo del recocido isotérmico para un
determinado acero, tanto si el calentamiento ha sido de austenización completa como
de austenización incompleta. Por una parte puede fijarse esa temperatura constante y
la transformación de la austenita será uniforme en cualquier punto de la pieza. Ello
permite controlar el espaciado entre láminas, S0, de la perlita; y la regularidad de esa
perlita tanto en las zonas masivas como en las de menor sección de la pieza.
Recocido isotérmico
Por otra parte puede elegirse una temperatura de las sales fundidas tal que toda la austenita se transforme plenamente en perlita diluida (sin
aparición de ferrita proeutectoide); y ello permite, además, enmascarar la estructura bandeada característica de los aceros forjados.
El recocido isotérmico se hace particularmente necesario cuando el acero tiene gran templabilidad, como ocurre con muchos aceros
autotemplantes empleados para herramientas. En efecto, cuanto más fácil resulta de templar un acero en un medio poco severo tanto más dificil
resulta de ablandar. En esos casos, por ejemplo, el lento enfriamiento continuo -entre Ae y 50°C menos- necesario para posibilitar la
transformación de la austenita en perlita, puede durar decenas de horas; pues de lo contrario las estructuras finales serían bainíticas o
martensíticas. En cambio, con enfriamiento isotérmico, la transformación isotérmica de la austenita en perlita puede realizarse en menos tiempo:
habida cuenta de la gran capacidad de absorción de calor de las sales fundidas si se compara con la del aire.
Eso mismo justifica que, para aceros de gran templabilidad, después de conformar una pieza en estado gamma se aconseje su inmediata inmersión
en sales fundidas cuya temperatura sea inferior y próxima a Ae. En cambio, si esa pieza se dejara enfriar al aire desde el estado gamma de forja se
obtendría una estructura dura, de bainita o martensita, inadecuada para aquellas operaciones complementarias. Con ese enfriamiento isotérmico
después de forja se ahorra energía al lograr directamente una estructura perlítica, blanda, apta para las operaciones de mecanizado y taladros que
la pieza requiera a continuación. La resistencia mecánica, Rm, de la perlita es inversamente proporcional a la raíz cuadrada del espaciado
interlaminar S0.
Recocido isotérmico

6°- Diferencias entre la estructura de normalizado del acero A y la de otro acero, también en estado normalizado, pero que con idéntico
carbono al del acero A tenga además 1.2 % Mn. Ver problema 1, apartado 3º
0.695 %C
TE
 E
El tratamiento térmico de normalizado consiste en austenizar el acero y, desde esa temperatura, enfriar luego al aire. La temperatura de
austenización empleada para el normalizado conviene supere la A3 del acero entre 40°C y 60°C. De ese modo se acorta el tiempo total empleado
en el tratamiento (se tarda menos para austenizar plenamente la estructura cuanto más alta es la temperatura de austenización). Pero no se
deben sobrepasar las temperaturas recomendadas a fin de evitar los riesgos de sobrecalentamiento y quemado. Si un acero hipoeutectoide no es
autotemplante, es decir si no se produce martensita por simple enfriamiento al aire desde el estado austenítico, la estructura resultante en el
normalizado suele ser de ferrita y perlita laminar; tanto en la periferia como en el núcleo de la pieza normalizada. Si el acero fuera
autotemplante —por ser muy aleado (su curva TTT muy alejada del origen de tiempos)— el enfriamiento al aire desde el estado gamma sería
sencillamente un "temple al aire"; y en ese caso sería impropio emplear el término "normalizado" para designar a ese tratamiento térmico.
En un acero, cuanto mayor sea la cantidad de Mn (elemento gammágeno) más baja será la temperatura de austenización. Por tanto, al enfriar al
aire también obtendremos una estructura de ferrita y perlita, pero con un menor tamaño de grano de la ferrita proeutectoide. Además, hay un
desplazamiento del punto eutectoide hacia la izquierda, con lo que el % de perlita será mayor, que en el caso del acero A sin alear. La carga de
rotura es mayor (Ver problema 1/A, apartado 3º).

7°- ¿Es susceptible de ser cementado el acero A? ¿Y un acero idéntico al A pero con presencia de Mo y W (elementos alfágenos carburigenos).
Razonar la respuesta.
Acero A: C = 0.695 %
Los aceros para cementar, deben tener un porcentaje de carbono menor del 0.2 % (%C <0.2), por lo tanto el acero A ( 0.695 %C)
no sería adecuado para cementar. Para contenidos en C próximos al del punto eutectoide pierde la razón de ser.
Desde el punto de vista teórico, se podrá enriquecer en carbono una pieza hasta el límite de saturación de la austenita a la
temperatura correspondiente.
0.695 %C
Los aceros con presencia de elementos alfágenos son más propensos a la decarburación, por lo que es posible que un acero
con Mo y W pueda ser cementado.

1°- Determinar las temperaturas de inicio y final de solidificación de un acero binario cuyo contenido en carbono es de 0.30 % en peso.
2°- Continuando un enfriamiento al aire hasta la temperatura ambiente, del acero del apartado anterior, y admitiendo que la ferrita y la perlita
tengan respectivamente 295 N/mm2 y 790 N/mm2 de carga de rotura, determinar la carga de rotura de este acero.
3°- Dos aceros tienen igual contenido en carbono, uno aleado y otro no. Dibujar esquemáticamente, en una misma figura de ejes coordenados
HRc-T, la curvas de revenido de uno y otro acero. Indicar alguna conclusión práctica que puede deducirse de la comparación entre ambas
curvas.
4°- ¿Al aumentar el diámetro de un cilindro de acero para temple, varía su templabilidad? ¿Cómo varía el diámetro crítico real al 50 %, al variar
la severidad de temple? ¿y el diámetro crítico ideal?
5°- En las fórmulas empíricas para el cálculo de las templabilidades existe un parámetro relacionado con el tamaño de grano austenítico. ¿Para
tamaños de grano mayores, las templabilidades aumentan o disminuyen? Razónese.
6°- ¿Al templar un acero pueden presentarse estructuras micrográficas de ferrita y martensita? ¿Tras revenido pueden obtenerse estructuras
ferrito- perlíticas? Razonar ambos casos.
7°- Diferencias entre: recocido de regeneración, recocido subcrítico, y normalizado.
8°- ¿Se podría afirmar, en algún caso, que un acero con 0.5 % de carbono resulte hipereutectoide? Razónese.
9°-10°- La temperatura de transición dúctil-frágil de aceros ferrito-perlíticos de alto y medio contenido en carbono puede calcularse por la
expresión:
Fα = Fracción volumétrica de ferrita proeutectoide del acero
d = Diámetro de grano de la ferrita, en mm
S0 = espaciado interlaminar de la perlita en mm
p = tamaño de las colonias de perlita en mm
T = espesor de lámina de la cementita perlítica, en mm
Si = % de Si del acero;
N = % de Nitrógeno disuelto intersticialmente.
Cuando aumenta el coeficiente de dilución de la perlita, indicar en qué sentido (aumento o disminución) varía la ITT °C si el valor de p se
supone que permanece invariable.
0ITTC f4611.5d1/2   1 f 3355.6S 1/2
13.3 p1/2
 3.48x106
t  48.7Si  762 N   
P3/ Problema C

Ti 14951538 1495

0.530 0.530.30
1
1495
Ti=1511 ºC
Tf
= Ti – Tf = 1511 – 1469 = 42 ºC
Tf 114814951148

2.11 0.17 2.110.30
Tf=1469 ºC
0.30 %
Ti
A3
1°- Determinar las temperaturas de inicio y final de solidificación de un acero binario cuyo contenido en carbono es de 0.30 % en peso.
Ti: temperatura de inicio de solidificación:
Tf: de final de solidificación.
C=0.30 %

Re (N / mm2
)  0.6282x295 0.3718x790  479.04 N / mm2
( MPa)
2°- Continuando un enfriamiento al aire hasta la temperatura ambiente, del acero del apartado anterior, y admitiendo que la ferrita y la perlita
tengan respectivamente 295 N/mm2 y 790 N/mm2 de carga de rotura, determinar la carga de rotura de este acero.
Re (Acero)  f (Ferrita)Re (Ferrita)  f (Perlita) Re (Perlita)
0.770.3
% FerritaPROEUTECTOIDE  100  62.82 %
0.770.0218
% Perlita 
0.3  0.0218
100  37.18 %, % Perlita  100  % Ferrita  PROEUTECTOIDE 0.770.0218
luego
Los aceros de bajo contenido de carbono (0.03 % < %C< 0.08 %C) —poco resistentes— resultan blandos. Suelen denominarse "dulces" (del
francés "doux", blandos) o "suaves"(del inglés "mild"). Los aceros de medio carbono, semiduros o duros, y los de alto carbono extraduros. Su
límite mínimo de la resistencia a la rotura por tracción está comprendida entre 360 N/mm² y 440 N/mm².
Ejemplo: Acero dulce 1015-1020 (Thomas)(AISI 1015 – 1020). Aleación: %C: 0.15 – 0.23 max; % Si: 0.1 - 0.2, % Mn: 0.30 - 0.60.
Este acero se utiliza para piezas simples como pasadoras, engranajes, ejes, piezas troqueladas y estampadas, tornillería etc...Es utilizado por la
industria en general.
Aceros extradulces: Contenido en carbono inferior a 0.0218 %C

El acero aleado y el de carbono al inicio
presentan la misma dureza para una
determinada martensita. La dureza de la
martensita se debe principalmente al % de C y
no a los aleantes, por lo que a la temperatura
ambiente tienen los dos la misma dureza al
tener el mismo contenido en C.
Al calentar y aumentar la temperatura (T) para
revenir, puede provocar la expulsión del C
intersticial de la estructura de la martensita, que
reaccionará con los átomos de Fe, dando como
productos finales de descomposición de la
martensita: ferrita+cementita ( cementita
dispersa en ferrita)  disminuye la dureza (el
acero ablanda) y aumenta la tenacidad (Objetivo
del revenido).
3°- Dos aceros tienen igual contenido en carbono, uno aleado y otro no. Dibujar esquemáticamente, en una misma figura de ejes coordenados
HRc-T, la curvas de revenido de uno y otro acero. Indicar alguna conclusión práctica que puede deducirse de la comparación entre ambas
curvas.
Los átomos de C difunden mejor en los aceros no aleados, pues en los aleados los elementos de aleación actúan como barreras para que el C no
escape de la red y ablande (Los aceros aleados ablandan a menor ritmo). Además , saliendo el C de la red martensitica, los aleantes dan lugar a
precipitados cuasicementiticos que aportan gran dureza (Fe,Cr)3C. De ahí la diferencia de las curvas (Los aleantes estabilizan la dureza y resistencia
de la martensita )
Las conclusiones prácticas del gráfico gobiernan el revenido de la martensita. El revenido en el no aleado dará un ablandamiento ideal para
deformarlo. El aleado si se lleva a estos revenidos, en presencia de elementos carburígenos alfágenos y T  600 ºC, conseguiremos aumentar
la tenacidad manteniendo prácticamente la dureza de partida. Este es el secreto de los aceros rápidos.
Los elementos de aleación provocanuna bajada de la dureza más progresiva, que en el caso de aceros al
C, por lo que el acero aleado, para una misma temperaturade revenido, presentará una mayor dureza
T  A(K  logt)

4°- ¿Al aumentar el diámetro de un cilindro de acero para temple, varía su templabilidad? ¿Cómo varía el diámetro crítico real al 50 %, al variar
la severidad de temple? ¿y el diámetro crítico ideal?
Templar una pieza de acero es lograr que su estructura sea plenamente
martensítica. Para ello es necesario austenizar la pieza y enfriarla de tal
modo que en el centro de la pieza la velocidad de enfriamiento supere un
cierto valor critico Vc a fin de que las austenita proporcione martensita sin
transformaciones previas en las zonas perlítica o bainítica. Templabilidad de
un acero es su facilidad para ser templado.
Templabilidad es algo intrínseco al acero, e independiente del tamaño de
la pieza y de la severidad de enfriamiento empleada. La templabilidad
viene definida por la curva TTT. Puede decirse que un acero es tanto más
"templable" cuanto más alejada del origen de tiempos se encuentra su
curva TTT.
Por tanto, la templabilidad depende exclusivamente de la COMPOSICIÓN
QUÍMICA DEL ACERO -curvas TTT más alejadas del origen de tiempos cuanto más
aleado (porque los elementos disueltos en la austenita retrasan las
transformaciones perlíticas y bainíticas)-, y del TAMAÑO DE GRANO AUSTENÍTICO
(mayor cuanto más alta sea la temperatura de temple). A veces para aumentar la
templabilidad de un acero poco templable se procura aumentar el tamaño de
grano austenítico, templando desde temperaturas muy altas; o aumentando el
tiempo de permanencia a la temperatura de austenización T. Pero esa práctica no
es recomendable: porque la martensita formada en el temple a partir de un grano
austenítico de gran tamaño resulta poco tenaz incluso después de un revenido.
Por tanto, al aumentar el diámetro de un cilindro de acero para temple su templabilidad no varía.
Al aumentar la severidad del temple ( H), aumenta el diámetro crítico real, porque evacuamos mas calor en menos tiempo, por lo que
podemos templar piezas de mayor dimensión.

Los gráficos de la figura dan el valor del
diámetro crítico ideal en función de los
porcentajes de carbono y del tamaño del grano.
El diámetro crítico ideal no varía.
Es función del contenido en carbono (composición química) y
del tamaño de grano austenítico.
NOTA:
No es lo mismo templabilidad y penetración del temple. Se designa
como penetración del temple la distancia, a partir de la periferia,
en que la pieza presenta estructura plenamente martensítica. La
penetración del temple viene determinada por la intersección de
las curvas de enfriamiento de los distintos puntos de la pieza -
función del tamaño de la pieza y de la severidad de temple- y la
curva TTT del acero. La penetración de temple puede aumentarse,
por ejemplo, utilizando un agente refrigerante más severo.

Diámetros críticos real e ideal
Dado que el refrigerante empleado es el mismo, los resultados del temple —y
por tanto sus diferencias en cuanto a templabilidad— dependerán
exclusivamente de las curvas TTT de uno y otro acero si los redondos utilizados
en el temple tienen el mismo diámetro en ambos casos.
Para un redondo de pequeño diámetro templan tanto la periferia como el núcleo
de uno y otro acero. Pero para un diámetro mayor el primer acero logra obtener
martensita en la periferia pero no en el núcleo; en cambio, para ese mismo
diámetro, el segundo acero presenta martensita tanto en periferia como en el
núcleo del redondo. Por tanto aunque no es lo mismo templabilidad que
penetración de temple puede asegurarse que el segundo acero tiene mayor
templabilidad que el primero.
Para igual severidad H1 la penetración del temple depende de la curva TTT.
(a) acero al carbono, (b) acero de media aleación
Si consideramos una serie de piezas de forma cilíndrica, cuya longitud es muy grande con respecto a sus diámetros progresivamente crecientes,
al enfriarlas desde una misma temperatura de austenización, en un medio de severidad de temple H, se observa que sólo aquellas cuyo
diámetro es inferior a un cierto valor De quedan completamente templadas, mientras que las restantes lo están solo parcialmente. A este
diámetro máximo por debajo del cual toda la estructura es martensítica, se denomina diámetro crítico.
La templabilidad de un acero puede también conocerse mediante la
determinación de su diámetro crítico real, cuando se emplea un mismo
refrigerante. La comparación entre los diámetros críticos reales de diversos
aceros templados en ese medio refrigerante permite comparar sus
templabilidades.
La figura ilustra el resultado de templar, en un mismo refrigerante —de severidad
H1—, varios redondos de dos aceros: un acero al carbono y un acero de media
aleación Cr-Ni-Mo, cuyas curvas TTT se indican en esa misma figura.

Al templar un acero en un determinado medio refrigerante -de
severidad H1-, se denomina diámetro crítico real del acero, Dcr, para
severidad H1, al mayor redondo de ese acero que templado en ese
medio refrigerante presenta en su centro una estructura del 99 % de
martensita. El diámetro critico real de cada acero, para ese medio
refrigerante H1, puede determinarse midiendo la penetración de
temple en la sección transversal de redondos de tamaño creciente,
como se esquematiza en la figura 1.
Adviértase que el diámetro crítico real de un determinado acero
resultará tanto mayor cuanto más severo sea el medio de temple
utilizado. Así en la figura 2 se indican, para ese acero, sus diámetros
críticos reales para diversas severidades crecientes. Experimentalmente
se advierte que la curva llega a resultar asintótica a un cierto valor para
severidad infinita del agente refrigerante.
Diámetros críticos reales de un
cierto acero para diversas
severidades de temple
Figura 1.- Determinación del diámetro crítico real de un
acero para severidad H1.
D: diámetro del redondo d: profundidad de temple

Habida cuenta que el Jominy es también un ensayo de templabilidad, cabe suponer que habrá cierta
correlación entre los resultados del ensayo Jominy de un acero y su diámetro crítico ideal.
Efectivamente, conocida en la curva Jominy experimental de un acero su distancia J99, puede
determinarse el diámetro crítico ideal de ese acero con ayuda de la figura (resultado igualmente de
trabajos experimentales).
Equivalencias entre diámetro crítico
ideal de un acero y su distancia Jominy
con 99.9% de martensita
Ahora bien, es lógico pensar que el valor del diámetro crítico real sea función de la severidad de temple H; por tanto variará al variar ésta. Se
hace, pues, necesario fijar unas condiciones tipo de enfriamiento, que según Grossmann, corresponden a un temple ideal. Tal temple sería
realizado en unas condiciones en que la superficie del acero se enfría instantáneamente, al medio capaz de conseguirlo, le correspondería una
severidad H =  . Según esto, el diámetro crítico ideal de un acero se puede definir como el mayor diámetro de una barra cilíndrica que,
enfriada en un medio de severidad de temple infinito, presenta en su núcleo una estructura totalmente martensítica.
Se denomina diámetro crítico ideal de un acero -Dci - al diámetro crítico real para severidad infinita.
Es decir al mayor redondo de ese acero, que templado en un medio refrigerante de severidad infinita
presenta en su centro una estructura de 99% de martensita. Se denomina "diámetro crítico ideal"
porque supone que el agente refrigerante tiene una capacidad de absorción de calor -"ideal"-, tal que
la periferia del redondo adquiere instantáneamente la temperatura del medio refrigerante. Es decir
que el coeficiente de película superficial M es infinito (aunque el interior del redondo no adquirirá
instantáneamente la temperatura del medio).
Si se determinan los diámetros críticos ideales de diversos aceros -la severidad de temple es fija,
infinita, en todos los casos- tendrá mayor templabilidad aquel cuyo diámetro crítico ideal sea mayor.
Pero, puesto que el diámetro crítico ideal del acero resulta ya independiente del agente refrigerante
real en que vaya a ser templado, Do es una medida objetiva de la templabilidad de cada acero: cuanto
más alejada del origen de tiempos esté la curva TTT de un acero mayor resultará también su diámetro
crítico ideal. Parece razonable admitir que —sin necesidad de determinarlo experimentalmente—
pueda calcularse el diámetro crítico ideal de un acero si se conoce su curva TTT; o lo que sería igual,
ser calculado en función de la composición química del acero y de su tamaño de grano austenítico.

Conocer el diámetro crítico ideal de un acero resulta de gran utilidad para predecir los resultados del temple de ese acero en cualquier medio refrigerante H1 . En
función del diámetro crítico ideal de un acero y de la severidad del agente en que va a ser templado, puede determinarse su diámetro crítico real: con ayuda del
gráfico de Grosman (Figuras a y b).
En ingeniería de materiales el primer paso para la selección del acero más conveniente para obtener estructura de martensita en cualquier punto de una
determinada pieza, al ser enfriada ésta en un refrigerante H1, consiste en calcular previamente su redondo equivalente. Es decir, hallar el diámetro de un cilindro
—de gran longitud— cuyo núcleo enfríe a la misma velocidad que el punto de más lento enfriamiento de la pieza.
Una vez determinado para H1 el redondo equivalente de la pieza, se seleccionará un acero tal que su diámetro crítico real para temple con severidad H1 sea igual al
del redondo equivalente. De ese modo puede asegurarse que en el eje del redondo se obtendrá martensita; y por tanto, también en el punto de más lento
enfriamiento de la pieza (con mayor motivo resultará martensítica la estructura en cualquier otro punto de la pieza). En definitiva, la pieza de ese acero, enfriada en
el medio refrigerante de severidad H1 resultará plenamente templada.
Sin embargo, en muchos casos resulta suficiente elegir un acero cuyo diámetro crítico real al 50% para temple en H1coincida con el diámetro del redondo
equivalente. Es decir, un acero que al ser templado en ese medio obtenga 50% de martensita en el centro de un cilindro de diámetro DCr5O.
Gráficos de
Grossmann, Asimow
y Urban. Diámetros
críticos en función
del diámetro crítico
ideal y de la
severidad detemple,
yviceversa.

5°- En las fórmulas empíricas para el cálculo de las templabilidades existe un parámetro relacionado con el tamaño de grano austenítico. ¿Para
tamaños de grano mayores, las templabilidades aumentan o disminuyen? Razónese.
Transformación martensítica
Para tamaños de grano austenítico mayores la templabilidad aumenta porque desciende el número de juntas de grano (las cuales suponen un
obstáculo para la transformación martensítica).
Los tamaños de grano fino presentan una mayor superficie ocupada por las juntas de grano donde se acumulan defectos, que interaccionan con
las agujas de martensita y su crecimiento en el proceso de temple. Las juntas de grano hacen de barrera y, en general, oponen una resistencia al
templado ( d  Ms).
Aumenta la energía mecánica de deformación con tamaños más finos a
contrarrestar con la energía libre por paso a martensita.
Transformaciones perlítica y bainítica
Para una misma composición química las transformaciones de la austenita por nucleación y crecimiento se inician más TARDE cuanto MAYOR
sea el tamaño de grano austenítico. Aumentado el tamaño de grano austenitico (d), disminuye la densidad de juntas de grano [Tarda más en
formarse en dichas juntas de grano la ferrita (núcleo reactor de las transformaciones bainiticas) y la cementita (núcleo reactor de la
transformación perlitica)], luego las curvas de transformación perlitica y bainitica se desplazan a la derecha, aumentando, por tanto, la
templabilidad.
Por su parte, el efecto de elevar la temperatura de austenización (T), es similar al de aumentar el tamaño de grano austenitico (d), pero
teniendo la precaución de no sobrecalentar ni quemar el acero.
d Aumenta la estabilidad de la fase   Aumenta el área correspondiente a la fase  en las curvas TTT  Las curvas de transformación
bainítica y perlítica se desplazan hacia la derecha  Aumenta la templabilidad

La estructura ferritomartensítica de los aceros fase dual se obtiene por temple desde
temperaturas de austenización incompleta. Se logra, así, obtener martensita térmica
dispersa en una matriz ferrítica. La cantidad de martensita —y el contenido en carbono de
ésta— dependen lógicamente de la temperatura de austenización. Suele procurarse que la
fracción volumétrica final de martensita sea superior al 20-25 %.
Diagrama de transformación por enfriamiento
continuo de un acero con 0.35 %C
6°- ¿Al templar un acero pueden presentarse estructuras micrográficas de ferrita y martensita? ¿Tras revenido pueden obtenerse estructuras
ferrito- perlíticas? Razonar ambos casos.
(a).- Si por templar entendemos el tratamiento térmico de austenización completa (TAUS= A3
+40/60°C), seguido de un enfriamiento acelerado tal que, la velocidad de enfriamiento de la
zona de mas lento enfriamiento de la pieza, sea igual a la velocidad crítica de temple: la
respuesta es no. Y ello porque el objetivo genérico del temple es siempre obtener un 99 %M
en dicha zona crítica.
(b).- Sin embargo, si es posible obtener estructuras pro+M (ferrita y martensita )de modo
intencionado mediante alguna de las dos estrategias siguientes:
• Austenización incompleta y temple desde esta temperatura. La pro formada será de alto C y
bastante templable y en el enfriamiento se transformará en martensita.
• Austenización completa y aceros DP con aleantes, tales que presentan zonas altamente
segregadas (muy templables →100%M) y zonas de baja segregación(poco templables F+P)
("2 aceros en el mismo").
Aceros de fase-dual (ferritomartensíticos)
Es un tipo de aceros, de bajo contenido en carbono (entre 0.05 %C y 0.15 %C), cuyos
elevados límite elástico y resistencia, derivan de estructuras micrográficas no
ferritoperlíticas, ni bainíticas, sino ferrito-martensíticas. Tales son los aceros de "fase
dual", de ferrita más martensita térmica. Generalmente se procura que contengan
también algo de martensita mecánica producida luego por efecto TRIP.

(a).- Mejorar los efectos del temple, llevando el acero a un
estado de mínima fragilidad.
(b).- Disminuir las tensiones internas que se originan en el
temple.
(c).- Modificar las características mecánicas de las piezas
templadas, produciendo los efectos siguientes:
c1.- disminuir la resistencia a la rotura por tracción, el
límite elástico y la dureza,
c2.- aumentar las características de plasticidad,
alargamiento, estricción y las de tenacidad y resiliencia.
Se ha podido comprobar que, de dos estructuras perlíticas
estables a una misma temperatura, la de mayor resiliencia
es la obtenida por revenido de la martensita.
Vemos, pues, que con el calentamiento de revenido se
consigue el doble efecto de eliminar las tensiones y
favorecer el retorno de la martensita a estados de mayor
estabilidad.
¿Tras revenido pueden obtenerse estructuras ferrito- perlíticas? Razonar.
Tras el revenido no se pueden obtener estructuras ferrito-perlíticas, ya que en el revenido es un tratamiento térmico subcrítico y no puede
formarse hierro-gamma (no se llega a producir la transformación Alfa  Gamma, ya que el calentamiento se realiza a temperaturas inferiores a
Ae o calentamientos subcríticos) y, por lo tanto, tampoco perlita, ya que procede de la transformación de la austenita.
Revenido.
Bajo la denominación de revenido, se conoce el tratamiento térmico, que consiste en calentar un producto siderúrgico, después de templado, a una temperatura
inferior al punto crítico Ae seguido de enfriamiento más bien rápido. Con este tratamiento se pretende conseguir alguno de los fines siguientes:
Ae

Para efectuar un recocido de regeneración se calienta el acero hasta una temperatura T superior a su
A3c, (T > A3c) y se mantiene a esa temperatura hasta lograr la estructura austenítica en todos los puntos
de la masa de acero. Desde esa temperatura el enfriamiento debe ser suficientemente lento (figura),
con el fin de lograr los constituyentes de equilibrio del diagrama Fe-Fe3C. El enfriamiento debe ser más
lento que en el normalizado.
Conviene enfriar rápidamente entre A3r y Ae, con el fin de disminuir el tiempo total del tratamiento. Ese
rápido enfriamiento conlleva que se obtienen finos granos de ferrita proeutectoide y, por tanto, no se
obtiene el máximoablandamiento.
Después, desde una temperatura ligeramente superior a Ae, debe enfriarse muy lentamente para
obtener perlita laminar gruesa. Una vez lograda totalmente la estructura ferrito-perlítica la velocidad
de enfriamiento ya es indiferente. Suele hacerse al aire.
La carga de rotura de un acero con un contenido C1 (%) de carbono, así enfriado, en primera aproximación es igual a:
Rm(MPa)=300 + 650C1 y su Dureza Brinell aproximada resulta ser: HB = 100 + 220C1.
Por razones técnicas el recocido de regeneración sólo se emplea en aceros hipoeutectoides cuando se desea obtener perlita laminar; por ejemplo,
para un posterior fresado. Por razones económicas se prefieren otros recocidos; por ejemplo, el recocido de austenización incompleta o, incluso, el
recocido subcrítico.
El recocido de regeneración no se emplea en aceros hipereutectoides porque comporta riesgos de sobrecalentamiento .
Recocido deregeneración
7°- Diferencias entre: recocido de regeneración, recocido subcrítico, y normalizado.
Recocido de regeneración (o de austenización completa) (tratamiento supercrítico).
Sólo aplicable en aceros hipoeutectoides. Tiene por finalidad ablandar el acero para poder mecanizarlo o conformarlo en frío. Ello es posible por
haber logrado, en el enfriamiento,una estructura ferrito-perlítica que es más blandaque la bainítica o la martensítica.
T

Recocido subcrítico
El ablandamiento que se logra, luego de permanecer a la temperatura subcrítica del tratamiento, es
suficiente para el fin que se persigue en la mayor parte de los aceros utilizados para maquinaria: el
mecanizado.
El ritmo de ablandamiento, en función del tiempo de permanencia a la temperatura fijada, es rápido al
principio y decrece asintóticamente. Al cabo de un cierto tiempo, por más que se prolongue el tratamiento,
llega a ser casi nulo el ablandamiento que se consigue (llega a ser casi nula la disminución de dureza en el
acero).
Se conocen con el nombre de tratamientos térmicos subcríticos aquellos cuyo calentamiento nunca alcanza temperaturas que puedan producir
transformación alotrópica Alfa  Gamma. El recocido subcrítico y el revenido son dos ejemplos de estos tratamientos.
El recocido subcrítico es otra modalidad de tratamiento térmico empleado para ABLANDAR AL ACERO con el fin el facilitar su mecanizado y
mejorar sus condiciones de maleabilidad, con el objeto de poder trabajarlos. No se llega a valores de dureza tan bajos como en el caso del
recocido de regeneración. Es un tratamiento válido tanto para aceros hipereutectoides como hipoeutectoides.
Se realiza calentando la pieza de acero hasta una temperatura próxima e inferior a Ae
(aproximadamente 700° C) y permaneciendo un tiempo a esa temperatura (Figura). La velocidad de
enfriamiento tras el recocido subcrítico puede ser cualquiera ya que no hay transformaciones
alotrópicas (no habrá transformación alotrópica, alfa gamma). La estructura lograda al término de
esa permanencia a temperatura constante es de cementita globular repartida en una matriz de ferrita.
La obtención de esa estructura ablanda el acero cualquiera que sea su estructura inicial, tanto si la
estructura previa fuera de martensita, como si se tratara de bainita o de perlita.

Si se desea obtener perlita globular, más blanda que la perlita laminar
deberá realizarse el recocido de globulación que consiste en llevar
repetidas veces al metal por encima y por debajo del AC1, con lo que se
logra que la cementita precipite, formándose glóbulos de la misma en
la matriz de ferrita. La operación se realiza de acuerdo al diagrama.
Este tipo de recocido suele denominarse también "recocido globular", habidacuenta de la forma adoptada por la cementita. Con todo parece más
propio reservar ese nombre, y así suele hacerse, para los recocidos de austenización incompleta.
Para algunos aceros aleados, autotemplantes y de herramientas, suele resultar insuficiente el ablandamiento logrado por recocido subcrítico y se
requieren recocidos de austenización completa o incompleta.
Con las limitaciones indicadasen el párrafo anterior el recocido subcrítico presenta varias ventajas respecto a los recocidos supercríticos.
• Ahorra energía al no precisar temperaturas que superen Ae (tratamiento más barato que el recocido de regeneración).
• No presenta los riesgos de deformación y/o agrietamiento de la pieza por transformaciones alotrópicas,que no existen en este tratamiento.
Las variaciones dimensionales debidas a la transformación alotrópica α  γ durante el calentamiento son inherentes a cualquier
tratamiento que requiera austenización y hacen necesario que el calentamiento hasta alcanzar la temperatura de austenización sea lento.
Tanto más lento cuanto mayor sea el tamaño de las piezas. Esos riesgos de tensiones, deformaciones y grietas durante el calentamiento
hasta austenización son comunes a los recocidos de regeneración y de austenización completa, al temple, al normalizado, a la forja en
estado gamma,etc.

Uno de los peligros del recocido consiste en que, en razón de su enfriamiento lento, pueden
reproducirse las estructuras gruesas originales. Esto no ocurre en el normalizado pues su mayor
velocidad de enfriamiento lo impide. La mayor temperatura a que se realiza el proceso, acorta el
período de homogeneización, por lo que, reduciéndose el total del tiempo de operación, se logra
un procedimiento más económico, y muy apto para el tratamiento de piezas coladas, por cuya
causa se ha difundido muy ampliamente.
Normalizado
Normalizado por enfriamiento al aire.
Vp - Curva de enfriamiento de la periferia.
Vn - Curva de enfriamiento del núcleo.
El tratamiento térmico de normalizado consiste en llevar el acero por encima del Ac3, con el
objeto de conseguir su austenización completa (al igual que en el recocido de regeneración),
homogeneizarlo en ese estado y enfriarlo, con mayor velocidad que en el recocido, por lo
general al aire libre. La mayor velocidad de enfriamiento permite obtener estructuras
ferrítica-perlítica laminar muy fina. La temperatura de austenización empleada para el
normalizado conviene supere la A3 del acero entre 50°C y 70°C. De ese modo se acorta el
tiempo total empleado en el tratamiento (se tarda menos para austenizar plenamente la
estructura cuanto más alta es la temperatura de austenización). Pero no se deben sobrepasar
las temperaturas recomendadas a fin de evitar los riesgos de sobrecalentamiento y quemado.
Si un acero hipoeutectoide no es autotemplante (no lo son los aceros al carbono ni los aceros de baja aleación), es decir si no se produce
martensita por simple enfriamiento al aire desde el estado austenítico, la estructura resultante en el normalizado suele ser de ferrita y perlita
laminar, tanto en la periferia como en el núcleo de la pieza normalizada. (Figura). Si el acero fuera autotemplante —por ser muy aleado (su curva
TTT muy alejada del origen de tiempos)— el enfriamiento al aire desde el estado gamma sería sencillamente un "temple al aire"; y en ese caso
sería impropio emplear el término "normalizado" para designar a ese tratamiento térmico
Si la pieza normalizada es de gran tamaño, la estructura perlítica en el núcleo de la pieza resultará más gruesa que en su periferia; porque el
enfriamiento periférico ha sido más rápido. Por tanto la carga de rotura de una probeta extraída del centro de esa pieza de grandes dimensiones
resultará menor que la de otra probeta extraída de una zona cercana a la superficie.

TRATAMIENTOS TÉRMICOS DE LOS ACEROS/NORMALIZADO
La refrigeración al aire desde el estado gamma resulta más rápida que el enfriamiento de equilibrio correspondiente al
diagrama Fe-Fe3C. Suele considerarse de equilibrio el enfriamiento que tendría lugar, desde el estado gamma del acero,
muy lentamente, en el interior de un horno a puerta cerrada, como habitualmente se hace en el recocido de regeneración.
Por tanto, si se comparan los resultados de un normalizado con los de un recocido de regeneración en un mismo acero
hipoeutectoide de contenido en carbono C1 %, el acero normalizado presentará : mayor proporción de perlita; menor
diámetro de grano de la ferrita proeutectoide; menor separación S0 entre láminas de cementita; y más proporción de fe-
rrita en el interior de la perlita. En conclusión, el límite elástico, la carga de rotura, la dureza y, casi siempre, la tenacidad del
acero normalizado resultarán mayores que la del acero recocido.
Generalmente, en casi todos los materiales, cuando aumenta la dureza disminuye la tenacidad. Pero en el caso de un acero
normalizado no necesariamente resultará menor su tenacidad que la de ese mismo acero en estado recocido y por tanto
más blando: adviértase que tras normalizado las láminas de la cementita perlítica resultarán más delgadas que en el
recocido. Esas láminas delgadas pueden por tanto resultar menos frágiles que las gruesas al admitir una cierta deformación
plástica en servicio; y si llegan a quebrarse durante la deformación mecánica, las microgrietas generadas pueden quedar
detenidas en el interior de la ferrita que acolcha la lámina de cementita quebrada. Con lo que, según resulte el grado de
dilución de la perlita, también la tenacidad puede resultar mejorada por un normalizado.

Normalizado.
Habitualmente, con el tratamiento de normalizado se intenta obtener una estructura ferritoperlítica "normal"del acero, es decir, un tamaño de
grano ferrítico igual o inferior al valor 7 ASTM y perlita laminar fina. Este tratamiento suele tener por finalidad corregir una estructura defectuosa
previa —como la estructura de Widmanstátten—derivada de un grano austenítico grande. Se emplea habitualmente para afinar el grano de los
aceros en estado bruto de moldeo, o bruto de laminación, o sobrecalentados durante una austenización. En definitiva, puede decirse que el
tratamiento de normalizado es un tratamiento corrector.
Otras veces el normalizado se utiliza como alternativa del Temple+Revenido. En ese caso
se pretende simplemente lograr una estructura de perlita laminar —diluida y fina—
distribuida en una matriz de ferrita proeutectoide de grano fino. Con esa estructura
micrográfica la carga de rotura Rm del acero y su tenacidad pueden resultar suficientes
para muchos de los requerimientos en servicio; sin necesidad de templar y revenir el
acero. Así, gran parte de los aceros empleados en ferrocarriles —raíles, ruedas, etc— se
utilizan en estado normalizado.
En síntesis, el normalizado es apto para:
(a).- Eliminar tensiones producidas por operaciones anteriores.
(b).- Preparar el acero para operaciones de mecanizado merced a la estructura blanda
obtenida.
(c).- Proporcionar mejores propiedades mecánicas en razón de su estructura perlítica
fina.
Realizando esta misma operación en algunos aceros aleados (Cr, Ni, Cr-Ni, Mn, etc.),
denominados autotemplantes (enfriamiento al aire quieto), se obtiene una estructura
martensítica sumamente dura.

0.5 %C
8°- ¿Se podría afirmar, en algún caso, que un acero con 0.5 % de carbono resulte hipereutectoide? Razónese.
La adición de otros elementos aleantes (Cr, Ni, Ti, etc.), a parte del C, cambia drásticamente el diagrama de fases binario hierro-carburo de
hierro (Fe-Fe3C). La magnitud de las alteraciones de las posiciones de los límites de fases y la forma de los campos de fases dependen del
elemento de aleacióny de su concentración. Uno de los cambios importantes es el desplazamiento de la posición del punto eutectoide con
respecto a la temperatura y a la concentración de carbono. Esto ocurre tanto con elementos alfágenoscomogamágenos.
Por tanto, puede ocurrir que, debido a la presencia de elementos aleantes,el punto eutectoidepase a tener un contenido en carbono inferioral
0.5 %, de modo que el acero al carbono originalmentehipoeutectoide,sea al alearsehipereutectoide
Mn – elemento gammágeno 0.5 %C
Si – elemento alfágeno

9°-10°- La temperatura de transición dúctil-frágil de aceros ferrito-perlíticos de alto y medio contenido en carbono puede calcularse por la
expresión:
fα = Fracción volumétrica de ferrita proeutectoide del acero
d = Diámetro de grano de la ferrita, enmm
S0 = espaciado interlaminar de la perlita en mm
p = tamaño de las colonias de perlita enmm
t = espesor de lámina de la cementitaperlítica, en mm
Si = % de Si delacero;
N = % de Nitrógeno disueltointersticialmente.
Cuando aumenta el coeficiente de dilución de la perlita, indicar en qué sentido (aumento o disminución) varía la ITT °C si el valor de p se
supone que permanece invariable.
0ITTC f4611.5d12   1 f 3355.6S 1/2
13.3 p1/2
 3.48x106
t  48.7Si  762
N
   
Si aumenta el coeficiente de dilución de la perlita [(S0/t)] → Término (2), resta menos
t se mantiene, aproximadamente, constante
Baja la cantidad de la ferrita proeutectoide ( FPe)  Baja fα→ Término (1), suma menos
46+
11.5
 f d 
 
 65.6 13.3
S0 p

 
1 f 335  3.48x10 t
 
Se corresponde con la contribución de la ferrita. Tiene signo negativo por lo que un aumento de f hace que se reste
un cantidad mayor, lo que es favorable ( ITT). También es favorable un diámetro de grano de la ferrita (d) pequeño.
Valora los efectos de la perlita.
f→ (1-f) , [S0, p y t, %Si , d y N constantes]   ITT
S0 , [ f, p y t, %Si , d y N constantes]  ITT
p , [f, S0 , t, %Si , d y N constantes]   ITT
t , [f, S0 , p , %Si , d y N constantes]  ITT
d
t
 Sube ITT ( ITT).
D D´ D´ D
t t
S
f  0 ;
S´
f  0 ; f  f ; t  t´
5.6 13.3
p
t 0
t
1 f




 6 

 
 
 335   3.48x10 t
 S 




(1)
(2)

La disminución del tamaño de grano de la ferrita, en cambio, resulta siempre
favorable: no modifica el alargamiento máximo uniforme, mejora la ductilidad
total a fractura (pese a aumentar el ritmo de crecimiento de la acritud
durante la deformación) y disminuye la temperatura ITT. Cantidades
moderadas de austenita retenida son propias e inevitables en aceros con alto
contenido en carbono, pero cantidades por encima del 50% de dicha
austenita disminuyen notablemente la dureza y la resistencia a fatiga.
La curvas de tenacidad (energía absorbida) frente a la temperatura son del tipo de las que pueden verse en la figura.
A mayores contenidos de carbono (con más fracción de perlita) el valor ITT es más grande. Lo que se busca es que el
valor de ITT sea lo más bajo posible para un buen comportamiento a la tenacidad.
El carbono es desfavorable para la conformabilidad, ya que al aumentar el
porcentaje de perlita disminuye la ductilidad (εu y εT) y aumenta el ritmo de
crecimiento de acritud (dσ/dε); al mismo tiempo eleva, desfavorablemente, la
temperatura de transición dúctil-frágil ITT.
Figura 1. La transición dúctil frágil
para distintos materiales

1°- Algunos aceros binarios tienen contenidos en peso de carbono tales que la ferrita obtenida al iniciarse la transformación por enfriamiento
desde el estado gamma, resulta ser siempre magnética (recuérdese que es amagnética para temperaturas superiores a 770 °C). Se pide:
determinar el contenido mínimo de carbono C1 que debe tener el acero para que esto ocurra y precisar si es un acero calmado o efervescente.
2°- En el caso de aceros hipereutectoides la temperatura eutectoide suele denominarse A321. ¿Por qué?
3°- Temperaturas de comienzo y final de solidificación del acero del apartado 1°.
4°- ¿Este acero de C1 % de carbono será más -o menos- propenso a la estructura bandeada, por laminación, que un acero de 0.15 % C? Razónese.
5°- Justificar cuál de los dos aceros del apartado anterior será más susceptible al agrietamiento por temple; y las diferencias entre ambos en
cuanto a austenita residual.
6°- Determinar el porcentaje en peso de ferrita proeutectoide y de ferrita eutectoide, del acero del apartado 1°, después de un recocido de
regeneración con enfriamiento de equilibrio.
7°- En ese mismo acero, después de un normalizado -por enfriamiento al aire- la estructura ha resultado ser 100 % de perlita. Determinar el
porcentaje de ferrita que tiene esa perlita diluida.
8°- Razones por las que -o por las que no- utilizaría ese acero para tubería soldada de oleoducto.
9°- ¿Por qué, o por qué no, sería adecuado ese acero para fabricar herramientas para corte con arranque de viruta?
10°- Indicar por qué -o por qué no- es necesario austenizar un acero si se desea incrementar periféricamente su contenido en Carbono mediante
una adecuada atmósfera carburante. Y calcular el porcentaje máximo de carbono que podría llegar a alcanzar la austenita a 950°C en esa
atmósferacarburante.
P4/ Problema D / Setiembre 2008

1
1
912727

770727
 C  0.6 %
0.77  0 0.77C
1
1495
0.60 %
1°- Algunos aceros binarios tienen contenidos en peso de carbono tales que la ferrita obtenida al iniciarse la transformación por enfriamiento
desde el estado gamma, resulta ser siempre magnética (recuérdese que es amagnética para temperaturas superiores a 770°C). Se pide:
determinar el contenido mínimo de carbono C1 que debe tener el acero para que esto ocurra y precisar si es un acero calmado o efervescente.
-Aceros calmados: %C> 0.3%
-Acero efervescente: %C<0.15%
Por tanto se trata de un acero calmado.
**Acero calmado o reposado: Acero que
ha sido completamente desoxidado antes
de colarlo, mediante la adición de
manganeso, silicio o aluminio. Con este
procedimiento se obtienen lingotes
perfectos, ya que casi no hay producción
de gases durante la solidificación, lo que
impide que se formen sopladuras.
**Acero efervescente: Acero que no ha
sido desoxidado por completo antes de
verterlo en los moldes. Contiene gran
cantidad de sopladuras, pero no grietas.
A partir de esta composición,
considerando aceros ferrito-perlíticos y
enfriamiento de equilibrio aparece fase
 magnética

Para los aceros hipereutectoides: A1=A2=A3=A123 .
A1=Lugar geométrico de los puntos donde tiene lugar la finalización de la
transformación gamma alfa (Desaparece la fase ).
A2=Lugar geométrico del cambio de ferrita de amagnética a magnética (770 ºC).
Fe()(Amagnética)  Fe() (Magnética)
770 ºC
A3= Lugar geométrico de las temperaturas críticas en las cuales comienza la
transformación Gamma  Ferrita (alfa).
TEXTO PERO-SANZ; página 268 “En los aceros hipereutectoides, los puntos de
transformación alotrópica de la austenita, se denominan A123 para señalar que en
ellos hay coincidencia entre el inicio de la transformación gamma  alfa, y la
transformación magnética. Coinciden, por tanto, los puntos críticos A3 y A2 (A2 señala
el cambio magnético de la ferrita) con el punto A1; y además corresponde a un
temperatura constante (727ºC)”.
TEXTO PERO SANZ; “Aceros”; página 40: Adviértase que todos los aceros
hipoeutectoides, de contenido en carbono comprendido entre 0.0218% y 0.77 %C,
finalizan la transformación gamma  alfa a la temperatura eutectoide (Ae=727 ºC).
De ahí que sea precisamente esa temperatura eutectoide (Ae= 727 ºC) el punto
crítico A1 de todos esos aceros.
A123. Se recogen simultáneamente la temperatura de
aparición del primer grano de la fase  en el
calentamiento (A1); la aparición del primer grano de fase
 a partir de las juntas de grano de fase  (A3) y la
temperatura de paso de magnética a amagnetica (A2)
Ferrita mágnetica, T < 770 ºC
Ferrita amagnética, T > 770 ºC.
2°- En el caso de aceros hipereutectoides la temperatura eutectoide suele denominarse A321. ¿Por qué?

Tf=1418 ºC
= Ti – Tf = 1489 – 1418 = 71 ºC
1495 1148

Ti 1148
4.3 0.53 4.30.60
Ti=1489 ºC
0.60 %
Tf
Ti
Ti: temperatura de inicio de solidificación:
Tf: de final de solidificación.
3°- Temperaturas de comienzo y final de solidificación del acero del apartado 1°.
Tf 114814951148

2.11 0.17 2.110.60
(0.77 %C)  (0.0218 %C)  Fe3C(6.67 %C)
Reacción eutectoide
C=0.60 %

BANDA SEGREGADA
BANDA NO SEGREGADA
→ FERRITA
→ PERLITA
4°- ¿Este acero de C1 % de carbono será más -o menos- propenso a la estructura bandeada, por laminación, que un acero de 0.15% C?
Razónese. C1 = 0.60 % C
ESTRUCTURA BANDEADA
La estructura bandeada (generalmente bandas alternas de ferrita y de perlita) es un particular tipo de fibrado, que suele aparecer en aceros
de baja aleación una vez enfriados al aire después de su conformado en estado gamma. Es una herencia del estado bruto de solidificación,
particularmente si en el desarrollo de la solidificación se han producido reacciones peritécticas (La estructura bandeada se obtiene cuando
el acero participa de la reacción peritectica).
Por lo tanto, el de C1% (0.6 %) tendrá menos problemas de este tipo que el de 0.15 %.
Es una consecuencia de la microsegregación o heterogeneidad química en la solidificación.
Los aceros que pasan por la peritéctica tienen este fenómeno agudizado porque se produce
concentración de la segregación. Existen granos de hierro gamma rodeados por bandas en
las que aparecen los elementos de aleación; impurezas. Tras la forja aparecen bandas ricas
en aleante y bandas pobres.
En estado liquido al solidificar, el primer solido, debido al coeficiente de reparto (K)
expulsa aleantes al seno del liquido. Este liquido, rico en aleantes, solidifica dando
una banda segregada. Ambas bandas siguen el diagrama Fe-C en el enfriamiento. Los
aleantes, por ejemplo, Si y P son muy alfagenos luego disminuyen la zona de
estabilidad de la fase , con lo cual su eutectoide sube adelantándose a la eutectoide
de la banda no segregada (la del solido inicial), por tanto, al transformarse la fase  de
la banda segregada a PRO, el excedente de C pasa a la no segregada, luego la fase
 de la no segregada aumenta su contenido en C hasta alcanzar la composición
eutectoide. Esta banda no segregada pasara a perlita. Luego en definitiva:

El acero con bandas alternas de ferrita y de perlita, puede considerarse como un material
compuesto a modo de fibras de perlita (integradas a su vez por un material cerámico —la
cementita—, y un material metálico, la ferrita) en una matriz metálica de ferrita. Esa
estructura bandeada acentúa la anisotropía de propiedades entre la dirección de la
conformación y sus normales. Esto puede resultar ventajoso para algunos
comportamientos direccionales pero, en general, la estructura en bandas es
desfavorable.
La estructura en bandas es desfavorable para las operaciones de mecanizado longitudinal
Para fresado, por ejemplo, el acabado superficial resulta peor si la estructura es
bandeada (Figura XII.38.a) que cuando no lo es (Figura XII.38.b). Las bandas de ferrita
tienen menor dureza que las de perlita y, por tanto, el arranque de viruta es desigual en
unas zonas que en otras. En el torneado, en cambio, por ser una operación no
longitudinal, el grado de acabado superficial depende menos de la estructura en bandas.
Resultan también desventajosas si se desea aminorar las vibraciones. Así, por ejemplo,
los engranajes que presentan estructura en bandas son más ruidosos que los que no
tienen bandas.
Figura XII.38.-Influencia de la
estructura bandeada en el fresado
El conocimiento de la génesis de las bandas proporciona las bases para obtener, por
procedimientos convencionales en Metalotecnia, productos de propiedades
direccionales.

Coeficientes de reparto en el hierro
Origen de la estructura en bandas
Suele aparecer después de la conformación en caliente de soluciones sólidas de bajo coeficiente de
reparto, cuando el metal disolvente presenta estados alotrópicos distintos, a la temperatura de
conformación y a la temperatura ambiente, y si los elementos solutos favorecen una u otra
alotropía desde la temperatura de conformación hasta la ambiental.
Durante el proceso de solidificación del acero, los contornos de los dendritos se enriquecen en
elementos en solución sólida (el coeficiente de reparto K de los elementos en el hierro es siempre < 1,
tanto sean alfágenos o gamágenos).
Los sulfuros de manganeso también suelen aparecer (aunque no en solución sólida) , a modo de
precipitados o como constituyentes de una eutéctica, en la periferia de los dendritos. Si bien luego de
conformado del acero esos sulfuros (se trata de inclusiones habitualmente deformables) aparecen
alineados en la dirección de la conformación.
Las zonas que alojan a los sulfuros (correspondientes a lo que fueron contornos de los dendritos)
tienen siempre un mayor contenido de elementos en solución sólida; porque la mayor parte de los
solutos, a diferencia del carbono, prácticamente no difunden durante el conformado (a menos que —
previamente a éste— se haya sometido el acero a un recocido de homogeneización de larga duración)
El carbono difunde con facilidad durante, por ejemplo, la forja en estado gamma del acero bruto de
solidificación, con lo que el contenido en C de la austenita conformada llega a ser igual en las zonas
que solidificaron en primer lugar y en las enriquecidas en otros elementos. Pero no ocurre así con los
otros elementos de aleación que, por estar en solución sólida de sustitución en el Fe, difunden con
más dificultad que el C (cuya solución sólida es de inserción). Y es precisamente el carácter alfágeno
o gammágeno de esos elementos es el responsable de la estructura bandeada: al resultar
diferentes los valores de A3 (y también de A1) en las zonas segregadas y en las no segregadas.

La génesis de la estructura en bandas viene a producirse como sigue:
Supóngase, por ejemplo, que los elementos en solución sean solamente alfágenos,
veáse, pequeños contenidos de Fósforo y Silicio, como ocurre en los aceros al
carbono de la Figura XII.36.a. Al descender la temperatura, una vez conformado en
caliente el acero, las primeras zonas que se transforman de gamma a alfa son
precisamente, ya que su temperatura A3 es más alta, las enriquecidas en aquellos
elementos.
Como consecuencia de ello los átomos de carbono expulsados de estos granos de
ferrita pasan luego a la austenita contigua, enriqueciéndola en carbono y, por tanto,
disminuyendo su A3. Por consiguiente estas zonas se transforman más tarde que las
primeras, durante el enfriamiento continuo, y originan las bandas de perlita. Los
sulfuros estarían "incluidos" en las bandas deferrita
Si los elementos solutos hubieran sido todos gammágenos, en vez de alfágenos,
también aparece la estructura bandeada. Resultaría —por análogo razonamiento—
que las zonas segregadas se transformarían en último lugar dando perlita. Estas
bandas de perlita, a su vez, quedarán flanqueadas por las bandas de granos
ferríticos formados anteriormente; y los sulfuros aparecerán alojados en las
cadenas de perlita en lugar de localizarse en las cadenas de ferrita (lo que ocurre
cuando los aleantes sonalfágenos).

PRIMER SOLIDO
(EXPULSA ALEANTES)
LIQUIDO RICO
EN ALEANTES
(Supongamos que sean
alfágenos: Si, P)
E (TE = 727 ºC, CE=0.77 %C)




E’’’
E’’
E’
TE
  E
SE ADELANTA LA TRANSFORMACIÓN
  
BANDA NO
SEGREGADA
BANDA
SEGREGADA
SE EXPULSA C QUE PASA
A LA BANDA SEGREGADA
(AUSTENITA CONTIGUA)
DISMINUYENDO SU A3 CON LO
QUE ESTAS ZONAS SE
TRANSFORMAN MÁS TARDE
QUE LAS PRIMERAS
ORIGINAN LAS
BANDAS DE PERLITA
BANDA PERLITA
BANDA FERRITA
PRIMERSOLIDO
(EXPULSA
ALEANTES)
LIQUIDO RICO
EN ALEANTES
(Supongamos
que sean
gammagenos:
Mn, Ni)
BANDA
SEGREGADA
BANDA NO
SEGREGADA
E EE (T = 727 ºC, C =0.77 %C)



TE
 E

SE RETRASA LA
TRANSFORMACIÓN
  
SE EXPULSA C QUE PASA
A LA BANDA SEGREGADA
(AUSTENITA CONTIGUA)
TIENE LUGAR ANTES LA TRANSFORMACIÓN
  
YAQUE SE RETRASA EN LA BANDA SEGREGADA
ESTAS ZONAS SE
TRANSFORMAN
MÁS TARDE QUE
LAS PRIMERAS
ORIGINAN LAS
BANDAS DE
PERLITA
BANDA PERLITA
BANDA FERRITA

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