Libro acero&fundiciones

ESTRUCTURAS METALOGRAFICAS DE
ALEACIONES HIERRO-CARBONO:
ACEROS AL CARBONO Y
FUNDICIONES.
Antonio J. Criado Portal

2
“ESTRUCTURAS METALOGRÁFICAS DE
ALEACIONES HIERRO – CARBONO.
PARTE- I: ACEROS AL CARBONO.”
por
Profesor Titular del Departamento de Ciencia de los Materiales e
Ingeniería Metalúrgica.
Facultad de Ciencias Químicas. Universidad Complutense de
Madrid.
28040 MADRID.
Madrid, Julio de 2008
Editor científico: Antonio J. Criado Portal.
ISBN-13: 978-84-693-4649-5
Nº registro: 10/71375

3
Dedicado in memoriam al
profesor Felipe A. Calvo
Calvo, mi querido maestro en
este arte y ciencia de la
Metalografía.

4
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Mi agradecimiento a Alfonso y Eugenio, dos miscroscopistas excelentes
del CAI de Microscopia Electrónica (Luis Bru), de la Universidad
Complutense de Madrid.
A mis discípulos Laura García Sánchez, Juan A. Martínez García, Jorge
Chamón Fernández y Antonio J. Criado Martín, por su colaboración.
El Autor.

5
“El hombre es dos hombres:
uno de ellos está despierto en la
oscuridad, otro dormido en la
luz”.
Arena y Espuma (1926)
KHALIL GIBRAN

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Índice Aceros al Carbono Página
I. INTRODUCCIÓN 8
II. ACEROS AL CARBONO 10
II.1. Estados alotrópicos del hierro. 10
II.2. Fases, compuestos y agregados presentes
en los aceros al carbono. 12
II.3. Tratamientos térmicos convencionales del acero:
enfriamiento en el horno, normalizado, temple y temple
y revenido. Estructuras metalográficas de Microscopia
Electrónica de Barrido (M.E.B.).
22
II.4. Tratamientos térmicos con enfriamientos
isotérmicos: Diagramas TTT, Estructuras metalográficas
de Microscopia Electrónica de Barrido (M.E.B.).
45
II.5. Tratamientos Termoquímicos. Estructuras
metalográficas. 56
III. BIBLIOGRAFÍA 65

7
Índice de Fundiciones Página
I. INTRODUCCIÓN 70
II. FUNDICIONES 71
II.1. Fases, compuestos y agregados presentes
en las fundiciones. 71
II.2. Influencia en la microestructura de las fundiciones
de los elementos de aleación. 75
II.3. Clasificación y naturaleza de las fundiciones. 78
II.4. Preparación y observación de las probetas
estudiadas. 82
III. FUNDICIONES BLANCAS: Microestructuras. 83
IV. FUNDICIONES ATRUCHADAS:
Microestructuras.
88
V. FUNDICIONES GRISES COMERCIALES,
MALEABLES Y MALEABLES
ESFEROIDALES: Microestructuras.
91
VI. FUNDICIONES ALEADAS: Microestructuras. 99
VII. BIBLIOGRAFÍA 108

8
I. INTRODUCCIÓN
Es un hecho reconocido por todos los que hemos dedicado parte de nuestra
vida a la metalografía, que esta técnica de examen, científica y tecnológica, es una
ciencia y un arte. Por tanto, para poder profundizar en ella, es importante saber
combinar la ciencia con el arte para poder llegar a una interpretación correcta de
las imágenes que se observan a través del microscopio.
Para empezar hay que dejar muy claras las características tan peculiares del
sistema hierro-carbono (Fig.1), cuya importancia industrial queda patente, siendo
con mucha diferencia, entre los materiales metálicos, el más utilizado y el más
universal en sus aplicaciones: construcción, maquinaria, herramientas, transportes,
etc, …
Vamos a tratar de resumir muy brevemente las peculiaridades que se
derivan de este sistema hierro-carbono:
1º.- Consiste en un diagrama metal - no metal típico.
2º.- El hierro y el carbono tienen tamaños atómicos y características químicas muy
diferentes.
3º.- Forman, en estado sólido, soluciones intersticiales. Es decir, el carbono no
sustituye, en las diferentes redes cristalinas del hierro, posiciones de este metal;
sino que se sitúa en posiciones intersticiales, frente a las clásicas soluciones
sustitucionales tan abundantes en los más diversos sistemas de aleaciones
metálicas.
4º.- El hierro se presenta en tres formas alotrópicas distintas, como son: hierro δ,
hierro γ (austenita) y hierro α (ferrita). Todas ellas con muy distinta capacidad para
albergar cuantitativamente carbono en los diferentes intersticios de sus redes
cristalinas.
5º.- Este diagrama hierro-carbono, en su parte de interés industrial, esto es, entre el
0´008% y el 6´67% de carbono en masa, presenta dos transformaciones de gran
importancia e interés metalúrgicos: un eutectoide, en el 0´8% de carbono en masa a
723ºC, aproximadamente, y una transformación eutéctica para un contenido de
carbono en masa del 4´30, a una temperatura aproximada de 1147ºC.

9
Figura.1: Diagrama de equilibrio del sistema hierro- carbono
6º.- Dada la antigüedad en la utilización de hierros y aceros, que dependiendo del
lugar geográfico, puede haberlo de varios miles de años, desde el II milenio a.C.
entre los hititas (Península de Anatolia); lo que ha traído como consecuencia que

10
tanto algunas de sus estructuras como operaciones de fabricación tengan unos
términos con un argot propio y exclusivo de ellos. Muchos de los términos actuales
con que se denominan a las estructuras de aceros y fundiciones proceden de
aquellos científicos del siglo XIX, que centraron sus estudios en este sistema y
desarrollaron a su vez la metalografía.
II. ACEROS AL CARBONO
El término acero ya incluye la presencia del carbono en la red cristalina del
hierro en mayor o menor proporción. Sin embargo, en la actualidad, para
diferenciar los distintos tipos de aceros: aceros al carbono, aceros aleados, aceros
de baja aleación, aceros de baja aleación y alta resistencia (HSLA), aceros
Maraging (Martensitic-Aging), etc...., es ya universal denominar a los aceros
tradicionales, como aceros al carbono, aunque lleven elementos de aleación
minoritarios que son impurezas del proceso de obtención del hierro: manganeso
<0´60%, silicio <0´50%, fósforo <0´10% y azufre < 0´10% en masa.
II.1. Estados alotrópicos del hierro.
- Hierro alfa y hierro gamma.
El hierro de elevada pureza, a temperaturas inferiores a los 910ºC (Fig.1), se
presenta en forma de hierro α, que disuelve muy poco carbono, en cantidades que
varían desde el 0´28% C en masa a 723ºC hasta el 0´008% C en masa a
temperatura ambiente. El hierro α no es magnético en el intervalo de temperatura
de 910ºC a 768ºC, mientras que por debajo de esa temperatura, llamado punto de
Curie, es magnético. Antiguamente, y de una forma equivocada, al hierro α no
magnético, se le denominó como hierro β, hoy día totalmente en desuso. Tanto la
fase α magnética como la no magnética tienen el mismo tipo de red cristalina:
cúbica centrada en el cuerpo. La red cristalina de la fase α consta, pues, de un cubo
con un átomo de hierro en cada uno de los ocho vértices y uno en el centro. Si se
eleva la temperatura, al llegar a los 910ºC, la fase α se transforma en γ, cuya red
cristalina es distinta. La red cristalina de la fase γ es cúbica centrada en las caras,
por tanto, consiste en un cubo en cuyos vértices se encuentra un átomo de hierro y
uno en el centro de cada una de las caras. Hemos pasado del cubo centrado en el
cuerpo con 9 átomos al cubo centrado en las caras con 14 átomos. Como cada uno
de los átomos de los vértices forma parte también de los otros siete cubos vecinos
y, los del cubo de las caras pertenecen también al cubo adyacente, de esto se deriva
que en el hierro α, cúbico centrado en el cuerpo, la masa correspondiente a cada
cubo es de 2 átomos; uno, el átomo de centro y, el otro corresponde a 1/8 de los de
cada vértice (8x1/8= 1). Para el hierro γ, cúbico centrado en las caras, la masa
correspondiente a cada cubo es el doble, es decir, 4 átomos. Uno corresponde a 1/8

11
de cada uno de los vértices (8x1/8= 1), y tres corresponden a 1/2 de cada una de las
seis caras (6x1/2= 3).
La longitud de las aristas de esos cubos elementales, constante o parámetro
del sistema cristalino, es diferente en cada caso; siendo para el hierro α de 2´85 Å a
2´90 Å, y para el hierro γ de 3´65 Å a 3´70 Å (Fig.2). A pesar de que los cubos de
hierro γ son mayores que los cubos de hierro α, al pasar de α → γ hay una
contracción de volumen que acarrea que γ sea más compacta y contenga planos
compactos que permitirán una deformación plástica mayor que en el caso del
hierro α. De ahí que la mayoría de los aceros del carbono son forjados en caliente.
El hierro α es más resistente y el hierro γ es más plástico.
Figura.2: variaciones de la longitud de los parámetros del hierro beta, gamma y delta en
función de la temperatura
- Hierro delta.
A temperaturas entre los 1535ºC y 1400ºC, la red cristalina estable del
hierro vuelve a ser la cúbica centrada en el cuerpo y su parámetro de red es de 2´93
Å. Esta fase cristalina del hierro carece de interés industrial, por lo que no nos
vamos a referir más a ella.

12
II.2. Fases, compuestos y agregados presentes en
los aceros al carbono.
- Ferrita.
La ferrita es hierro α, prácticamente, como hemos mencionado
anteriormente; puede contener cantidades muy pequeñas de carbono, siendo la
solubilidad de este elemento en la ferrita, a temperatura ambiente, de tan sólo el
0´008% en masa. En los aceros aleados, sin embargo, la ferrita puede disolver
cantidades importantes de elementos como: cromo, molibdeno, wolframio, silicio,
aluminio y vanadio, que por ello se denominan, genéricamente, elementos
alfágenos.
Tiene una resistencia mecánica apreciable de 28 kg/mm2
(280 MPa) y gran
alargamiento (ductilidad) de hasta un 35%. Su dureza oscila alrededor de los 90
HB (unidades Brinell).
- Cementita.
La cementita es un carburo de hierro, Fe3C, que contiene un 6´67% en masa
de carbono y un 93´33% en masa de hierro. Es el microconstituyente más duro de
los aceros al carbono; llegando a tener una dureza superior a los 68 HRC (68
unidades Rockwell C), lo que le hace muy frágil. Su red cristalina consiste en un
paralelepípedo ortorrómbico de gran volumen (4´5 x 5 x 6´7 Å). Es magnética
hasta los 218ºC.
- Perlita.
Se trata del agregado eutectoide, formado por capas alternativas de ferrita y
cementita (carburo de hierro, Fe3C), (véase Figura.5). Posee una composición
bastante definida, tiene seis partes de hierro por una de carbono, 88% de ferrita y
12% de cementita. Su dureza es de alrededor de los 250 HB (unidades Brinell),
dependiendo de su espaciado interlaminar, que depende de si el enfriamiento se ha
llevado a cabo en el horno (200 HB) o al aire (normalizado)(250HB). El espaciado
interlaminar de la perlita depende de la velocidad de enfriamiento: 400 nm para la
perlita grosera (horno) y 250-350 nm para enfriamiento al aire.
La perlita aparece en el enfriamiento lento de la austenita, es decir, dentro
del horno o al aire (normalizado). Su resistencia a la tracción es de
aproximadamente 80 kg/ mm2
(800 MPa).

13
Su nombre deriva de su aspecto visual nacarado semejante a las perlas, lo
que hizo que Henry Clifton Sorby, científico inglés de gran prestigio internacional
(1826-1908), la denominara perlita.
La perlita es la estructura del eutectoide del acero (0´8% C, 723ºC). Esta
denominación de perlita, ya hemos visto que le fue impuesta por Sorby. En
cambio, el término eutectoide, fue ideado por el ingeniero y químico francés Floris
Osmond (1850-1914) por su semejanza con las estructuras eutécticas, cuyo término
eutéctico, ya había sido utilizado con anterioridad por el prestigioso físico inglés F.
Gutrie (1833-1886), que lo dio a conocer en una publicación en 1884, para aquellas
aleaciones de bajo punto de fusión, que presentaban ese tipo de estructuras.
De forma independiente y, prácticamente simultánea con Floris Osmond, el
profesor de metalurgia Henry Marion Howe (1848-1922), norteamericano, publicó
el término eutectoide, que fue aceptado de forma general hasta la actualidad.
Luego los términos eutéctico y eutectoide, se deben, el primero a F. Gutrie, y el
segundo tanto a F. Osmond como a H.M. Howe.

14
Figura.3: Formación del eutectoide Fe-C (perlita) mediante crecimiento cooperativo
de ambas fases. Estructura de la perlita grosera por enfriamiento en horno o
normalizado.

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- Austenita.
Es una solución sólida de carbono en hierro gamma. Puede contener hasta
un 2´06% de carbono en masa a la temperatura de 1147ºC (Fig.1). Por tanto se trata
de una típica fase de composición variable. La austenita es estable a alta
temperatura (Fig.1). Para retenerla a temperatura ambiente es necesario un elevado
contenido en carbono o, en aceros aleados, con presencia suficiente de elementos
gammágenos (níquel, manganeso, cobalto y cobre).
La austenita presenta una dureza de 300 HB (unidades Brinell) y una
resistencia de 88 a 105 kg/ mm2
(1050 MPa) con un alargamiento del 30% al 60%.
Claro está, que estos datos se corresponden cuando la austenita está retenida a
temperatura ambiente (aceros de alto contenido en carbono o aleados). A alta
temperatura es blanda, muy dúctil, tenaz y no es magnética. Es resistente al
desgaste y es la fase más densa de los aceros.
El nombre de austenita le vino por el francés Floris Osmond (1849-1912),
que junto con el metalurgista alemán Adolf Martens (1850-1914), son los
fundadores e iniciadores de la metalografía. Pues bien, Osmond, la denominó
austenita en honor al metalurgista inglés Sir William Chandler Roberts-Austen
(1843-1902). Precisamente, fue el metalurgista alemán Adolf Martens, el que
encargó y diseñó junto con el óptico, también alemán, Karl Zeiss (1816-1888),
fundador de la célebre compañía Zeiss, el primer microscopio metalográfico.
- Martensita.
Es el constituyente típico de los aceros templados. Consiste en una solución
sobresaturada de carbono en hierro α, aunque el cristal formado es del sistema
tetragonal. Se trata de un paralelepípedo que difiere muy poco del hierro α, cúbico
centrado en el cuerpo. Son los átomos de carbono los responsables de la
deformación de la red cristalina del hierro α, que se transforma en tetragonal. El
paralelepípedo elemental tiene dos lados iguales y otro que es un poco mayor. El
mayor, tiene una relación proporcional que varía de 1´06 a 1, cuando el contenido
en carbono varía del 1% al 0% en masa.
Por calentamiento a baja temperatura, la retícula inestable de la martensita
se descompone en hierro α (ferrita) y carburos de hierro (cementita). A esta
estructura se la llamó, en los primeros años del siglo XX, osmondita; en honor del
metalurgista francés, antes citado, Floris Osmond. Este nombre fue propuesto por
el prestigioso ingeniero metalúrgico y metalógrafo alemán Friedrich Emily Heyn
(1867-1922). Este término ya no tiene vigencia, como tantos otros en la metalurgia
del acero.
El nombre de martensita sí se conserva, frente al inicial de hardenita. Este
término de martensita, propuesto de nuevo por el prestigioso Floris Osmond, lo fue

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en honor del metalógrafo alemán, nombrado anteriormente, Adolf Martens;
creador, junto con Osmond, de la Metalografía.
Las propiedades físicas y mecánicas de la martensita varían con el
contenido en carbono del acero, llegando a su máxima dureza alrededor del 0´9%
de carbono en masa. Después de los carburos y la cementita, es el constituyente
más duro de los aceros. Tiene una resistencia mecánica que varía de 170 kg/ mm2
(1700 MPa) a 250 kg/ mm2
(2500 MPa), una dureza de 58 HRC a 68 HRC
(unidades Rockwell C) y un alargamiento de entre 2´5% y 0´5%. Es magnética
como la ferrita (hierro α).
Su aspecto es marcadamente acicular, hecho que se observa muy bien en
aquellos aceros que no templan completamente y en los que queda austenita
retenida a temperatura ambiente.
- Perlita Fina (Troostita).
Es un agregado con forma nodular radial, constituido por perlita
extremadamente fina, que se sitúa en los límites de grano de la austenita (Fig.4);
cuando ésta se enfría a velocidades superiores a la de normalizado (enfriamiento al
aire). También se puede obtener por enfriamiento isotérmico de la austenita a la
temperatura adecuada, entre 500ºC y 600ºC, según su contenido en carbono,
marcada en el correspondiente diagrama TTT (Temperatura-Tiempo-
Transformación), que se comentará más adelante.
Durante mucho tiempo, se la consideró como una estructura diferente de la
perlita, pero la Microscopia Electrónica de Barrido, ha puesto de manifiesto que se
trata de agregados nodulares de perlita extremadamente fina. El nombre con que se
conocía, hasta hace pocos años a la perlita fina, era el de troostita. Este término
fue propuesto por Floris Osmond en honor al célebre físico francés Louis-Joseph
Troost (1875-1911).
A gradientes más severos que los necesarios para obtener la perlita fina,
entramos ya en el campo de las bainitas, que ya contaremos. Su espaciado
interlaminar es de 100 nm.

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Localización morfológica de la PERLITA FINA
(d)(d)
γ (austenita)
límite de grano auteníticonódulos de perlita fina
(troostita)
Localización morfológica de la PERLITA FINA
(d)(d)
γ (austenita)
límite de grano auteníticonódulos de perlita fina
(troostita)
Figura.4: a), b) y c) Las tres fases de crecimiento cooperativo de la perlita fina. d)
nódulos de perlita fina en los límites de grano

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Tiene una resistencia mecánica de 140 kg/ mm2
(1400 MPa) a 175 kg/ mm2
(1750 MPa), su dureza de 400 HB a 500 HB (unidades Brinell) y, el alargamiento
oscila del 5% al 10%.
- Sorbita (Perlita irregular).
Es un agregado muy fino de cementita y ferrita que se forma a gradientes
térmicos (velocidades de enfriamiento) comprendidos entre los que se
corresponden con la perlita grosera y la perlita fina. Por tanto se trata de una perlita
más fina que la obtenida por normalizado (enfriamiento al aire); aunque, además,
presenta una cementita con formas muy irregulares: globulares, agusanadas y
laminares más o menos cortas. Su espaciado interlaminar es, aproximadamente, de
100 nm a 250 nm.
Hoy día, el término sorbita ya no se utiliza, sustituyéndose por términos
más descriptivos de su morfología: carburos de hierro dispersos en ferrita o perlita
irregular.
Es el agregado perlítico anterior a las velocidades de enfriamiento, o
tratamientos isotérmicos, que provocan la aparición de la perlita fina nodular en
límites de grano austeníticos.
Es típica de aceros que se enfrían al aire desde temperaturas muy elevadas
y, en general de aceros hipoeutectoides en bruto de colada, enfriados al aire, que
presentan ferrita acicular y este tipo de perlita muy irregular.
El término sorbita, ya en desuso, lo propuso Floris Osmond en honor del
geólogo, microscopista y metalurgista inglés Henry Clifton Sorby (1826-1908).
La resistencia mecánica de esta perlita irregular varía entre 88 kg/ mm2
(880
MPa) y 140 kg/ mm2
(1400 MPa), su dureza oscila entre 250 HB y 400 HB
(unidades Brinell) y, el alargamiento está comprendido entre el 10% y el 20%. Es
el constituyente de máxima resiliencia en los aceros.
- Bainitas.
Es el último de los constituyentes de los aceros en ser descubierto. Fue
Edgard G. Bain, al estudiar las transformaciones de los aceros a temperatura
constante (tratamientos isotérmicos) el primero en clasificar y detallar con
precisión a los constituyentes bainíticos. La Research Staff of the United States
Steel Corporation, en 1934, denominó a estos constituyentes bainíticos como
bainita, en honor de su colega Edgard C. Bain, ingeniero químico norteamericano
(1891-1971), de gran prestigio internacional.

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La bainita es un constituyente que se forma, por transformación isotérmica
en baños de sales o metales fundidos, en el intervalo de temperaturas de 250ºC a
600ºC.
Desde los primeros momentos se diferenciaron dos tipos de estructuras muy
distintas: la bainita superior, de aspecto arborescente, formada a 500ºC-550ºC; que
se distingue bastante bien de la bainita inferior, que aparece a más bajas
temperaturas, en el intervalo de 250ºC a 400ºC, y que tiene un aspecto acicular
muy parecido a la martensita.
La bainita superior se forma a partir de los límites de grano,
y consiste en semi-agujas de ferrita dirigidas al interior de los granos de austenita,
con estructura Widmannstätten, con cementita en cristales más o menos
discontinuos colocados en las interfases de estas agujas. Sus morfologías
habituales son en pluma de ave o arborescentes con cierto aspecto estrellado
(Fig.5).
Figura.5: Crecimiento no cooperativo de la bainita superior en límites de grano. Bainita
estrellada y bainita en pluma de ave.

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La bainita inferior consiste en agujas completas de ferrita, con cristales de
cementita, en su interfase, paralelos entre sí y formando un ángulo de 60º con el eje
de las agujas. Estas agujas, al contrario que en el caso de la bainita superior,
aparecen en el interior de los granos de austenita con orientaciones tipo
Widmannstätten. Con ataque de Nital al 2% o al 4% tienen un aspecto muy
parecido a las agujas de martensita, pero se distinguen, muy bien de éstas, por la
existencia de los cristales de cementita que las rodean (Fig.6).
El término estructura Widmannstätten, viene de su descubridor, el
científico austriaco Alois von Beckh Widmannstätten (1753-1849). Quién bautizó
así a este tipo de estructuras fue Sorby, al descubrirla muchos años después en un
aleación hierro-níquel artificial. Alois von Beckh Widmannstätten, junto con el
también científico austriaco Carl Franz Antón Ritter von Schreibers (1775-1852),
publicó en 1820, una imagen original impresa tipográficamente de la superficie
atacada del original del meteorito “Erbogen”.

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Figura.6: a) Acícula con carburos de hierro en los límites de grano. b) Crecimiento no
coopoerativo de la bainita inferior.
(a)(a)
BAINITA INFERIOR: crecimiento no cooperativo
γ (austenita)
γ (austenita)
límite de grano austenítico
α (ferrita)
Fe3C (cementita)
(a)(a)
BAINITA INFERIOR: crecimiento no cooperativo
γ (austenita)
γ (austenita)
límite de grano austenítico
α (ferrita)
Fe3C (cementita)
Localización morfológica de la BAINITA INFERIOR
(b)(b) límite de grano austenítico
bainita inferior (acículas)
γ (austenita)
γ (austenita)
γ (austenita)
γ (austenita)

22
II.3. Tratamientos térmicos convencionales del
acero: Estructuras metalográficas de Microscopia
Electrónica de Barrido (MEB).
Los tratamientos térmicos convencionales de los aceros al carbono, se
pueden clasificar según las características mecánicas que se deseen para el
producto final. Las estructuras metalográficas derivadas de cada uno de los
tratamientos térmicos, son muy diferentes. La relación estructura-propiedades
mecánicas es la relación que condiciona toda la Ciencia de Materiales; teniendo en
cuenta que la estructura viene definida por:
- Composición química.
- Tamaño de las fases y constituyentes.
- Forma de las fases y constituyentes.
- Distribución de éstos.
Pues bien, para cambiar estos cuatro aspectos de las estructuras
metalográficas, disponemos en los tratamientos térmicos, de los siguientes
procesos:
- Trabajo de conformación plástica en caliente.
Es la forma más adecuada de trabajar los aceros para darles forma. Este
trabajo en caliente lleva aparejado, ineludiblemente, el hacerlo en el campo de
existencia de la austenita, que es la fase más compacta y más plástica de todos los
constituyentes de los aceros. Dándose el caso de que a la vez que deformamos, de
forma simultánea se produce la recristalización del acero.
- Recocido.
Consiste en calentar el acero dentro del campo de la austenita un tiempo
determinado que va a implicar consecuencias muy interesantes. Dependiendo de
estos tiempos de austenización se puede perseguir la relajación de tensiones de la
deformación, el ablandamiento, la recristalización en mayor o menor proporción,
etc....
- Enfriamiento desde el campo austenítico.
Puede haber diversos tipos según se desee el estado final del acero a
temperatura ambiente.

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Los enfriamientos en el horno y normalizados (al aire), sólo pretenden
conseguir un mayor o menor espaciado interlaminar, lo que conlleva una ganancia
o pérdida de resistencia y tenacidad. El enfriamiento al horno (espaciado
interlaminar grosero) provoca una gran plasticidad del producto final. Mientras
que el normalizado consigue un espaciado interlaminar más fino y, por tanto,
mayor resistencia y mayor tenacidad. El normalizado es el tipo de enfriamiento
más común en la metalurgia del acero; ya que después del trabajo en caliente, el
enfriamiento al aire, es el menos costoso, y se obtiene un producto final con buenas
características mecánicas.
El enfriamiento al aire de productos en bruto o colada, desde altas
temperaturas, puede provocar la aparición de perlitas de espaciado muy fino y
formas muy irregulares en ocasiones.
- Temple.
Con este proceso, de enfriamiento brusco desde el campo austenítico, en
distintos medios de temple: agua con sal muera, aceite o, incluso al aire, en algunos
aceros aleados; provoca la aparición de una estructura extremadamente dura, cuya
resistencia mecánica varía desde 170 kg/ mm2
(1700 MPa) hasta los 250 kg/ mm2
(2500 MPa), y durezas entre 58 HRC y 68 HRC (unidades Rockwell C). Estos
valores se obtienen dependiendo del medio de temple y contenido en carbono;
consiguiéndose las máximas resistencias, para agua con sal muera y alrededor de
un 0´9% de carbono en masa. Esta estructura denominada martensita, como ya se
ha mencionado anteriormente, es extremadamente dura y frágil, ya que sus
alargamientos se encuentran situados entre el 2´5% y el 0´5%.
- Revenido.
El revenido consiste en un calentamiento más o menos prolongado, a
temperaturas inferiores a la isoterma eutectoide. Es un proceso que nos permite,
para un acero de un contenido en carbono determinado, una variedad de productos
con características mecánicas muy diferentes y adaptadas a cualquier
requerimiento mecánico. Así pues, de una forma fácil y económica, utilizando los
procesos de temple y revenidos convenientes, tenemos una herramienta útil y fácil
para conseguir el acero deseado con las características adecuadas.
El revenido consigue liberar el carbono retenido en los cristales de
martensita, en forma de carburos de hierro esferoidizados (globulizados) y la
aparición o liberación de ferrita. La temperatura de revenido y los tiempos
utilizados, consiguen liberar más o menos carburo de hierro y ferrita, lo que va a
ablandando progresivamente la martensita y, por tanto, disminuyendo su dureza y
aumentando su tenacidad.

24
- Globulización.
Este es un proceso, a veces inevitable, en que el acero acaba constituido por
ferrita y carburos de hierro más o menos globulizados. Esta estructura es la más
plástica de un acero y, por tanto, la más fácil de mecanizar; ya que, además,
produce una viruta muy fina, lo que permite mecanizaciones a muy grandes
velocidades, produciendo piezas de buen acabado y dimensionalidad.
En un acero perlítico, sólo basta con calentar (revenir) de forma
prolongada, a temperaturas próximas a la isoterma eutectoide para conseguir el
efecto.
En los aceros templados, con revenidos muy prolongados a temperaturas
elevadas, el efecto final, es la globulización total de los carburos de hierro,
ablandándose totalmente la martensita. También el enfriamiento excesivamente
lento, en aceros de alto contenido en carbono, hace que la estructura final no sea
perlítica sino globulizada.
La forja en caliente de aceros de alto contenido en carbono también
consigue este fin, incluso en los aceros de ultraalto contenido en carbono, aquellos
que tienen contenidos en carbono por encima del 1´4% de carbono en masa. Un
ejemplo conocido son los célebres aceros de Damasco.
La presencia de algunos elementos de aleación, como por ejemplo el
cromo, en porcentajes en masa entre el 3% y el 5% y, aún mayores, consiguen este
efecto durante la forja. Aunque en este caso, aparecen carburos de hierro, de cromo
y carburos mixtos.

25
ESTRUCTURAS
METALOGRÁFICAS

26
Figura.10 (a): Acero eutectoide_ X1000 (0´8% de carbono en masa)
(C = 0´80%, Mn = 0´30%, Si = 0´20%, P = 0´009%, S = 0´008%).
Laminado en caliente, recocido a 870ºC durante una hora y, enfriado
lentamente en el horno. Estructura totalmente perlítica y de espaciado
interlaminar grosero. (Ataque: Nital al 4% durante 20 segundos.
(C = 0´80%, Mn = 0´30%, Si = 0´20%, P = 0´009%, S = 0´008%). Laminado en caliente,
recocido a 870ºC durante una hora y, enfriado lentamente en el horno. Estructura totalmente
perlítica y de espaciado interlaminar grosero. (Ataque: Nital al 4% durante 20 segundos).
Figura.8 (b): Acero eutectoide_ X2500 y X5000 (0´8% de carbono en masa)
Detalles a mayores aumentos. En relieve las láminas de cementita, inatacadas por el Nital. Se
observan las distintas orientaciones de crecimiento de la perlita.

27
El mismo acero eutectoide de la Fig.8, con el mismo tratamiento térmico; pero enfriado al
aire desde 870ºC (Normalizado). Estructura perlítica de espaciado interlaminar más fino,
que en el acero de la Figura.10.
Figura 9 (b): Acero eutectoide_ X2500 y X5000 (0´8% de carbono en masa)
Detalles a mayores aumentos.

28
Figura.10 : Acero eutectoide_ X800 (0´8% de carbono en masa)
Micrografía, mediante Microscopia Óptica Convencional, del acero de la Fig.8 ,con el
mismo tratamiento térmico. En ella se observa zonas coloreadas correspondientes a
distintos espaciados interlaminares.

29
Figura.11 (a): Acero hipoeutectoide_ X1000 (0´35% de carbono en masa)
(C = 0´35%, Mn = 0´30%, Si = 0´20%, P = 0´009%, S = 0´008%). Laminado en caliente, enfriado
en el horno desde 870ºC. Se observan claramente las colonias perlíticas y los cristales de ferrita
proeutectoide. Poseen contornos irregulares debido a la fuerte deformación en caliente sufrida
por la austenita, antes del enfriamiento en el horno.
Figura.11 (b): Acero hipoeutectoide_ X2500 y X5000 (0´35% de carbono en masa).

30
Figura.12 : Acero hipoeutectoide_ X800 (0´35% de carbono en masa)
mismo tratamiento térmico.

31
Figura.13 (a): Acero hipoeutectoide en bruto de colada_ X100 (0´25% de
carbono en masa)
(C = 0´25%, Mn = 0´65%, Si = 0´24%, P = 0´014%, S = 0´012%). La ferrita y la perlita se
presentan en estructura acicular o Widmannstätten. Esta estructura es típica de los aceros
en bruto de colada y sin laminar ni forjar. Al enfriarse al aire (normalizado), desde
temperaturas muy elevadas, el gradiente térmico impuesto es bastante severo y fuerza a la
ferrita proeutectoide a adquirir morfologías aciculares. La perlita es más fina que en un
acero normalizado y de formas más irregulares, lo que antiguamente se denominaba
sorbita.
Figura.13 (b): Acero hipoeutectoide en bruto de colada_ X800 (0´25% de
carbono en masa)
Detalle a mayores aumentos. No se resuelve bien la perlita pero sí se observa una
estructura laminar muy irregular, en cuanto a las morfologías de la cementita y a los
espaciados interlaminares.

32
Figura.14 (a): Acero hipoeutectoide en bruto de colada_ X200 (0´25% de carbono en masa)
(C = 0´25%, Mn = 0´65%, Si = 0´24%, P = 0´014%, S = 0´012%). Se trata del mismo acero de la
figura anterior. Esta micrografía ha sido obtenida en Microscopia Óptica. Se observa, claramente, el
carácter acicular de la ferrita, con una estructura Widmannstätten muy evidente.
Figura.14 (b): Acero hipoeutectoide en bruto de colada_ X400 (0´25% de carbono en masa)
Detalles a mayores aumento

33
Figura.15(a): Acero hipereutectoide _ X1000 (1´30% de carbono en masa)
(C = 1´30%, Mn = 0´30%, Si = 0´20%, P = 0´009%, S = 0´008%). Laminado en
caliente y enfriado en el horno desde 970ºC. Se observa una estructura de granos
perlíticos, con la particularidad de que en sus límites aparece cementita proeutectoide
de forma contínua. Esto es un grave problema para estos aceros en ese estado, ya
que sus límites de grano son extremadamente frágiles. Lo normal es que se forjen
cuidadosamente a temperaturas bajas o bien se les de un tratamiento de globulización.
También es normal que estos aceros vayan aleados con cromo del 1% al 5% en masa,
incluso hasta el 12%; produciéndose una globulización general, durante su forja o
laminación en caliente.
Figura.15 (b): Acero hipereutectoide_ X2500 y X5000 (1´30% de
carbono en masa)

34
Figura.16(a): Acero hipereutectoide _ X50 (1´30% de carbono en masa)
(C = 1´30%, Mn = 0´30%, Si = 0´20%, P = 0´009%, S = 0´008%). Se trata del mismo
acero de la figura.15; pero las micrografías han sido obtenidas en Microscopia Óptica, con el fin
de resaltar aún más la precipitación de la cementita proeutectoide en los límites de grano
austeníticos. Obsérvese la tupida red de cementita que engloba a los granos de perlita.
Figura.16 (b): Acero hipereutectoide_ X250 (1´30% de carbono en masa)

35
Figura.16 (c): Acero hipereutectoide_ X500 (1´30% de carbono en masa)
Detalles a mayores aumentos en campo oscuro.
Figura.16 (d): Acero hipereutectoide_ X500 (1´30% de carbono en masa)
Detalles a mayores aumentos en campo oscuro y filtro verde.

36
Figura.17 (a): Acero de ultraalto contenido en carbono _ X1000 (1´85% de carbono en
masa)
(C = 1´85%, Mn = 0´11%, Si = 0´03%, P = 0´21%, Ni = 0´06%, Cr = 0´15%, Cu = 0´04%). Se trata
de una de las composiciones químicas típicas de los Aceros de Damasco. En la micrografía se observan
granos perlíticos con abundante cementita proeutectoide en límite de grano. Debido al enfriamiento al
aire, desde los 1150ºC, aparece también cementita acicular (Widmannstätten) proeutectoide, típica de
estos Aceros de Damasco. Un enfriamiento lento en horno, hubiera permitido engrosar la cementita de
los límites de grano y evitar la aparición de la cementita acicular, operación típica de los herreros
musulmanes medievales.
Figura.17 (b): Acero de ultraalto contenido en carbono _ X2000 (1´85% de carbono en
masa)

37
Figura.18 (a): Acero hipoeutectoide_ X1000 (0´35% de carbono en
masa)
(C = 0´35%, Mn = 0´30%, Si = 0´20%, P = 0´009%, S = 0´008%). Laminado en
caliente, enfriado en el horno desde 870ºC durante una hora y “templado” en agua
desde esa temperatura. La estructura que se observa es totalmente martensítica.
Esta martensita, de carácter acicular, es muy difícil de observar en Microscopia
Óptica Convencional. Se trata de una estructura muy dura y frágil. Generalmente,
estos aceros, con este temple, suelen ser revenidos para aumentar su tenacidad y
disminuir la fragilidad.
Figura.18 (b): Acero hipoeutectoide_ X1000 y X5000 (0´35% de carbono
en masa)

38

39

40
Figura.21 (a): Martensita revenida_ X20000 (0´35% de carbono en masa)
Se trata del acero de la Fig.18, pero con un tratamiento de revenido a muy baja
temperatura (350ºC, durante 2 horas). El carbono escapa de la red de la martensita, formando
unos carburos de hierro de tamaño muy pequeño, hecho que logra relajar las tensiones de la
martensita original, ablandándola según convenga. Este acero aún conserva una gran parte de
su dureza aunque habiendo aumentado su tenacidad.
Figura.21 (b): Martensita revenida_ X50000 y X100000 (0´35% de carbono en
masa)

41
Figura.22 (a): Martensita revenida_ X1000 (0´35% de carbono en masa)
Se trata del acero de la Fig.18, con un tratamiento de revenido a alta
temperatura, y muy prolongado (660ºC, durante 4 días). Se observa una matriz
completamente ferrítica con carburos de hierro (cementita) globulizados de gran
tamaño, distribuidos aún, siguiendo las orientaciones de las primitivas agujas de
martensita.
Figura.22 (b): Martensita revenida_ X5000 y X15000 (0´35% de carbono en
masa)

42
Figura.23 (a): Cementita globulizada_ X1000 (1´30% de carbono en masa)
Se trata del acero hipereutectoide de la Fig.16. Por su alto contenido en
carbono es relativamente fácil globulizarlo. El recocido de globulización consistió en un
calentamiento a 740ºC seguido de un enfriamiento lento. Se puede conseguir sin
elevar tanto la temperatura, pero aumentando considerablemente el tiempo de
calentamiento. Es una estructura ferrítica con carburos de hierro globulizados
regularmente distribuidos. Estos aceros así, son muy mecanizables, de gran tenacidad
y gran resistencia al desgaste.
Figura.23 (b): Cementita globulizada_ X5000 (1´30% de carbono en
masa)
Detalle a mayores aumentos.

43
Figura.24 (a): Acero hipoeutectoide laminado normalizado_ X300
(0´35% de carbono en masa)
Estructuras en bandas. Los aceros laminados, y forjados en general, presentan
estructuras en bandas muy características. En la micrografía, se observa un acero
hipoeutectoide. Se trata del mismo acero de la Fig.11, pero en un corte longitudinal
al eje de la barra. Se pueden observar, muy claramente, como aparecen alineados
los cristales de ferrita y las colonias de perlita. Se suelen observar, así mismo,
cristales alargados de sulfuro de manganeso en la dirección de laminación. Esta
estructura, siempre que se utilice en el trabajo mecánico, en la orientación
adecuada, esto es, con esfuerzos axiales a ese eje longitudinal, presenta unas
características de resistencia y elasticidad más elevadas.
Figura.24 (b): Acero hipoeutectoide laminado normalizado_ X1000 y
X2500 (0´35% de carbono en masa)

44
Figura.25 (a): carburos en bandas_ X1000 (1´85% de carbono en masa).
Se trata del acero de la Fig.17. La estructura que se observa es de carburos
esferoidizados (globulizados) alineados en la dirección de conformación plástica en
caliente. La temperatura de trabajo fue ligeramente superior a la eutectoide. Esta
globulización suele ocurrir muy frecuentemente en aceros de alto contenido en
carbono, o en aquellos que estén aleados con cromo. Los glóbulos más groseros,
pertenecen a la cementita primaria que rodeaba los límites de grano austeníticos, y
los más finos, se corresponden con la globulización de la cementita de la perlita.
Figura.25 (b): carburos en bandas_ X5000 (1´85% de carbono en masa).
Detalle a mayores aumentos.

45
II.4. Tratamientos isotérmicos del acero. Diagramas
TTT (Temperatura-Tiempo-Transformación).
Dependiendo del gradiente térmico impuesto durante el enfriamiento de los
aceros al carbono, desde el campo austenítico, pueden darse tres situaciones muy
distintas:
1.- Crecimiento Cooperativo. La ferrita y la cementita cooperan en su nucleación y
crecimiento apareciendo estructuras laminares: perlitas groseras y perlitas finas. La
cooperación significa que, las dos fases, nuclean y crecen conjuntamente más
deprisa que si lo hicieran por separado. (Fig.26, Perlita Fina).
2.- Crecimiento No Cooperativo. Éste se da mucho en aquellos eutécticos y
eutectoides donde la cinética de formación de ambas fases es muy diferente. En
este caso, la ferrita, cúbica centrada en el cuerpo, es una fase metálica
convencional, de cinética de formación fácil y rápida; mientras que, la cementita es
un compuesto intermetálico que consiste en un paralelepípedo ortorrómbico, de
cinética de formación más lenta y complicada. Si, para enfriamientos lentos, la
cooperación es posible entre ambas fases, en el caso de gradientes térmicos muy
severos, las diferencias cinéticas se ponen de manifiesto, evidenciándose entre
ellas un divorcio muy claro. La ferrita nuclea y crece primero en forma acicular y
el carbono segregado a la interfase va formando los carburos de hierro.
Para el caso de la bainita superior, la velocidad de formación impuesta aún
le permite nuclear y crecer a partir de los límites de grano austeníticos y, por tanto,
siempre son semiaciculares con carburos, de morfologías prismáticas, en la
interfase , paralelos a ésta, más o menos discontinuos, dependiendo del contenido
en carbono del acero. (Fig.26, Bainita Superior). A veces, la bainita superior crece
simultáneamente, en direcciones opuestas en un mismo límite de grano, hacia el
interior de diferentes granos austeníticos, presentando morfologías en pluma de ave
o estrelladas. (Fig.26, Bainita Superior).
La bainita inferior se forma a gradientes térmicos en los que la velocidad de
enfriamiento es tan severa, que no le permite seleccionar los límites de grano y, por
tanto, nuclea y crece en el interior de los granos de austenita, en aquellos planos
más favorables, por lo que sus morfologías aciculares presentan estructura
Widmannstätten. Consiste en acículas de ferrita completas, con carburos formados
en las interfases de éstas; pero, al contrario que en la bainita superior, estos
carburos aparecen radiales formando, con la interfase de las acículas de ferrita,
ángulos de 60º (Fig.26, Bainita Inferior).
A partir de estos gradientes de temperatura, la austenita no tiene
posibilidades cinéticas de descomponerse en las fases de equilibrio del Diagrama
Fe-C: ferrita y cementita. Prácticamente, no hay tiempo para la difusión del
carbono; por lo tanto, se produce una transformación de no equilibrio y adifusional
llamada martensita. La martensita, ya descrita anteriormente, queda con una gran
acritud, lo que le proporciona una elevada dureza de la que se deriva , también, una
fragilidad notable. Su morfología es de aspecto acicular, que se puede observar
muy claramente en Microscopia Electrónica de Barrido, en probetas atacadas con
Nital. Son aún más visibles cuando el alto contenido en carbono, o la presencia de

46
ciertos elementos de aleación, consiguen que quede un apreciable contenido de
austenita retenida a temperatura ambiente (sin descomponer ni transformar en
martensita). En estos casos, su aspecto morfológico, es muy parecido a la bainita
inferior. Pero sólo en Microscopia Óptica se podría producir confusión ya que en
Microscopia Electrónica de Barrido, a mayores aumentos, la martensita no
presenta los carburos típicos de bainita superior. Con ataque de Nital, las agujas de
ferrita de la bainita superior se disuelven, quedando su huella y los carburos
pertinentes; mientras que la martensita sólo se dibuja levemente.
Como resumen podríamos esquematizar lo comentado anteriormente tal y
como se muestra en la Figura.26.

47
Figura.26: Esquema tratamientos isotérmicos del acero.
• PERLITA GROSERA: enfriamiento en horno o normalizado
• PERLITA FINA (Troostita, perlita nodular)
• BAINITA SUPERIOR
• BAINITA INFERIOR
• MARTENSITA
CRECIMIENTOCOOPERATIVOCRECIMIENTONOCOOPERATIVOTEMPLE

48
En la práctica industrial, están generalizados, los enfriamientos continuos
desde el campo austenítico por su facilidad y economía. Pero en estos casos es muy
difícil obtener perlitas finas (troostita) y, sobre todo, bainitas. Para conseguir estas
estructuras y, en las proporciones convenientes, se debe recurrir a los tratamientos
isotérmicos, en los que el acero debe enfriarse muy rápidamente desde una
temperatura superior a la eutectoide y mantenerse a otras temperaturas, en baños de
sales fundidas o metales fundidos, el tiempo requerido para obtener distintas
proporciones de perlita fina, bainitas y/o martensita. Por tanto, sólo en aquellos aceros
de calidad, en los que se pretenda obtener unas características mecánicas muy
interesantes, se recurre a este tipo de tratamiento. Para ello es muy importante la
cinética de las transformaciones, lo que requiere un control riguroso tanto de la
temperatura como del tiempo de transformación.
Todo esto es fácil de entender si se observa un diagrama TTT (Temperatura-
Tiempo-Transformación). Para ello vamos a poner un ejemplo sencillo de un acero
eutectoide (0´8% C en masa), como el de la Figura. 27.
Como se observa en él, se representa la temperatura en el eje de las y, en
grados centígrados y, el tiempo en el eje de las x, en segundos. Las líneas de
transformación de austenita inestable en las diferentes estructuras perlíticas, bainíticas
y martensíticas aparecen dibujadas, formando una típica nariz. La línea curva de la
izquierda significa el comienzo de una transformación cualquiera; mientras que la
línea curva de la derecha muestra la finalización de dicha transformación. En el
interior de ambas aparece una línea discontinua que se corresponde con el 50% de la
transformación. El perfil de la nariz se interrumpe por abajo con el inicio y
finalización de la transformación martensítica. En la parte superior, por encima de la
temperatura eutectoide, se sitúa el campo de estabilidad de la austenita; por lo tanto,
el tiempo de la transformación se empieza a contabilizar en el momento de cruzar la
isoterma eutectoide y se entra en el campo de la austenita inestable.

49
Figura.27: Diagrama TTT (Temperatura-Tiempo-Transformación, de un acero
eutectoide)

50
En la Figura del diagrama TTT mencionado se señalan tres posibles recorridos
de enfriamiento diferentes: 1, 2 y 3. Estos recorridos pueden ser muy distintos;
jugando siempre, con los tiempos de transformación en los baños de sales fundidas o
metales fundidos, preparados a las diferentes temperaturas, adecuados al resultado
final pretendido.
El recorrido 1 es un tratamiento muy interesante, para aceros especiales,
denominado Austempering, con el que se pretende que la pieza obtenga una
estructura bainítica de características mecánicas muy sobresalientes. Para ello se
enfría rápidamente la pieza por inmersión en un baño de sales fundidas, a una
temperatura de entre 280ºC y 350ºC, y se deja allí el tiempo necesario para que se
inicie la transformación a bainita inferior, en este caso, hasta atravesar todo el grueso
de la nariz de transformación. A esas temperaturas, sólo hay que mirar el eje de las x,
y así saber cuál es el tiempo necesario para que se complete la transformación.
Después se enfría y la pieza queda con la estructura totalmente bainítica.
El recorrido 2 es tratamiento de temple, pero muy interesante, para conseguir
en piezas de cierto grosor la penetración de este tratamiento. En las piezas de cierto
espesor, la zona del núcleo no se enfría a la misma velocidad que las zonas
periféricas, por lo que suele ocurrir que templen éstas y no el interior. Pues bien, con
el Martempering, que es el nombre que recibe este tratamiento, se palia en gran parte
este efecto no deseado. Se enfría muy rápidamente en un baño de sales fundidas, a
una temperatura ligeramente superior a la de inicio de la transformación martensítica,
por ejemplo 250ºC (Fig.27 del Diagrama TTT propuesto), y se mantiene el tiempo
necesario, sin llegar a entrar en la línea de inicio de la transformación bainítica (línea
izquierda de la nariz de transformación) procediéndose, a continuación, a su
enfriamiento rápido en agua con sal muera u otros medios de temple. Se consigue, de
esta forma, una transformación martensítica bastante completa y homogénea.
El recorrido 3, es un ejemplo cualquiera, para obtener una mezcla de
estructuras diferentes, que pueden aportar unas características muy definidas a una
pieza de acero. Como vemos en la Figura 27 del Diagrama TTT enfriamos
rápidamente en baño de sales fundidas (en este caso puede ser con metales fundidos)
hasta una temperatura de 650ºC, campo de existencia de la transformación a perlita
grosera; durante un tiempo bien medido, que viene marcado en el eje de tiempos, en
segundos. En este caso el tiempo lo marca el conseguir llegar y detenernos en la línea
de trazo discontinuo, que marca el 50% de transformación de la austenita inestable a
perlita grosera. En ese momento se vuelve a enfriar muy rápidamente, ese 50% de
austenita inestable, en baño de sales fundidas, hasta los 400ºC. Ahí continua el tiempo
de transformación de la austenita inestable a bainita superior, que es la estructura que
aparece a esas temperaturas. Comienza la transformación y esperamos el tiempo
necesario para que se produzca, en esta caso, el 100% de la transformación del 50%
de austenita inestable que quedaba a bainita superior. Después, se procede al
enfriamiento de la pieza hasta temperatura ambiente, habiéndose conseguido una
estructura final formada por 50% de perlita grosera y 50% de bainita superior.
Naturalmente, se podría haber interrumpido en la línea del 50% la transformación
completa a bainita superior, templando en agua desde ese tiempo; consiguiéndose así
una estructura formada por 50% de perlita grosera, 25% de bainita superior y 25% de
martensita.

51
Las posibilidades son infinitas; como así resultan las propiedades que se
derivan de la combinación de las diversas estructuras, en porcentajes que se pueden
controlar, diseñando diversos recorridos. Estos tratamientos son caros; sin embargo,
resultan imprescindibles en la fabricación de piezas de calidad.
Antes de finalizar, hay que reseñar que cada acero, según su contenido en
carbono y la presencia o no de ciertos elementos de aleación, presenta un Diagrama
TTT distinto; aunque todos interpretables de la misma manera que hemos hecho para
nuestro Diagrama TTT de una acero de composición eutectoide. El contenido en
carbono influye notablemente en que la nariz se desplace a izquierda o derecha. El
aumento en el contenido en carbono la desplaza hacia la izquierda de una forma muy
notable y, la disminución en el contenido en carbono, hacia la derecha. Esto tiene
consideraciones importantes para conseguir el resultado deseado. La presencia de
ciertos elementos de aleación influye en la estabilidad de la austenita y los otros
componentes de los aceros al carbono, afectando a las temperaturas de
transformación, lo que inevitablemente trae como consecuencia, cambios de forma en
la nariz del Diagrama TTT.
Resumiendo, hay que saber desde un principio, que cada acero tiene su
Diagrama TTT, en el cual vienen fijadas las temperaturas y tiempos de
transformación; aunque la manera de operar es siempre la misma: enfriamientos
rápidos en baños de sales fundidas, o metales fundidos, y permanencia en ellos los
tiempos pertinentes que marque el correspondiente Diagrama TTT.

52
- Estructuras Metalográficas.
Vamos a observar detenidamente las estructuras correspondientes a la perlita
fina (nodular, troostita), bainita superior y bainita inferior.
Figura.28 (a) : Acero hipereutectoide_ X250 (1´12% de carbono en masa)
(C = 1´12%, Mn = 0´30%, Si = 0´22%, P = 0´012%, S = 0´010%). Enfriada
rápidamente desde el campo austenítico a 550ºC-600ºC, mantenida a esa
temperatura hasta la línea del 50% de transformación y, posteriormente, templada
en agua. Se observan nódulos de perlita fina en una matriz de tono más oscuro de
martensita. La perlita es de espaciado interlaminar extremadamente fino y los
contornos de las láminas son muy irregulares.
Figura.28 (b): Acero hipereutectoide_ X10000 (1´12% de carbono en masa).

53
Figura.29 (a) : Izquierda: imagen de microscopio electrónico, derecha:
imagen de óptico. Acero hipereutectoide ligeramente aleado con wolframio_
(C = 1´17%, Mn = 0´32%, Si = 0´24%, P = 0´014%, S = 0´009%, W =
1´00%). Enfriada rápidamente desde el campo austenítico a 550ºC, mantenida a esa
temperatura hasta el 30% de transformación y, posteriormente, templada en agua.
Se observa una estructura estrellada de bainita superior. Consiste en semi-agujas de
ferrita que crecen a partir del límite de grano y carburos de hierro, más o menos
discontinuos en la dirección de crecimiento de la ferrita. Se trata de bainita superior
con morfologías estrelladas en una matriz más clara de martensita.
Figura.29 (b) : Acero hipereutectoide ligeramente aleado con
wolframio_ X800 (1´17% de carbono en masa)

54
Figura.30 (a) : Acero hipereutectoide ligeramente aleado con
wolframio_ X3000 (1´17% de carbono en masa)
(C = 1´17%, Mn = 0´32%, Si = 0´24%, P = 0´014%, S = 0´009%, W =
1´00%). Enfriada rápidamente desde el campo austenítico hasta los 375ºC,
mantenida a esa temperatura hasta el 40% de transformación y, posteriormente,
templada en agua. Se observa una matriz astillada de martensita y las agujas
completas de bainita inferior, con estructura Widmannstätten en el interior de ella.
Son agujas de ferrita (se observan los huecos dejados por el ataque del Nital) y
cristales de carburo de hierro, en la interfase ferrita-martensita, formando ángulos
característicos de 60º con el eje principal de la acícula ferrítica.
Figura.30 (b) : Acero hipereutectoide ligeramente aleado con
wolframio_ X5000 (microscopia electrónica) y X15000 (electrones
retrodifundidos) (1´17% de carbono en masa).

55
Figura.31 (a): _ Acero hipereutectoide ligeramente aleado con wolframio_
(C = 1´17%, Mn = 0´32%, Si = 0´24%, P = 0´014%, S = 0´009%, W = 1´00%).
Se trata de una imagen obtenida en Microscopía Óptica, del mismo acero de la figura
anterior, para poder observar cómo la bainita superior aparece nucleando y creciendo en
los límites de grano de la austenita, con morfología de pluma de ave; mientras que, la
bainita inferior nuclea y crece en el interior de los granos. Ambos constituyentes aparecen
oscurecidos frente a la matriz, más clara, de martensita y austenita retenida.
Figura.31 (b): _ Acero hipereutectoide ligeramente aleado con wolframio_
X400 (1´17% de carbono en masa), obtenido con filtro verde.

56
II.5. Tratamientos termoquímicos: estructuras
metalográficas.
En los aceros de construcción, y en aquellos que se utilizan para
maquinarias y motores, los procesos de fabricación tratan de conseguir que las
propiedades mecánicas, en la totalidad de su masa, sean lo más homogéneas
posibles. Sin embargo, existen piezas para máquinas y motores a las que se le
solicitan características muy distintas en la superficie y el núcleo. Hay situaciones
en las que se necesita una gran dureza superficial y resistencia al desgaste y a la
penetración, con un núcleo central muy tenaz para soportar los choques a que se
ven sometidas estas piezas de acero. Para conseguir dichas propiedades mecánicas
tan dispares, en una misma pieza, existen diferentes procedimientos industriales:
cementación, cianuración, nitruración, sulfurización, temple superficial, depósito
de capas duras (cerámicas o de aceros de alto contenido en carbono, cromado
duro, etc.). Los procesos más comunes son los termoquímicos, fundamentalmente
la cementación y nitruración, debido a las prestaciones mecánicas que se derivan
de ellos y, sobre todo, a su bajo coste económico.
 La cementación.
La cementación es el proceso de endurecimiento superficial más antiguo. Ha
sido utilizado desde la Prehistoria (Edad de Hierro) hasta el presente; si bien en la
antigüedad se utilizaba para endurecer la punta y el filo de armas y útiles de corte.
Consiste en aumentar el contenido en carbono en la superficie de la pieza de
acero en el seno de un ambiente cementante, manteniéndola un cierto tiempo a elevada
temperatura. Después del temple de la pieza, ésta queda con una gran dureza
superficial. La duración de la operación de cementación depende del tipo de medio
cementante que se utilice:
Cementantes Tiempo (horas)
Sólidos Carbón vegetal + BaCO3 6 – 10
Cianuro potásico 1 – 6
Líquidos NaCN + NaCl + Na2CO3 1 – 6
etc
CO 1 – varios días
Gaseosos C2H4 (etileno) 1 – varios días
CH4 (metano) 1 – varios días
Las temperaturas de trabajo se sitúan en el campo austenítico; ya que la
austenita tiene mayor capacidad de disolución de carbono que la ferrita . Suelen oscilar
entre 850ºC y 1000ºC, siendo la más utilizada los 900ºC. El procedimiento más utilizado
se realiza a base de cementantes sólidos:
- Carbón vegetal 60% (cementante).
- Carbonato de bario 20% (cementante).
- Coke 20% (diluyente y homogeneizador de la mezcla).
- Activadores: carbonato cálcico y carbonato sódico.

57
La capa más externa no debe superar nunca el 0´8% de carbono, ya que podría
aparecer cementita en límite de grano (muy frágil; véase acero hipereutectoide).
Después del temple se puede alcanzar entre 62 y 65 unidades Rockwell C (HRC). El
espesor de la capa cementada oscila entre 0´50 y 1´50 milímetros, dependiendo de la
utilización y tamaño de la pieza.
Para un acero de C = 0´15% en masa se puede conseguir, a 925ºC, una
profundidad de capa de 1 milímetro en 4 horas y, de 1´50 milímetros en 8 horas.
Es muy importante que el material cementante no vaya compactado para que
permita la posibilidad de que quede algo de aire en la caja de cementar. Además, es
importante saber que la penetración del carbono en el acero ocurre a través del
monóxido de carbono formado. El contacto de este monóxido de carbono, formado con
el oxígeno residual de la caja de cementar, con el hierro al rojo, provoca su
descomposición en carbono naciente y dióxido de carbono, según la siguiente reacción:
2 C + O2 2 CO
hierro al rojo
2 CO C + CO2
y para el carbonato de bario:
BaCO3 + calor BaO + CO2
alta temperatura
C + CO2 2 CO
El CO producido se descompone, en contacto con el hierro al rojo, según la reacción:
2 CO C + CO2
y el CO2 formado reacciona con el BaO:
BaO + CO2 BaCO3
Es, precisamente, el carbono naciente formado en la superficie del acero al rojo el que
penetra y difunde a través de su masa provocando el efecto de la cementación.
Los aceros empleados para cementación pueden ser aleados o no. Para el caso
de aceros al carbono, el contenido en éste, varía entre el 0´08% y el 0´25% en masa,
normalmente, salvo casos excepcionales. Un acero típico de cementación aleado se
podría formular de la siguiente manera:
C = 0´15%, Cr = 0´50%, Ni = 1´0%.
aunque puede ir con mayor aleación. Un dibujo esquemático del proceso de
cementación se muestra en la Figura.32.

58
Figura.32: Dibujo esquemático del proceso de cementación de piezas de acero con
cementantes sólidos
Material cementante:Material cementante: CCvegetalvegetal ++ BaCOBaCO33
(compactación adecuada)(compactación adecuada)
HornoHorno
Caja de cementarCaja de cementar
Pieza de acero:Pieza de acero:
FeFe--0´15 C0´15 C
Calentamiento a 925ºC
durante 4 horas
C C C
C C
C C
CO
CO
CO
CO
CO
Proceso de cementación por difusión de C
a alta temperatura
Capa cementadaCapa cementada
FeFe--0´80´8--0´9 C0´9 C
Pieza cementada en baño de temple;
agua con salmuera
MartensitaMartensitaPieza de acero:Pieza de acero:
FeFe--0´15 C0´15 C
FeFe--0´15 C0´15 C
Resultado final del
proceso de cementación
Material cementante:Material cementante: CCvegetalvegetal ++ BaCOBaCO33
(compactación adecuada)(compactación adecuada)
HornoHorno
Caja de cementarCaja de cementar
FeFe--0´15 C0´15 C
Calentamiento a 925ºC
durante 4 horas
C C C
C C
C C
CO
CO
CO
CO
CO
Proceso de cementación por difusión de C
a alta temperatura
Capa cementadaCapa cementada
FeFe--0´80´8--0´9 C0´9 C
Pieza cementada en baño de temple;
agua con salmuera
MartensitaMartensitaPieza de acero:Pieza de acero:
FeFe--0´15 C0´15 C
FeFe--0´15 C0´15 C
Resultado final del
proceso de cementación

59
 La nitruración.
El otro proceso termoquímico más empleado industrialmente para endurecer
superficialmente aceros es la nitruración.
La nitruración consiste en la absorción de nitrógeno, por parte del acero,
consiguiéndose durezas superficiales comprendidas entre 650 y 1100 unidades Vickers
(HV). Los aceros empleados para la nitruración suelen estar aleados con cromo,
aluminio y molibdeno. Además, siempre están templados y revenidos antes de ser
sometidos al proceso termoquímico.
Las piezas, después de templadas y revenidas, se exponen a la acción de una
corriente de NH3, a una temperatura próxima a los 500ºC. Temperaturas superiores
forman capas de un eutéctico muy frágil denominado braunita. Esta denominación se
debe a su descubridor el científico francés Hjalmar Braun, quien en 1905 descubrió la
existencia de un eutéctico formado por hierro y nitruro de hierro (Fe4N), en las capas
frágiles de los aceros nitrurados.
Al calentarse el NH3, a temperaturas próximas a los 500ºC, se descompone
según la reacción:
2 NH3 N2 + 3 H2
Este nitrógeno en contacto con el acero en caliente penetra en él como nitrógeno
atómico. Su solubilidad es muy baja por lo que la penetración resulta bastante lenta. Con
procesos normales, a 500ºC, de 20 a 80 horas de duración, se obtienen capas nitruradas
de espesores entre 0´20 y 0´80 milímetros. Después del proceso, no es necesario enfriar
las piezas rápidamente, ya que la dureza se ha conseguido; evitándose así las
deformaciones que con estos enfriamientos se pueden producir.
Las distintas etapas del proceso de nitruración se pueden resumir de la siguiente
manera:
- Se mecanizan las piezas hasta que queden con un espesor de 2
milímetros, superior al de acabado final.
- Se templan y revienen según las características mecánicas que se
deseen para la pieza en servicio.
- Se acaba la mecanización de las piezas, dejándolas prácticamente en
las medidas finales.
- Se protegen las zonas que no se desean endurecer y se limpia el resto
por desengrase.
- Finalmente, se realiza el proceso de nitruración.
- En algunos casos es necesario un ligero rectificado final.
Las ventajas de este proceso de nitruración son varias, entre las que se pueden
citar:
1. Gran dureza superficial.
2. Gran resistencia a la corrosión.
3. Ausencia de deformaciones, ya que el tratamiento térmico de temple y revenido
es anterior al proceso de nitruración y las características mecánicas conseguidas
no se pierden durante éste.
4. Endurecimiento exclusivo de determinadas superficies de las piezas.
5. Retención, durante el servicio, de la dureza adquirida, hasta temperaturas
cercanas a los 500ºC.
Un dibujo esquemático del proceso de nitruración se muestra en la Figura.33.

60
Figura.33: Dibujo esquemático del proceso de nitruración de piezas de acero
MMEECCAANNIIZZAACCIIÓÓNN
TTEEMMPPLLEE YY RREEVVEENNIIDDOO
AAJJUUSSTTEE DDEE LLAASS MMEEDDIIDDAASS FFIINNAALLEESS
PPRROOCCEESSOO DDEE NNIITTRRUURRAACCIIÓÓNN
RREECCTTIIFFIICCAADDOO FFIINNAALL
NH3
N N
NH3 + H2
N2 + H2
PPiieezzaass ppaarraa nniittrruurraarr
CCáámmaarraa ddee nniittrruurraarr
aa 550000ººCC

61
En la actualidad comienza a imponerse un nuevo método de nitruración, más
eficaz y controlado y con un mayor compromiso con el medio ambiente, que es, la
nitruración por plasma; también denominada iónica. Se realiza de forma parecida a la
descrita anteriormente con el NH3 gaseoso, sobre la pieza acabada, utilizándose
temperaturas de entre 275ºC y 580ºC, en función del acero base y los resultados que se
pretendan obtener. Con este nuevo método es más fácil controlar el espesor de capa y
una mayor limpieza en la pieza acabada; además, se pueden llevar a cabo procesos de
carbonitruración.
La nitruración es un proceso muy extendido en nuestra industria actual, ya que
eleva la vida de las piezas fabricadas, tanto de aceros al carbono como aleados, en
aplicaciones, como:
o Cojinetes, engranajes, ejes, usillos, tornillos de precisión, piñones,
útiles compuestos, levas, cuñas, guías, etc…
o Componentes de transmisión de energía y trabajo, anillos de
sincronización o convertidores de esfuerzos,…
o Elementos de motores de alto rendimiento, incluidas partes térmicas
altamente solicitadas,…
o Elementos dinámicos de la hidráulica y neumática,…
o Estampas y moldes de prensa metal-metal,…
o Herramientas de corte, fresas, brocas,… en las que mejora la
capacidad de corte.
o Moldes para plástico, en plásticos metalizados se da una mejor
resistencia a desgaste y oxidación,…
o Moldes de inyección.
o Utillajes y herramientas de forja.
o Utillajes y herramientas de la matricería, en general.
o Cámaras de motores Wankel.
o Camisas de inyección.
o Sector naval y aeronáutico.
Sin embargo, no quiero pasar por alto otros tipos de recubrimientos superficiales, que
pueden ser una opción interesante en algunas aplicaciones, tanto para aceros al
carbono como aleados: Método PVD (Physical Vapour Deposition) y Método CVD
(Chemical Vapour Deposition).
 Método PVD
Consiste en la deposición de materiales muy duros (TiC, TiN, TiCN, AlTiN, etc)a
temperas entre 200ºC y 500ºC. Como vemos, las temperaturas utilizadas están por
debajo de las temperaturas de revenido, lo que implica no tener que volver a templar. Se
consigue una alta estabilidad dimensional, con espesores de capa de 2 a 4 micrómetros
y, en algunos casos, de 6 a 9 micrómetros. No es un proceso universal para todo tipo de
piezas.
 Método CVD
Se trata de la deposición de materiales duros depositados en fase gaseosa a
temperaturas de 1000ºC. Tras el proceso de recubrimiento, se aplican los tratamientos
térmicos convenientes en vacío según sea el acero base. Se consigue una alta dureza
superficial, excelente resistencia a la adherencia de la capa depositada, espesores de
capa de entre 6 y 9 micrómetros, revestimientos de contornos exactos, y también en
taladros, agujeros ciegos, etc.

62
- Estructuras Metalográficas.
Vamos a observar unas estructuras metalográficas, referentes al proceso de
cementación, como ejemplo de los procesos termoquímicos.
Figura.34 : Acero cementado hipoeutectoide X500 (0´10% de carbono en
masa) (C = 0´10%, Mn = 0´30%, Si = 0´25%, P = 0´021%, S = 0´018%).
Se trata de un acero suave de partida sometido a cementación, con cementantes
sólidos, a 920ºC durante 4 horas. Se observa de derecha a izquierda como va
disminuyendo el contenido en carbono, por el aumento progresivo de cristales de ferrita. El
lado derecho se corresponde a la superficie exterior de la pieza. La profundidad
aproximada de la capa es de unos 0´65 mm.

63
Figura.35 : _ Acero cementado hipoeutectoide_ X250 (0´10% de
carbono en masa)
(C = 0´10%, Mn = 0´30%, Si = 0´25%, P = 0´021%, S = 0´018%,).
El acero anterior, después de la cementación, se somete a una operación de temple
y revenido para alcanzar la dureza deseada en la superficie de la pieza. Esto es lo
que se observa en esta micrografía, correspondiente a la hoja de acero de la espada
denominada Tizona, que se encuentra actualmente depositada en el Museo
Arqueológico de Burgos (es una espada gineta medieval del siglo XI). La zona de
derecha, en contacto con la superficie exterior aparece con estructura martensítica
revenida.

64
Figura.36 : Acero cementado hipoeutectoide_ X400 (0´10% de carbono
en masa)
(C = 0´10%, Mn = 0´30%, Si = 0´25%, P = 0´021%, S = 0´018%,).
Se trata del mismo acero cementado de la Figura.34. La secuencia de micrografías,
realizadas en Microscopia Óptica con filtro verde, muestra la transición de la zona
exterior cementada al interior del acero de 0´1% de carbono en masa. La
profundidad de la capa cementada es de unos 0´65 mm de espesor. Se pueden
observar las estructuras perlíticas ya que, aún no se le ha realizado la operación de
temple.

65
III. BIBLIOGRAFÍA RECOMENDADA
 “Metallography of Phase Transformations”.
G.A. Chadwick.
Edit. by Butterword & Co, London 1972.
 ASM Handbook Volume 9 “Metallography and Microstructures”.
10 edition (December 30, 2004).
 “Physical Metallurgy Principles”.
Robert E. Reed-Hill.
Edit. by D. Van Nostrand Company, 1973.
 “Tratamientos Térmicos de los Aceros”.
J. Apraiz Barreiro.
Edit. Dossat, S.A., Madrid 1982.
 “Interpretation of Metallography Structures”.
William Rostoker and James R. Dvorak.
Edit. Academic Press, New York, San Francisco, London 1977.
 “A History of Metallography”.
Cyril Stanley Smith.
Edit. by The University of Chicago Press, Chicago, Illinois, USA
1960.
 “Phase Transformations in metals and alloys”.
D.A. Porter and K.E. Easterling.
Edit. By Van Nostrand reinhold Company Ltd., New York (USA)
1981.

66
“ESTRUCTURAS METALOGRÁFICAS DE
ALEACIONES HIERRO – CARBONO.
PARTE- II: FUNDICIONES.”
por
Profesor Titular del Departamento de Ciencia de los Materiales e
Ingeniería Metalúrgica.
Facultad de Ciencias Químicas. Universidad Complutense de
Madrid.
28040 MADRID.
Madrid, Noviembre de 2008

67
Dedicado in memoriam al
profesor Werner Müller, que
me enseñó las claves de la
docencia y la investigación.

68
AAAgggrrraaadddeeeccciiimmmiiieeennntttooosss
Mi agradecimiento a Alfonso y Eugenio, por la calidad de las micrografías
obtenidas en el MEB, del CAI de Microscopia Electrónica (Luis Bru), de la
Universidad Complutense de Madrid.
A Laura García Sánchez, por ser la infantería que resuelve todos los
problemas tácticos para sacar adelante estas publicaciones, a Lola
Humanes, por conseguir mejorar las micrografías más complicadas y, a
Fernando Olazábal, por su saber informático, buen gusto y generosidad.
A mis discípulos Juan A. Martínez García, Jorge Chamón Fernández y
Antonio J. Criado Martín, por su colaboración.
El Autor.

69
“Cuando la obra satisface al juicio, ¡qué triste para el juicio!. Cuando la obra se
sobrepone al juicio, como en esos artistas que se asombran de haber trabajado con
acierto, peor todavía. Que el juicio se sobreponga a la obra: ésta es la señal
perfecta. Si un joven se encuentra en ese caso, se hará excelente artista; sus obras
serán poco numerosas, pero llenas de cualidades suficientes para admirar con su
perfección a los hombres. El pintor que no dude de sí mismo progresará poco.
Cuando la obra sobrepase el juicio del artista, el artista no se elevará; cuando el
juicio sobrepase a la obra, la obra mejorará indefinidamente, a menos que se
oponga la avaricia”.
“Consideraciones morales”.
Tratado de la Pintura.
LEONARDO DA VINCI (1452-1519).

70
I. INTRODUCCIÓN
Son aleaciones hierro-carbono con contenidos en carbono que pueden ir
desde el 2´1% al 4´5% en masa, en las fundiciones comerciales actuales. Las
acompañan, habitualmente, elementos como: silicio, manganeso, fósforo o azufre.
En las aleadas pueden existir elementos como: níquel, cromo, molibdeno,
magnesio, etc. , en porcentajes muy variables.
Su fabricación es más fácil y menos costosa que la de los aceros. Son
aleaciones típicas de moldeo; aunque en algunos casos, por su particular ductilidad,
puedan ser forjables. Las temperaturas de operación son más bajas, lo que reduce
considerablemente su coste final. Algunas fundiciones grises son más fácilmente
mecanizables que la mayoría de los aceros.
Como aleaciones de moldeo poseen una serie de ventajas:
- Se pueden moldear piezas de grandes o pequeñas dimensiones y de
formas complicadas.
- Presentan una buena fluidez y colabilidad, lo que permite una buena
reproducción del molde.
- A la excelente reproducción del modelo se une una mínima contracción
de volumen.
- No se necesitan elementos refractarios especiales, como para el caso de
los aceros.
Su fabricación, utiliza de partida, materiales muy baratos como son la
chatarra y el arrabio de horno alto. Salvo en el caso de las fundiciones aleadas,
éstas mejoran o empeoran sus prestaciones dependiendo del nivel de ciertas
impurezas como el silicio, manganeso, fósforo o azufre.
Si bien tuvieron un auge y utilización espectacular hasta finales del siglo
XIX, la fabricación de aceros de gran calidad las desplazó de muchas de sus
aplicaciones debido, fundamentalmente, a que su mayor o menor calidad era casi
una cuestión de arte o magia. Sin embargo, en las últimas décadas del siglo XX, las
fundiciones han vuelto a reconquistar muchas de las posiciones perdidas frente a
los aceros; compitiendo con ventaja con éstos en ciertas situaciones mecánicas.
Este auge espectacular de las fundiciones se debe a que los medios de observación
y estudio de las estructuras ha dado un vuelco enorme.
Estas nuevas técnicas de estudio han hecho que la fabricación de los
diferentes tipos de fundiciones deje de ser un arte, para ser una tecnología bien
definida y controlada. Por tanto, su calidad actual unida a sus costes de producción
las hace muy competitivas en nuestra industria actual.
Aparte de las ventajas e inconvenientes de las fundiciones frente a los
aceros, se trata de una familia de aleaciones muy diversas con estructuras muy
variadas, donde se puede comprobar de forma muy didáctica la base fundamental
sobre la que se ha construido la Ciencia de Materiales: “Estructura y Propiedades”.
De ninguna manera se podría entender la Ciencia de Materiales sin entender esta
relación. Así, las fundiciones, por sus peculiaridades estructurales, muy bien se las

71
puede considerar como un ejemplo muy claro y didáctico para el estudio de la
relación entre “Estructura y Propiedades”.
Para una misma aleación, la composición química, forma, tamaño,
distribución y naturaleza de las fases y microcomponentes definen la estructura y,
ésta, las propiedades que se derivan.
II. FUNDICIONES
II.1. Fases, compuestos y agregados presentes en las
fundiciones.
Hay fases, compuestos y agregados que ya conocemos de la Parte-I
dedicada a los aceros: austenita, ferrita, cementita o perlita, amén de las bainitas.
Sin embargo, quiero resaltar una cuestión que debe ser tenida en cuenta para el
caso de la perlita, agregado eutectoide de ferrita y cementita, con un contenido en
carbono de, aproximadamente, el 0’8% en masa. Pues bien, la presencia de
notables porcentajes de silicio en las fundiciones puede hacer cambiar este
contenido en carbono de la perlita variando del 0’8% al 0’5% cuando el contenido
en silicio oscila entre el 0’5% y el 0’3% en masa.
También, en el caso de la ferrita, hay una advertencia que se refiere a la
dureza y resistencia más elevadas que en el caso de los aceros, por contener en
disolución elevadas cantidades de silicio.
Hay que reseñar, así mismo, que excluyendo algunas fundiciones aleadas,
tanto la austenita primaria como la del eutéctico ledeburita, no existen a
temperatura ambiente, ya que se transforman a perlita al enfriar por debajo de los
723ºC (Fig.1).

72
Figura.1: Diagrama de equilibrio del sistema hierro- carbono

73
- Grafito.
La presencia de grafito, así como, su forma, tamaño y distribución, es la
que caracteriza las propiedades mecánicas de la mayoría de las fundiciones de
interés industrial.
El grafito es uno de los estados alotrópicos del carbono. Posee una textura
compacta, blanda, de tacto untuoso, de color gris oscuro y brillo metálico, es buen
conductor de la electricidad y cristaliza en el sistema hexagonal. Su nombre viene
del griego “gráphein”, que significa: escribir, grabar, dibujar, etc. , debido a su
utilización como material de escritura y dibujo desde tiempos antiguos. El sufijo “-
ito”, proviene del latín “ites”, propio de nombres de fósiles y minerales. Posee un
peso específico de 2´25 g/cm3
, aproximadamente, 1/3 del que posee el acero.
En aquellas fundiciones en que aparezca grafito, fundiciones grises, la
naturaleza de éste junto a su forma, tamaño y distribución afectarán, notablemente,
a las propiedades mecánicas de estos materiales. También es verdad, que estas
propiedades mecánicas, que vienen muy afectadas por la presencia de grafito,
además, están dictadas por la matriz de la fundición, ya sea perlítica, ferrítica,
martensítica, bainítica, etc ., o mezcla de estas estructuras.
La presencia de grafito en las fundiciones reduce considerablemente, frente
a los aceros, la ductilidad, tenacidad y plasticidad de estos materiales; mejorando la
resistencia al desgaste y a la corrosión.
De todas formas, estas pérdidas de tenacidad pueden ser mayores o
mínimas dependiendo de la morfología de los cristales de grafito presentes, junto a
su tamaño y distribución.
La sociedad American Society for Testing Materials (ASTM),
conjuntamente con la American Foundrymen´s Society, poseen las
especificaciones para clasificar los distintos tipos de grafito presentes en las
fundiciones grises, tanto de su tamaño, clasificados del 1 al 6, como de su
morfología, tipos A, B, C, D, E (ASTM A247-47) (Fig.2).
De estos últimos tipos de grafito, es el tipo A el que más interés suele tener
ya que se consiguen con él buenas prestaciones mecánicas; mientras que para los
tipos D y E se evita, siempre que se pueda, su presencia. En esta clasificación no se
contempla el grafito nodular del que ya hablaremos en su momento.

74
Figura.2: Cartas de clasificación de las láminas de grafito en las fundiciones grises,
según ASTM A247-47 (Dibujos a mano alzada).
1 mm 0´25-0´5 mm 0´06-0´12 mm
0´5-0´1 mm 0´12-0´25 mm 0´03-0´06 mm
Nº 1 Nº 3 Nº 5
Nº 2 Nº 4 Nº 6
Figura.2a
1 mm 0´25-0´5 mm 0´06-0´12 mm
0´5-0´1 mm 0´12-0´25 mm 0´03-0´06 mm
Nº 1 Nº 3 Nº 5
Nº 2 Nº 4 Nº 6
Figura.2a
Tipo A Tipo B Tipo C
Tipo D Tipo E
Figura.2b
Tipo D Tipo E
Figura.2b
Tipo D Tipo E
Figura.2b

75
- Ledeburita.
Es el agregado eutéctico que caracteriza el mundo de las fundiciones. Se
forma, durante el enfriamiento, a 1145ºC aproximadamente. Este agregado
eutéctico está formado por un 52% de cementita y un 48% de austenita saturada
(Fig.2). La austenita de la ledeburita no existe a temperatura ambiente ya que se
transforma en perlita al enfriar por debajo de los 723ºC (Fig.2).
Se puede ver el agregado eutéctico correctamente, a temperatura ambiente,
ya que presenta agrupaciones eutécticas muy características como la célebre en
nido de abeja.
La denominación del eutéctico Fe-C como ledeburita se debe a su
descubridor Karl Heinrich Adolf von Ledebur (1837-1906), metalúrgico alemán,
que la observó en sus estudios sobre las fundiciones.
- Esteadita.
Se trata de un eutéctico ternario cuya presencia es muy frecuente en las
fundiciones. La presencia del fósforo, en mayor o menor proporción, es la causante
de este eutéctico ternario formado por: ferrita, carburo de hierro y fosfuro de
hierro.
Es un agregado duro y frágil que solidifica a 950ºC, aproximadamente, por
lo que se localiza en los espacios interdendríticos. Endurece y fragiliza las
fundiciones; a cambio aumenta notablemente su colabilidad. Esto exige un control
riguroso del contenido en fósforo en cada caso.
La esteadita mejora, también, la resistencia al desgaste y a la corrosión.
II.2. Influencia en la microestructura de las fundiciones de
los elementos de aleación.
 Influencia del Silicio.
El silicio es un elemento fundamental en las fundiciones. Su influencia puede
calificarse como muy importante. Es un elemento alfágeno y grafitizante de
primer orden; por lo que el control de su contenido es trascendental para obtener
un tipo u otro de fundición.
Su presencia, en mayor o menor cantidad, tiene un efecto semejante a un
aumento en el contenido en carbono de la aleación. Además de ser grafitizante,
aumenta de alguna manera, la cantidad de carbono presente, por lo que se ha
hecho necesario definir el concepto de carbono equivalente, que se puede
calcular según la fórmula siguiente:
C.E.: % C + ⅓ ( % Si + % P)

76
Como ya hemos comentado, el fósforo, suele ser un elemento muy
controlado, mientras que el silicio puede variar de forma notable. Así, entre el
0´1% y el 0´6% en masa, su influencia no es apreciable; sin embargo, en
porcentajes comprendidos entre el 0´6% y el 3´5% en masa, su acción es muy
efectiva y contribuye de forma notable a la aparición de grafito, es decir, a la
obtención de fundiciones grises. El silicio suele encontrarse en las fundiciones
disuelto en la ferrita, endureciéndola fuertemente.
 Influencia del Manganeso.
El manganeso es un desulfurante enérgico. Se utiliza, básicamente, para
eliminar el azufre en aceros y fundiciones. Para asegurarse esta eliminación de
forma eficaz, se suele dejar un contenido en exceso de manganeso, de 0´3% a
0´4% en masa.
El manganeso es un elemento estabilizador de la cementita. Dificulta la
formación de grafito y tiene tendencia clara al blanqueo de las fundiciones; es
decir, tiene un efecto evidente para favorecer la obtención de fundiciones blancas.
La cantidad de manganeso presente debe conjugarse con las de fósforo de
tal manera que, para fundiciones de alto contenido en fósforo (0´7% a 0´9% en
masa) la cantidad de manganeso no debe exceder del 0´4% al 0´5% en masa. En
cambio, en fundiciones de altas prestaciones mecánicas, el manganeso puede subir
hasta el 0´9% en masa y, por tanto, el fósforo debe bajar notablemente. El
manganeso aumenta la resistencia mecánica de las fundiciones.
 Influencia del Azufre.
Como se ha dicho anteriormente, si el contenido en manganeso es el
adecuado, la presencia de azufre se reduce notablemente disminuyendo de forma
considerable sus posibles influencias negativas. La afinidad del azufre por el
manganeso es tan elevada que gran parte del sulfuro de manganeso formado pasa a
las escorias directamente, quedando una parte muy reducida en forma de
inclusiones de color gris azulado.
Otro efecto claro del azufre es oponerse a la grafitización, favoreciendo, por
el contrario, la formación de cementita.
 Influencia del Fósforo.
El contenido en fósforo aumenta la fluidez y favorece la colabilidad de las
fundiciones. Como en el caso del manganeso y el azufre, favorece la formación de
cementita.
Forma el eutéctico ternario esteadita, que solidifica a 950ºC, y está formado
por hierro α (ferrita), fosfuro de hierro (Fe3P) y carburo de hierro (Fe3C).

77
Es muy importante controlar el contenido en fósforo de las fundiciones ya
que, aunque favorece la colabilidad de éstas, perjudica su tenacidad
fragilizándolas.
 Influencia del Oxígeno.
Este elemento tiene un efecto antigrafitizante muy enérgico. Se presenta,
generalmente, en forma de inclusiones no metálicas, como: óxidos de hierro,
manganeso, silicio y aluminio.
El contenido en oxígeno en las fundiciones puede oscilar entre el 0´002% y
el 0´2% en masa. Elevados contenidos en oxígeno perjudican gravemente la
colabilidad de las fundiciones; provocando la aparición, durante la colada, de
grandes rechupes.
 Influencia del Hidrógeno.
Es habitual la presencia de hidrógeno en las fundiciones, provocando la
aparición de porosidad si el porcentaje es importante.
El hidrógeno se genera a partir de la existencia de humedad en los moldes,
en el coque o por el vapor de agua presente en el aire de soplado.
Hay una relación entre la solubilidad del hidrógeno y el contenido de silicio
en las fundiciones, corriendo paralelos ambos. Así si aumenta el contenido en
silicio aumenta la solubilidad del hidrógeno.
 Influencia de otros elementos de aleación.
Los elementos de aleación más utilizados en las fundiciones, al margen de
los obligados e inevitables antes citados, son: níquel, cromo, molibdeno, vanadio y
cobre.
El níquel tiene un fuerte efecto grafitizante aunque es sólo la mitad que
posee el silicio. Aumenta la resistencia mecánica de las fundiciones. Sus adiciones
pueden llegar hasta el 4%, en las fundiciones comunes y, en porcentajes mucho
más elevados en las fundiciones aleadas.
Es un elemento gammágeno, estabilizador de la austenita; así, porcentajes
reducidos favorecen la formación de perlita, contenidos más elevados, entre el 5%
y el 10% en masa, promueven la formación de martensita y, en el caso de
sobrepasar estos contenidos, provocan la aparición de austenita a temperatura
ambiente.
La presencia de cromo tiene una acción inversa a la del níquel y silicio,
favoreciendo la formación de la cementita y, por tanto, de perlita. Forma carburos
complejos de cromo y hierro, muy estables con la temperatura y resistentes al
desgaste.

78
La existencia de diferentes combinaciones de níquel y cromo nos permiten
obtener fundiciones tenaces con grano fino y de gran resistencia mecánica,
provocando una distribución muy homogénea del grafito en las fundiciones grises.
La adición de hasta el 1´2% en masa de molibdeno puede tener efectos
interesantes. No es grafitizante ni tampoco tiene tendencia clara a formar carburos.
Se disuelve en la ferrita aumentando la resistencia de la fundición a la vez que
provoca la distribución homogénea del grafito. Favorece la formación de perlita
estable y en cantidades elevadas la aparición de estructuras aciculares y bainíticas;
nunca de martensita o austenita.
El vanadio tiene un efecto estabilizador para los carburos mejorando, de
paso, el tamaño y distribución del grafito en las fundiciones grises. El vanadio, al
igual que el molibdeno, aumenta la resistencia mecánica de las fundiciones;
aunque su presencia, de existir, se ajusta normalmente a un 0´2% en masa.
El cobre es débilmente grafitizante y aumenta la resistencia de las
fundiciones siendo éstas sus características más reseñables. Se utiliza,
principalmente, en fundiciones de bajo contenido en carbono.
II.3. Clasificación y naturaleza de las fundiciones.
Las clasificaciones son interesantes porque ayudan a homogeneizar los
conocimientos en cualquier materia. Sin embargo, no siempre pueden ajustarse,
cien por cien, a los entes que se clasifican. Y esto ocurre también en el caso de las
fundiciones. Debido a que, en ocasiones los productos industriales no son
clasificables de una forma clara, se recurre a ciertos conceptos que los definen,
aunque no estén contemplados en la tabla clasificatoria. Por tanto, vamos a intentar
poner luz en el tema de las fundiciones de la forma más comprensible posible.
- Fundición Blanca.
Son aquellas fundiciones hipo, hiper o eutécticas que tienen todo el
carbono en forma de cementita (carburo de hierro), bien primaria, eutéctica o en
el constituyente perlítico.
El nombre le vino, desde un principio, por el color blanco brillante de las
superficies de fractura; debido a su alto contenido en carburos de hierro.
La presencia de gran cantidad de cementita, muy dura, hace que estas
fundiciones sean frágiles; aunque, por otro lado, son extremadamente duras y
resistentes al desgaste. Por tanto, sus aplicaciones tecnológicas se remiten a los
casos en que se necesite una gran resistencia al desgaste sin que la ductilidad sea
un factor muy relevante. Se utilizan bastante en las canteras y minerías: bolas de
molinos, revestimiento de éstos, trituradores de rocas y minerales, tolvas, soleras
de los cajones de camiones de transporte de minerales y rocas, etc., y también, en
ruedas de vagonetas y vagones de ferrocarril, piezas de maquinaria muy diversas,
etc. En algunos casos para ganar algo de tenacidad, se fabrican las piezas con
fundición blanca en las zonas expuestas al desgaste y, con fundición gris, en el
núcleo.

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- Fundición Atruchada.
Su denominación le viene por el aspecto escamoso brillante de las
superficies pulidas y atacadas con nital. No es un término muy utilizado
actualmente. Estas fundiciones presentan el carbono en forma de cementita y de
grafito. Es decir, son aquellas que contienen simultáneamente ledeburita y
grafito.
Hay otras nomenclaturas que sustituyen al término atruchada ya que, al fin
y al cabo, se trata de fundiciones grises. Por tanto, es muy corriente denominarlas,
dependiendo de la matriz de la fundición: fundición de matriz perlítica, de matriz
ferrítica, etc.
- Fundición Gris.
En las fundiciones denominadas grises, parte o todo el carbono se presenta
en forma de grafito. Generalmente, el aspecto de sus superficies de fractura es de
color grisáceo debido a la presencia del grafito.
La matriz de estas fundiciones puede ser muy variada: perlítica, ferrítica,
ferriticoperlítica, austenítica (cuando son aleadas), etc.
Se pueden distinguir tres grandes grupos dentro de las fundiciones grises:
- Fundiciones grises corrientes.
- Fundiciones grises maleables.
- Fundiciones grises maleables con grafito nodular (o esferoidal).
Las fundiciones grises corrientes son aquellas que se obtienen directamente
por moldeo sin ningún tratamiento térmico posterior. Se pueden fabricar aleaciones
con matriz muy diversa y la presencia de grafito con múltiples morfologías,
dependiendo del tipo de enfriamiento, contenido en carbono y la mayor o menor
presencia de silicio. El grafito puede adquirir formas aciculares, estrelladas,
vermiculares, etc., y la matriz puede resultar ferrítica, perlítica o ferriticoperlítica.
- Fundición Gris Maleable.
Es un grupo de fundiciones que después de ser obtenidas por moldeo,
como en todas las demás, sufren una serie de tratamientos térmicos, como son,
recocidos de larga duración, con calentamientos y enfriamientos muy
controlados.
El término puede inducir a error ya que no se trata con el tratamiento
térmico posterior al moldeo de obtener fundiciones forjables. Nunca, o casi nunca,
se le efectúa ninguna operación de conformación plástica en frío o en caliente. Por
tanto, la fundición maleable no se fabrica para posteriormente provocarles ningún
tipo de deformación mecánica. El tratamiento de maleabilización, tal vez mal
empleado, pretende obtener piezas por moldeo con propiedades mecánicas muy
parecidas a los aceros, en aquellas situaciones en las que la forja o el estampado de
los aceros puedan resultar muy costosas o imposibles.

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Así, las fundiciones grises maleables, gracias al tratamiento de
maleabilización, ocupan en la actualidad un puesto destacado de las fundiciones
grises por sus notables propiedades mecánicas: tenacidad, resistencia mecánica y
maquinabilidad (facilidad de mecanización).
Las fundiciones grises maleables se clasifican, a su vez, en dos tipos
diferentes:
1.- Fundición maleable europea ( de núcleo blanco).
2.- Fundición maleable americana ( de núcleo negro).
La diferencia entre ambas sólo reside en la atmósfera del horno donde se
realiza el tratamiento térmico de maleabilización. Mientras en la fundición
maleable europea la atmósfera del horno es normal, por tanto, oxidante, en la
americana se trata de una atmósfera controlada no oxidante.
Las consecuencias son, en el caso de la europea, que la superficie exterior
de las piezas presenta una matriz ferrítica, por la decarburación producida por la
oxidación causante con la atmósfera del horno. Mientras que, en el caso de la
americana esto no sucede.
Las fundiciones grises maleables con grafito nodular o esferoidal son el
grupo más novedoso de las fundiciones maleables. Su denominación les viene por
la presencia del grafito con morfologías más o menos esferoidizadas. Esta
morfología del grafito, que aporta una mayor tenacidad a la aleación, se consigue
por la presencia de magnesio en pequeña proporción, del 0´04% al 0´07% en masa
y, también, llevan pequeños porcentajes de níquel, del 0´8% al 1% en masa.
El efecto del magnesio es muy potente; obteniéndose aleaciones maleables
por moldeo sin necesidad de tratamiento térmico posterior. La aparición de estas
aleaciones supuso un gran éxito ya que el ahorro económico del tratamiento de
maleabilización es muy importante.
Hay casos en que se efectúan recocidos, a estas maleables de grafito
esferoidal, pero sólo cuando se pretende eliminar la matriz perlítica
transformándola completamente en ferrítica. Con la presencia de níquel, estas
fundiciones, se hacen muy resistentes a altas temperaturas y al desgaste.
- Fundición Aleada.
Como en el caso de los aceros, la presencia de ciertos elementos de
aleación puede cambiar notablemente la estructura y, por tanto, las características
mecánicas de las fundiciones. Al encarecer, de forma importante los costes, la
presencia de elementos de aleación; estas fundiciones se diseñan para casos
específicos en que se requieran unas prestaciones altas ante situaciones
comprometidas.
Su clasificación no es fácil, aunque vamos a tener el atrevimiento de hablar
de algunos tipos concretos, de gran interés industrial, tratando de aclarar la gran
variedad de fundiciones aleadas que se utilizan en la actualidad.

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Las fundiciones aleadas más representativas de la gran variedad existente
en la actualidad y que, de alguna manera, representan al resto del conjunto,
podemos agruparlas de la siguiente forma (aunque siempre se podría incluir alguna
más en estos tipos):
- Fundiciones Blancas Martensíticas: Ni-Hard.
- Fundiciones de Alta Resistencia al Calor: Silal.
- Fundiciones no Magnéticas Austeníticas.
- Fundiciones Aleadas Nodulares (esferoidales): Ni-resist.
 Fundición Blanca Martensítica: Ni-Hard.
Esta denominación de Ni-Hard se debe a la Mundial Nickel Company. Son
aleaciones con presencia de níquel y cromo; aunque, en ocasiones, puedan llevar
algo de molibdeno.
Una Ni-Hard tipo podría formularse como: C.T.: 2´98%; Si: 0´67%; Mn:
0´77%; S: 0´06%; P: 0´06%; Ni: 4´18%; Cr: 1´82%.
Se trata de aleaciones resistentes al desgaste y que mantienen una buena
tenacidad. La presencia de elementos de aleación, como el níquel y el cromo, en
esas concentraciones, permite un temple al aire excelente para no provocar
tensiones en esta operación, que podía ser causa, con un temple convencional en
agua o aceite, de su fractura. Presenta una estructura de austenita residual en la que
aparecen agujas de martensita, tanto en la austenita primaria como en la del
eutéctico ledeburita. Se trata pues, de una fundición blanca hipoeutéctica, con
martensita en austenita retenida y, el eutéctico ledeburítico, parcialmente
degenerado.
 Fundición de Alta Resistencia al calor: Silal.
Son un tipo de fundiciones aleadas, con alto contenido en silicio (alrededor
del 6% en masa), resistentes al calor de matriz ferrítica; combinando
aceptablemente la relación entre resistencia al calor y tenacidad. También mejoran
la resistencia a la corrosión, aunque es inferior a las Durirón con alto contenido en
silicio (hasta el 16% en masa). El éxito de las Silal (contenido medio en silicio) y
las Durirón (alto contenido en silicio), es la mejor tenacidad de las primeras.
Además, las Silal son mecanizables.
Una formulación típica de una fundición Silal sería la siguiente: C.T.:
2´26%; Si: 6´44%; Mn: 0´88%; S: 0´04%; P: 0´08%.
 Fundición no Magnética Austenítica.
Este tipo de fundiciones es resistente a la corrosión y poseen una excelente
tenacidad, acompañada de una buena resistencia mecánica y a la corrosión. La
presencia de níquel en contenidos elevados, además de la presencia importante de
manganeso y silicio, hacen que la matriz sea austenítica, por tanto, no magnética y,
el grafito presente morfologías en copos pequeños y dispersos en localizaciones
interdendríticas.

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Una formulación típica para este tipo de aleaciones sería: C.T.: 3´32%; Si:
2´14%; Mn: 6´00%; S: 0´03%; P: 0´05%; Ni: 11´80%.
Dentro de este grupo de Fundiciones Amagnéticas Austeníticas, se
encuentran también las Ni-resist y las Nicrosilal. Ambas se caracterizan por tener
un alto contenido en níquel (entre el 15% y el 35% en masa), así como la presencia
de cromo (del 3% al 4% en masa). En las Nicrosilal existe, asimismo, un contenido
medio en silicio que oscila alrededor del 6% en masa.
Además de la excelente tenacidad de todas estas fundiciones con gran
contenido de níquel, exhiben una magnífica maquinabilidad (fácil mecanización).
Formulaciones típicas de estas dos últimas clases de fundiciones
austeníticas amagnéticas, proponemos las siguientes:
o Ni-resist típica: C.T.: 2´57%; Si: 1´67%; Mn: 0´93%; S: 0´03%;
P: 0´03%; Ni: 33´00%; Cr: 3´44%.
o Nicrosilal típica: C.T.: 1´99%; Si: 5´50%; Mn: 1´18%; S:
0´03%; P: 0´03%; Ni: 18´86%; Cr: 3´68%.
 Fundición Aleada Nodular: Ni-resist.
Dentro de las fundiciones descritas en la anterior clasificación de
aleaciones de elevado contenido en níquel, Ni-resist, las que presentan grafito
esferoidal son las más tenaces de todas las fundiciones grises, amén de las
características propias de la familia de aleaciones Ni-resist.
Este grafito esferoidal, como ocurría en las fundiciones grises no aleadas,
se debe a la presencia de magnesio en porcentajes de, alrededor, 0´08% en masa.
Esta presencia de magnesio es suficiente para conseguir una esferoidización muy
efectiva del grafito.
Una formulación tipo de las Fundiciones Ni-resist nodulares (esferoidales)
es la que proponemos a continuación: C.T.: 2´63%; Si: 2´32%; Mn: 1´02%; S:
0´01%; P: 0´02%; Ni: 21´40%; Cr: 1´97%; Mg: 0´09%.
II.4. Preparación y observación de las probetas
estudiadas.
Todas las probetas estudiadas, para todos los tipos de fundiciones que
vamos a observar, han sido preparadas de la misma manera, con las precauciones
lógicas, en el caso de las grises, para que el grafito presente no fuese arrancado
durante las operaciones de desbaste y pulido.
El desbaste se llevó a cabo con papel abrasivo convencional de Buehler en
agua de diferentes grados y, el pulido, mediante alúmina α (0´3 µm) y alúmina γ
(0´02 µm), también en medio acuoso. El ataque químico, para todas las probetas,

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