Este documento trata sobre los aceros y fundiciones de hierro. Describe sus fases y estructuras, las transformaciones en el diagrama hierro-carbono, los efectos de los elementos de aleación, los tratamientos térmicos como el temple y el revenido, y los tratamientos superficiales. Además, analiza diversos tipos de aceros como los de construcción, herramienta e inoxidables, así como las fundiciones de hierro.

1. ACEROS Y FUNDICIONES:
ESTRUCTURAS, TRANSFORMACIONES,
TRATAMIENTOS TERMICOS y APLICACIONES
F. J. BELZUNCE
Universidad de Oviedo, 2001

2. ACEROS Y FUNDICIONES:
ESTRUCTURAS
TRANSFORMACIONES
TRATAMIENTOS TERMICOS
y
APLICACIONES

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

4. 1. FASES Y ESTRUCTURAS
1.1. Introducción
1
1.2. Constituyentes alotrópicos del hierro
1
1.3. Constituyentes simples de los aceros
5
2. TRANSFORMACIONES EN EL DIAGRAMA HIERRO-CARBONO
2.1. Diagrama hierro-carbono
7
2.2. Descomposición de la austenita en un enfriamiento lento
8
2.3. Cinética de la transfonnación de la austenita
11
2.4. Efecto de la velocidad de enfriamiento sobre las transformaciones
ferrito-perlíticas
15
2.5. Austenización de los aceros
17
3. EFECTOS DE LOS ELEMENTOS DE ALEACION EN LOS ACEROS
3.1. Introducción
21
3.2. Distribución de los elementos aleantes
21
3.3. Modificación del diagrama hierro-carbono
23
3.4. Efecto de los elementos de aleación sobre la cinética de la transformación
austenítica
25
4. TEMPLE DEL ACERO
4. 1. Martensi ta
27
4.2. Transformación martensítica
30
4.3. Transferencia ténnica durante el temple de los aceros
..
33
4.4. Tensiones de temple
..
37
5. DETERMINACION PRACTICA DE LA TEMPLABILIDAD
5.1. Templabilidad
..
41
5.2. Penetración de temple
.
41
5.3. Diámetros críticos reales y diámetro crítico ideal
..
42
5.4. Ensayo Jominy
.
47

5. 6. REVENIDO DE LOS ACEROS
6.1. Introducción
55
6.2. Etapas en el revenido de los aceros
55
6.3. Efecto de los elementos de aleación
57
6.4. Propiedades mecánicas de los aceros templados y revenidos
57
6.5.Estimación de la dureza de un acero templado y revenido
60
6.6. Fragilización durante el tratamiento de revenido
64
7. TRATAMIENTOS TERMICOS
7.1. Introducción
67
7.2. Etapas 'en los tratamientos térmicos
67
7.3. Tratamientos térmicos fundamentales
69
7.4. Tratamientos isotérmicos
75
7.5. Tratamiento intercrítico
78
7.6. Tratamientos termomecánicos
79
8. TRATAMIENTOS SUPERFICIALES
8.1. Temple superficial
83
8.2. Cementación o carburación
87
8.3. Nitruración
94
8.4. Carboni truración
96
9. ACEROS DE CONSTRUCCION
9.1. Tipos de aceros
99
9.2. Aceros al carbono
100
9.3. Aceros dulces
103
9.4. Aceros microaleados
107
9.5. Aceros de gran resistencia
123
10. ACEROS DE HERRAMIENTA
10.1. Introducción
131
10.2. Aceros para trabajos en frío
132
10.3. Aceros para trabajos en caliente
142
10.4. Aceros de corte rápido
144

6. iii
11. ACEROS INOXIDABLES
11.1. Introducción
153
11.2. Aceros inoxidables martensíticos
..
157
11.3. Aceros inoxidables ferríticos
..
160
11.4. Aceros inoxidables austeníticos
..
164
11.5. Aceros inoxidables dúplex
..
171
11.6. Aceros inoxidables endurecibles por precipitación
..
176
12. FUNDICIONES DE HIERRO
12.1. Introducción
179
12.2. Fundiciones blancas
181
12.3. Fundiciones grises
187
12.5. Fundiciones dúctiles o nodulares
194
12.6. Fundiciones maleables
199
BIBLIOGRAFlA
ANEXO 1
........................................................................................... 201
203

7. iv

8. Capítulo 1. Fases y estructuras
1. FASES Y ESTRUCTURAS
1.1. Introducción
Los aceros y las fundiciones de hierro constituyen con gran diferencia el grupo de
materiales metálicos industrialmente más utilizado, ya que se pueden fabricar en
grandes cantidades y con costes relativamente bajos. Además, sus propiedades en
general y las mecánicas en particular abarcan un intervalo muy amplio, que van desde
productos con resistencias moderadas (200-300 MPa) y ductilidades altas hasta aquellos
otros caracterizados por una de las resistencias mecánicas mayores en la gama de las
aleaciones metálicas (2000 MPa).
Los aceros y las fundiciones de hierro son materiales basados en las aleaciones de hierro
y carbono, a las que también se adicionan otros elementos de aleación, con el propósito,
muchas veces, de endurecerlos, ya que el metal hierro policristalino con una muy alta
pureza (60 ppm de impurezas) es un material muy blando: su límite elástico ronda los
150 MPa.
1.2. Constituyentes alotrópicos del hierro
Al enfriar una muestra de hierro puro desde el estado líquido experimenta una serie de
transformaciones que se manifiestan nítidamente con técnicas térmicas y dilatométricas
(desprendimientos de calor y variaciones dimensionales respectivamente). Al calentar la
misma muestra se inducen idénticas transformaciones en sentido inverso, aunque ahora
las mismas tienen lugar a unas temperaturas ligeramente superiores (histéresis térmica),
que a su vez son función de las velocidades de calentamiento y enfriamiento utilizadas.
Al enfriar una muestra de hierro puro desde el estado líquido, su solidificación tiene
lugar a 1538°C y la estructura cristalina que se forma es cúbica centrada en el cuerpo
(BCC, a
= 2.93Á),
es el hierro
El hierro
es estable hasta que se alcanza la
temperatura de 1394°C, temperatura a la que se transforma en hierro y, de estructura
cúbica centrada en las caras (FCC, a = 3.65Á). Finalmente a los 912°C, el hierro y se
transforma en hierro a, de estructura cúbica centrada en el cuerpo (BCC, a
=2.9Á). Al
continuar el enfriamiento hasta temperatura ambiente, la única transformación
perceptible es que el hierro se vuelve magnético por debajo de 770°C (temperatura de
Curie). La Figura 1.1 muestra los citados cambios alotrópicos en un registro del
volumen atómico del hierro en función de la temperatura. Debe destacarse que todas

9. 2
Capítulo 1. Fases y estructuras
estas transformaciones aparecen acompañadas de cambios volumétricos. Por ejemplo, la
transformación en el enfriamiento del hierro y en hierro a produce un aumento de
volumen, que da lugar a la aparición de tensiones internas:
Celda de hierro y: 4 átomos de hierro, V = (3.65)3
Celda de hierro a: 2 átomos de hierro, V = (2.9)3
VIV = 2 (2.9)3 - (3.65)3 I (3.65)3= +0.3%
El parámetro de la red del hierro a a temperatura ambiente es 2.86Á.
12·6
12·4
12·2
E
120
11·8
400
800
Temperalure (
e)
1200
1600
Figura 1.1
El conocimiento preciso de las celdas unidad del hierro a y del hierro y es importante de
cara a justificar la solubilidad de los elementos intersticiales, principalmente carbono y
nitrógeno, en ambas fases, su difusividad y también en la capacidad de deformación
plástica de ambas estructuras. La Figura 1.2 muestra la disposición atómica de los
átomos de hierro en las dos fases alotrópicas. Debe hacerse notar que la estructura FCC
es más compacta que la BCC. Por otro lado, los intersticios mayores de la estructura
BCC son los que ocupan las posiciones tetraédricas y los segundos más grandes son los
que ocupan las posiciones octaédricas (octaedro achatado verticalmente), que ocupan
los centros de las caras y los centros de las aristas del cubo. Por otro lado, es interesante

10. 3
Capítulo 1. Fases y estructuras
remarcar que la estructura del hierro y (FCC), si bien es más compacta, presenta
intersticios mayores que la del hierro a (BCC). Los intersticios mayores en el hierro y
ocupan posiciones octaédricas, existiendo también intersticios tetrédricos más
pequeños. La Tabla 1.1 da cuenta del tamaño de las mayores esferas que se ajustarían al
tamaño de los intersticios de las estructuras FCC y BCC.
·
(a)
·
Metal atoms
(b)
o Octahedral interslíces
·
Metal atoms
o Tetrahedral interslíces
o
(a) ·
(b) ·
Metal atoms
Metal atoms
o Tetrahedral interslíces
o Octahedral interstices
Figura 1.2
Estructura
Hueco
Radio
BCC
tetraédrico
0.29r
0.35
BCC
octaédrico
0.15 r
0.19
FCC
tetrédrico
0.23 r
0.28
FCC
octaédrico
0.41 r
.0.52
r = radIo atómIco
Tabla 1.1
Radio en el hierro,Á

11. Capítulo 1. Fases y estructuras
4
En las aleaciones del hierro con otros elementos distinguiremos entre los elementos
intersticiales y los sustitucionales. Carbono y nitrógeno constituyen los denominados
elementos intersticiales (también lo son el boro, oxígeno y el hidrógeno) ya que son
átomos lo suficientemente pequeños en relación al átomo de hierro como para
introducirse en su estructuras ocupando sus huecos internos. Por el contrario, los demás
elementos, también presentes normalmente en los aceros como el manganeso, silicio,
cromo, etc., tienen tamaños atómicos mucho mayores y forman con el hierro soluciones
sólidas de sustitución. De cualquier manera, la Tabla 1.2 refleja que incluso los
elementos más pequeños ocupan un volumen mayor que los propios intersticios, de
modo que cuando se incorporan a la red del hierro generan una distorsión en la misma.
Elemento
Hierro
Radio Atómico (A)
1.26
B
0.94
C
0.77
N
0.72
O
0.6
H
0.46
Tabla 1.2
De este modo, la solubilidad del carbono y nitrógeno en el hierro y es mayor que en el
hierro a, al ser mayores sus intersticios, tal y como se refleja en la Tabla 1.3. En la
misma Tabla se puede apreciar que ambas solubilidades son extremadamente bajas a
temperatura ambiente, siendo muy inferiores al contenido de estos elementos en los
aceros industriales, por lo que a temperatura ambiente se encontrarán en formas
precipitadas, carburos y nitruros, respectivamente.
Otra diferencia importante a tener en cuenta entre las diferentes estructuras del hierro es
su difusividad. La difusión de cualquier elemento es mucho más rápida en el hierro
(estructura más abierta) que en el hierro y (estructura más compacta). Por otro lado,
también la difusividad es siempre mucho más rápida en el caso de los movimientos de
los átomos intersticiales que en el de los átomos sustitucionales, como se aprecia en la
Tabla 1.4.

12. 5
Capítulo 1. Fases y estructuras
Temperatura (oC)
Solubilidad
(% peso)
C en hierro y
1150
2.1
C en hierro y
727
0.77
C en hierro a
723
0.02
C en hierro a
20
<0.00005
N en hierro y
650
2.8
N en hierro y
590
2.35
N en hierro a
590
0.1
N en hierro a
20
<0.0001
Tabla 1.3
Solvente
Soluto
Energía de activac.
2
Do (cm /s)
Q (kJ/mol)
Hierro y
269
0.18
C
135
0.15
Cr
405
1.8 10
Ni
280
0.77
P
293
28.3
S
202
1.35
Fe
240
0.5
C
80
6.2 10-
N
76
3 10- 3
Cr
343
3 10
Ni
258
9.7
P
Hierro a
Fe
230
2.9
4
3
4
Tabla 1.4. D = Do exp (-Q/RT) , cm2/s
1.3. Constituyentes simples de los aceros
Los aceros son aleaciones hierro-carbono. El carbono es un elemento intersticial, que se
inserta en los huecos de las diferentes estructuras del hierro.

13. Capítulo l. Fases y estructuras
6
La solución sólida de inserción del carbono en el hierro y se denomina austenita. El
carbono se coloca siempre en los intersticios octaédricos de esta estructura. La austenita
debido a su estructura FCC es una fase blanda, tenaz y amagnética. Sus propiedades
mecánicas dependen del contenido de carbono, pero podríamos dar como valores
medios representativos una dureza de 300HB, una carga de rotura de 900 a 1100 MPa y
alargamientos comprendidos entre 30 y 60%.
Por otro lado, la solución sólida de inserción del carbono en el hierro a se denomina
ferrita. En este caso los átomos de carbono no ocupan los huecos tetrédricos, más
grandes, sino los octaédricos, al estar éstos últimos más favorablemente situados para
relajar la tensiones inducidas. Los huecos octédricos en el hierro a son asimétricos, por
lo que la inserción en ellos de un átomo de carbono desplaza solamente dos de los seis
átomos que lo rodean, lo que desde el punto de vista energético es más favorable. La
ferrita, al igual que el hierro a, es magnética por debajo de 770°C. Se trata del
constituyente más blando de los aceros, debido en este caso a su bajo contenido en
carbono. Tiene una dureza de 90HB, una resistencia mecánica de 300 MPa y un
alargamiento del 400/0.
Existe un tercer constituyente de gran importancia en los aceros. Se trata del carburo de
hierro o cementita, de fónnula
Esta es la fase que se fonna cuando el contenido de
carbono de la aleación excede el límite de solubilidad de la ferrita o de la austenita. La
cementita es un compuesto intermetálico que, a diferencia de la ferrita y la austenita,
responde a una composición química fija: contiene siempre un 6.67% en peso de
carbono. La cementita tiene una estructura cristalina ortorrómbica con los siguientes
parámetros de red: a=4.52Á, b=5.09Á y c=6.74Á. Su celda unidad es compleja y
contiene 12 átomos de hierro y 4 átomos de carbono. La cementita es ferromagnética
por debajo de 210°C. Se trata igualmente de un compuesto muy duro, el más duro de los
aceros (68HRC) y frágil, cuya densidad vale 7.694 g/cm 3·
La cementita es termodinámicamente inestable y por encima de 450°C puede
descomponerse en sus componentes individuales, hierro y carbono (grafito). Sin
embargo, el tiempo requerido para que esta descomposición tenga lugar es tan grande
que en la práctica, en los aceros binarios Fe-C, nunca ocurre.

14. Capítulo 2. Transfonnaciones en el
7
hierro-carbono
2. TRANSFORMACIONES EN EL DIAGRAMA HIERRO-CARBONO
2.1. Diagrama hierro-carbono
Para el estudio de las estructuras de los aceros industriales se necesita, en primer lugar,
conocer y manejar con soltura el diagrama hierro-carbono, que se muestra en la Figura
2.1. Esta figura representa en realidad dos diagramas, el metaestable hierro-carbono yel
diagrama estable hierro-grafito, ya que como se ha indicado en el capítulo anterior, la
cementita no es una fase estable, aunque dada la lentitud de su transformación, el
diagrama metaestable es el que tiene un mayor interés práctico para el estudio de los
aceros. El diagrama estable hierro-grafito solo tiene interés en el estudio de las
fundiciones al silicio.
/
1700
1/
1600
/
1495'
/
1500
/
e)
/
1400
/
1300
/
/
01
In
uld Fe
/
1/
1227"
--1-
I
1200
2.08
Austenite
2.11
1100
-
4.30
-
1000
,/
900
800
Cementlte ...
Fe3C)
I
I
i
I
no'
--
o.n
70O
-
736'
-
727"
!
600
,
i
500
(a-Fe)
Ferrite
400
300
-
- -
-
1 -
--
--
200
100
-
--
-
230'
--
-- -I
-
I
O
"
Fe
0.5
1,0
1.5
2.0
2.5
3.0
3.5
4.0
Figura 2.1
4.5
5.0 5.5 6.0
6.5 7.0
Weighl Percenlage Carbon

15. Capítulo 2. Transfonnaciones en el
8
hierro-carbono
Tomando como base el diagrama metaestable hierro-carbono, se denominan aceros a las
aleaciones binarias con contenidos en carbono menor que 2.11 %, mientras que las
fundiciones de hierro tienen contenidos en carbono superiores al 2.11 % (hasta
aproximadamente un 5%). Este diagrama muestra con claridad el comportamiento
fuertemente gammágeno del carbono: la adición de carbono al hierro y aumenta el
dominio térmico de estabilidad de la austenita. Así, por ejemplo, la temperatura de
transformación del hierro y en hierro
aumenta hasta 1495°para un contenido en
carbono del 0.17% (punto peritéctico del diagrama), mientras que la de la
transformación de la austenita en ferrita disminuye hasta 727°C para la aleación con
0.77% de carbono.
El diagrama metaestable hierro-carbono muestra tres puntos invariantes característicos:
Punto peritéctico( 1495°C): Fase líquida(0.53%C)+Fe
(0.09%C)
Punto eutéctico(l148°C):Fase
Punto eutectoide(727°C): Austenita
Fe y (0.17% C)
%C)+Fe3C (6.67%C)
Ferrita (0.02%C) + Fe3C (6.67%C)
Las lineas que delimitan las diferentes regiones del diagrama hierro-carbono identifican
las situaciones en las que tienen lugar cambios estructurales: Las temperaturas de
transformación se denominan temperaturas críticas, existiendo así tres temperaturas de
especial interés: Al' A3 Y Acm' Las temperaturas Al y A3 son las que respectivamente
representan el inicio y el final de la transformación de la austenita desde el dominio
donde están presentes las fases ferrita y cementita, mientras que se llama temperatura
Acm a aquella que separa el dominio de estabilidad de la austenita de la zona bifásica
austenita+cementita. Dado que estas transformaciones no ocurren exactamentete a la
misma temperatura al calentar y al enfriar, se denotan a veces como Ar o Ac para
describir la transformación en el enfriamiento o en el calentamiento respectivamente
(Arl, Ac l, por ejemplo).
2.2. Descomposición de la austenita en un enfriamiento lento
La austenita con un 0.77% de carbono se transforma a los 727°C en el constituyente
eutectoide, ferrita más cementita, que se denomina perlita. La perlita de los aceros tiene
la morfología típica de los constituyentes eutectoides, es decir, se trata de una
disposición fina de láminas adyacentes de las dos fases. La transformación se inicia con

16. Capítulo 2. Transfonnaciones en el
hierro-carbono
la formación de un primer germen de cementita en la junta entre dos granos de
austenita. La formación del germen de cementita implica la difusión del carbono desde
zonas adyacentes, quedando éstas empobrecidas en carbono, siendo por lo tanto
susceptibles de transformarse en ferrita, al hallarse a una temperatura inferior a la
correspondiente a la de su cambio alotrópico. La microestructura a temperatura
ambiente del acero de 0.77% de carbono será totalmente perlítica.
Tomando como referencia el hierro puro, debe tenerse en cuenta que en virtud del
carácter gammágeno del carbono, el inicio de la transformación de la austenita en ferrita
(Ar3) ocurre a una temperatura tanto más baja cuanto mayor es el contenido de carbono
de la austenita. Los aceros con un contenido en carbono menor del 0.77% se denominan
hipoeutectoides y en su enfriamiento desde la región austenítica comienzan a
transformarse por transformación alotrópica en ferrita primaria o proeutectoide y
finalmente, cuando se alcanzan los 727°C, la austenita aún no transformada origina
perlita. La Figura 2.2 da cuenta de como tiene lugar esta transformación y refleja como
la ferrita proeutectoide se origina normalmente en las juntas de grano de la austenita
(zonas de mayor energía), luego forma el constituyente matriz del acero
Figura 2.2
9

17. Capítulo 2. TransfOlmaciones en el
10
hierro-carbono
Conocidas la carga de rotura de la ferrita (300 MPa) y de la perlita (800 MPa), la regla
de las mezclas permi te calcular aproximadamente la carga de rotura de cualquier acero
hipoeutectoide:
R= (%ferrita) 300 + (%perlita) 800 = 300 + 650 (%C)
Los aceros con un contenido en carbono mayor que el 0.77% se denominan
hipereutectoides. En estos supuestos, la transformación de la austenita en el
enfriamiento comienza cuando se alcanza la temperatura para la que la austenita queda
saturada en carbono. Esta precipitación tambien empieza en las juntas de grano de la
austenita, pero ahora el constituyente primario formado es la cementita (cementita
proeutectoide), formándose finalmente perlita al alcanzarse la temperatura eutectoide
(Figura 2.3). La cementita es ahora el constituyente matriz de estos aceros: se trata de
unos productos muy frágiles.
1100
1000
900
800
a.
E
700
600
500
400
el
Composition
Figura 2.3
Cl

18. Capítulo 2. Transformaciones en el
hierro-carbono
11
Finalmente, la austenita de los aceros con un contenido en carbono muy bajo«0.02%)
se transforma por enfriamiento totalmente en ferrita antes de alcanzar la temperatura
eutectoide. Estos aceros no tienen perlita. Sin embargo, al continuar enfriando estos
productos hasta temperatura ambiente, la ferrita tennina saturándose en carbono, que
precipita finalmente en fonna de cementita en puntos triples o en juntas de grano: es la
denominada cementita terciaria (Figura 2.4).
oc
Alomic Percentage Carbon
0.05
950
0.10
1700F
Austenlte
900
lS00F
850
lS00F
800
770·
14S0F
ICURIE TEMPERATURE)
750
Ferrite
13S0F
738'
0.020S
0.0218
700
I
12S0F
650
11S0F
/
600
10S0F
550
1000F
500
900F
I
1/
//
!/
'/
450
800F
400
- - Fe·C equilibnum (experlmenlal)
-Fe·Fe,C equilibrium ¡experimental)
1I
Fe 0.005 0.010 0.015 0.020
Weight Percentage Carbon
Figura 2.4
2.3. Cinética de la transformación de la austenita
La forma más sencilla de estudiar la evolución de esta transformación es mediante
tratamientos isotérmicos a temperaturas subcríticas. En estos estudios se analiza la
evolución de la transformación a lo largo del tiempo, manteniendo constante la
temperatura. El efecto de la temperatura se pone de manifiesto al comparar la
transformación que opera a las diferentes temperaturas de ensayo. Se obtienen de este
modo los diagramas TTT (Transfonnación-Temperatura-Tiempo), que expresan en un
diagrama temperatura-tiempo, el tiempo necesario para que se inicie y para que finalice
1

19. Capítulo 2, Transfonnaciones en el
12
hierro-carbono
la transformación, cuando se mantienen isotérmicamente, a una determinada
temperatura, muestras de acero previamente austenizadas. En estas experiencias las
muestras de acero deben enfriarse rápidamente desde la temperatura de austenización
hasta la del tratamiento isotermo para evitar que la transformación comience antes de
alcanzarse la temperatura isoterma. En general, las curvas TTT de los aceros tienen
"c" (Figura 2.5:
forma de
curva TTT de un acero eutectoide), de tal modo que la nariz
de la curva representa la temperatura a la que la reacción ocurre con mayor rapidez (en
este caso sobre 540°C), disminuyendo ésta tanto al movemos hacia mayores como hacia
menores temperaturas. La explicación reside en que al acercarnos a la temperatura
eutectoide, el grado de subenfriamiento es pequeño por lo que la fuerza impulsora de la
transformación disminuye (entalpía libre ligada al cambio de fase). Por otro lado, al
disminuir la temperatura de transformación por debajo de la nariz de la curva, aunque el
subenfriamiento aumenta, la reacción se ralentiza, al disminuir ostensiblemente la
difusividad del carbono en la
del hierro.
I 1 Illi
I11
II 111,
800
-
1200
..
I
I
/
-
F+C-
, A+
800
+C·
'.
--
.
100
200
M
55
I
'-
57
--
I
I
I-T
Eslimated
1I
I
I
0.5 1 2
43
-
i
o
-
_. 38
40
- 50
Mso 1
90
11
--
.....
-
-
- 41
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M.
«
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I
F
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woz
32
1
I
500
,- :
I
-
1000
200
I I I11I
-
600
300
I 11I
As - .-
-
700
1-
I
A
1400
w
I 1 111
I
5 10
1
I
1 HOUR
I I 1111
TIME - SECONOS
Figura 2.5
66

20. Capítulo 2. Transformaciones en el
13
hierro-carbono
Otro efecto importante que es preciso recordar es que los productos de transformación
(ferrita+perlita) son tanto más finos (y por ello, de mayor dureza) cuanto menor haya
sido la temperatura a la que se han formado. En la misma Figura 2.5 se observa que la
perlita formada a una temperatura cercana a la eutectoide (727°C), tiene una dureza de
10-20 HRC, se trata de la perlita gruesa, con una separación interlaminar comprendida
entre 0.25 y 0.5
Por el contrario, la perlita que se forma en la región de la nariz de
la curva (sobre 540°C) tiene una dureza en torno a 35-40 HRC, la separación
interlaminar de este constituyente es de 0.1-0.2
y se denomina perlita fina.
Las transformaciones perlíticas tienen lugar por nucleación y crecimiento, de tal manera
que su cinética, a una determinada temperatura, responde a curvas del porcentaje de
transformación en función del tiempo de tipo sigmoidal, como la representada en la
Figura 2.6 (N YG son las velocidades de nucleación y crecimiento respectivamente).
1.0
3
N = 1000/cm /sec
5
0.8
G = 3 x 1O. cm/sec
0.6
J
0.4
0.2
/
200
400
Time, in seconds
600 800 1000
Figura 2.6
Las estructuras de transformación que aparecen por debajo de la nariz de la curva de la
Figura 2.5, aunque también son mezclas de ferrita y cementita, son claramente
diferentes de la perlita: se denominan bainitas. Cuando la transformación de la austenita
eutectoide tiene lugar por debajo de 500°C, la difusión del carbono resulta ya muy
dificil, mientras que el salto entálpico ligado a la transformación austenita-ferrita es
muy grande. La formación de la bainita a temperaturas entre 500 y 400°C (bainita
superior: 40-45 HRC) se inicia con la formación de un germen acicular de ferrita y
como resultado de la necesaria expulsión del carbono, precipita cementita en los
contornos de las agujas de ferrita. Entre 400 y 250°C, la difusión del carbono es aún

21. Capítulo 2. Transformaciones en el
hierro-carbono
14
más lenta, de manera que en estas situaciones pequeñas láminas de cementita precipitan
en el interior del propio germen de ferrita: es la bainita inferior (50-55 HRC). La
extremada finura de las estructuras bainíticas, que no se resuelven al microscopio
óptico, es la responsable de su alta dureza.
Finalmente, cuando se enfria rápidamente una muestra de acero desde el dominio
austenítico, de tal manera que no damos tiempo para que la transformación perlítica
tenga lugar, por debajo de aproximadamente 200°C, tiene lugar una transformación
diferente, que da lugar a una nueva estructura muy dura, denominada martensita. El
estudio de la transformación martensítica se realizará en un capítulo posterior. De
momento solamente se indica que las temperaturas Ms' Mso Y M90 , que aparecen en la
Figura 2.5, corresponden respectivamente al inicio de la transformación martensítica, a
un 50% ya un 90 % de la citada transformación (el resto, en cada caso, es austenita sin
transformar) .
Es preciso finalmente señalar que la transformación isoterma de la austenita en los
aceros hipoeutectoides e hipereutectoides comienza dando lugar a la fase proeutectoide
presente en cada caso, ferrita y cementita respectivamente, tal y como se pone de
manifiesto en las curvas TTT de un acero hipoeutectoide, que se presenta en la figura
2.7.
800
140 0=
11 1I1I1
1.
IAf
o
120
-
._-
600
o
100
500
180
400
1- 300
200
o
o
.-_.
I
,I
15
/-
F+C
'1
42
;
-
¡
11
25
I
i
I,
1
23
23
I
l-
1il
5 10
49
¡
--HM.oj
0.5 1 2
1
-
I
I
I
,
-
i ;1111
I
o
A + F+C
200
l'
_ '1" - - .
-
--
II'
100
1I 1111
11 11111
11
(
-
600
400
!
_. - .
Aí
700
/1
A
¡
II
I
I-T DIAGRAM
I
1
'1' I
I
,
1
,
I
i
1
I,OAY
IHOUR
1I
TIME - SECONOS
Figura 2.7
-
I
2
.

22. Capítulo 2, Transfonnaciones en el
15
hierro-carbono
La superposición de la curva que refleja la velocidad de enfriamiento del acero desde la
región austenítica con las curvas de tranformación TTT nos permitirá deducir el rango
de temperaturas en el que la transformación de la
va a tener lugar y, en
consecuencia, conocer las estrcturas que se formarán.
2.4. Efecto de la velocidad de enfriamiento sobre las transformaciones ferritoperlíticas
Tomando como referencia un acero hipoeutectoide, el efecto de aumentar la velocidad
de enfriamiento, desde el dominio austenítico, se traduce en una disminución de la
temperatura Ar3 (histéresis térmica asocida a los procesos de nucleación y crecimiento).
La región de estabilidad de la austenita del diagrama hierro-carbono se modifica
entonces al variar la velocidad de enfriamiento tal y como se pone de manifiesto en la
Figura 2.8 (V 3>V 2>V 1).
'/, de carbono
Figura 2.8
Se supone que la linea que marca la máxima solubilidad de carbono en la austenita
mantiene su tendencia al descender la temperatura por debajo de la eutectoide, de tal
modo que el punto eutectoide E se desplaza hacia contenidos inferiores de carbono (El'
E2,
La misma figura pone entonces de manifiesto que al aumentar la velocidad de
enfriamiento, aumenta también la proporción de perlita del acero, aunque el contenido

23. Capítulo2. Transformaciones en el
16
hierro-carbono
en carbono de este constituyente será menor que el que aparecería en un enfriamiento
infinitamente lento. Por otro lado, como la transformación ocurre a temperaturas tanto
más bajas cuanto mayor sea la velocidad de enfriamiento, el tamaño de grano de la
ferrita y la separación interlaminar de la perlita disminuirán y, en consecuencia,
aumentarán tanto la dureza como la resistencia mecánica del acero.
Resulta entonces que en un enfriamiento continuo desde la región austenítica a una
determinada velocidad, se requiere un cierto subenfriamiento para que la transformación
se inicie (tanto más grande cuanto mayor sea la velocidad de enfriamiento). Por otro
lado, los tratamientos térmicos comerciales de los aceros suelen consistir en
enfriamientos continuos (no isotermos), por lo que sería más apropiado conocer la
cinética de la transformación de la austenita en enfriamientos continuos: son las
denominadas curvas CCT, que expresan el inicio y final de las transformaciones en
enfriamientos realizados a diferentes velocidades de enfriamiento. Las Figuras 2.9 y
2.10 muestran respectivamente los diagramas CCT de un acero eutectoide y de otro
hipoeutectoide. Estas figuras muestran las curvas de enfriamiento que se han utilizado
para obtener los diagramas, así como la dureza final obtenida en cada caso. Nótese el
aumento de temperatura que a veces se registra sobre la propia curva de enfriamiento
como consecuencia del desprendimiento de calor asociado a la transformación.
1000
AustenitisierungstemperatlJr 810 oc
ffaltedalJer 10 min,
in J min
900
70
Figura 2.9
I
100
I
1000

24. Capítulo2. Transformaciones en el
hierro-carbono
17
En general, los diagramas CCT se encuentran algo desplazados hacia menores
temperaturas y mayores tiempos en relación a los diagramas TIT.
CS-
Mn V Auateniti
Cr
I
P880°C (16160 F)
Auslenilisierungslemperalur 880
I
.
Si d
(Holledouer J min) ou(geheizt in
JO
I
mi"
5
A
735°C
785°C
= 350°C
1
I
,
I
II
1
1
11
1
Bereich des Auslenjls
f
P
1
der
Bereich der
8ereichderMorfensit·
O
I
in
..
0.1
Sekunden
10
10 J
10'
10
I
I
1000
I
10
--leil
Figura 2.10
2.5. Austenización de los aceros
La reacción de formación de la austenita en el calentamiento por encima de la
temperatura crítica de un acero cualquiera se puede representar mediante un diagrama
TTT, del mismo modo que lo hacíamos en el caso de la descomposición de la austenita.
La principal diferencia radica ahora en el hecho de que a medida que incrementamos la
temperatura por encima de la temperatura crítica de transformación, la velocidad de
transformación aumenta continuamente. La Figura 2.11 muestra la transformación
isoterma de la perlita en austenita en el calentamiento de un acero perlítico. Cualquiera
que sea la temperatura (siempre superior a la
por supuesto), una vez
desaparecida por completo la perlita, queda todavía una cierta fracción de cementita
residual sin transformar, que al cabo de un tiempo adicional termina redisolviéndose
para dar lugar a una estructura totalmente austenítica, pero heterogénea (muestra
regiones con diferentes contenidos en carbono), requiriéndose un tiempo
apreciablemente mayor para lograr la homogeneización completa de la austeni tao De
cualquier manera, al igual que ocurría con las transformaciones de la austenita en el
enfriamiento, la formación de la austenita en calentamientos continuos es dependiente
de la velocidad de calentamiento, de tal modo que al aumentar la velocidad de

25. Capítulo2. Transformaciones en el
hierro-carbono
18
calentamiento, las mismas transfonnaciones tienen lugar a una temperatura más alta,
debido a la histéresis ténnica ya comentada con anterioridad (ver Figura 2.12).
1,
',.
I
l
.
Wi!IJ
BOO
.
.
1,
"
?8D
1400
?BO
"
"
Pearlite
?4O
-----O
__
ID
IDODO
Figura 2.11
Temperalure
900
111
I
I
880
860
1/
/
800
780
760
I
11
820
nHE +
J
e
1/
P arl'te
70
0.1
f
1/
:1
/
680
I
11
I
72 0
" 11111
riCé
v
AC3
ACl
I
-
10
/
V
Time in seconds
Figura 2.12

26. 19
Capítulo2. Transfonnaciones en el diagrama hierro-carbono
Otro aspecto importante asociado al empleo de temperaturas de austenización muy altas
o a tiempos de mantenimiento a temperatura elevada grandes es el crecimiento del
grano de la austenita. El crecimiento del grano de austenita es un proceso espontáneo
que tiene lugar por difusión (movimiento de las fronteras de grano) ya que la
microestructura final es más estable al disminuir en ella la extensión de las juntas de
grano (menos defectos). La adición de aluminio como elemento desoxidante de los
aceros (aparece en forma de AIN) y de otros elementos como el titanio y el niobio
(forman carbonitruros) dificulta el crecimiento del grano austenítico, ya que estos
compuestos precipitan en forma fina y dispersa en las juntas de grano de la austenita,
ejerciendo un efecto de anclaje que retarda el movimiento de las fronteras de grano. La
Figura 2.13 muestra también como el efecto de afino de grano ligado a la precipitación
de estos compuestos desaparece bruscamente al sobrepasarse la temperatura a la que
estos precipitados se redisuelven en la austenita.
800 900
8
7
1000 oC
. . I. . .. JJ
128
64
Fine-grained
6
32
+---1
5
16
4
8
Coarse-grained
.
ot---+--1
-2
1
.
Grain-coarsening
temperature
'/4
1400
1600
1800
Heating temperature.
Figura 2.13
z
2000
'/a

27. Transfonnaciones en el
hierro-carbono
20

28. Capítulo 3: Efectos de los elementos de aleación en los aceros
3. EFECTOS DE LOS ELEMENTOS DE ALEACION EN LOS ACEROS
3.1. Introducción
Los aceros al carbono son aleaciones binarias hierro-carbono que peresentan unas excelentes
propiedades mecánicas y bajo coste. Sin embargo es posible mejorar estas propiedades y
especialmente adaptar estos productos a trabajos en condiciones más severas (p.e., ambientes
corrosivos, altas temperaturas) mediante el uso de elementos de aleación. El coste de los
aceros de media y alta aleación también será mayor.
3.2.Distribución de los elementos aleantes
Podemos dividir los elementos de aleación de los aceros en varias categorías atendiendo a las
fases en las que aparecen:
- Elementos que aparecen disueltos en la ferrita
- Elementos que aparecen disueltos y también forman carburos estables
- Elementos que aparecen formando carburos
- Elementos que aparecen en forma de inclusiones no metálicas
- Elementos presentes en estado libre.
Dentro de la primera categoría se sitúan elementos tales como el niquel, cobre, fósforo,
silicio, aluminio y cobalto, que normalmente aparecen disueltos en la ferrita (formando
soluciones sólidas de sustitución), dado que su solubilidad en la cementita o su tendencia a
formar carburos es muy baja. Recuérdese que solamente los elementos con radio atómico más
pequeño, como el carbono y el nitrógeno, forman soluciones sólidas de inserción. El efecto
principal que origina la entrada en solución sólida de otros elementos en la ferrita es la
distorsión de su red cristalina (diferente tamaño atómico), que a su vez produce el
endurecimiento de la ferrita. El endurecimiento es notablemente mayor en las soluciones
sólidas de inserción que en las de sustitución. Este carácter endurecedor, de mayor a menor,
resulta ser: C, N, P, Sn, Si, Cu, Mn, Mo. El niquel, cromo y aluminio apenas afectan a la
dureza de la ferrita..
Muchos de los elementos de aleación empleados en la fabricación de aceros corresponden a la
segunda categoría, siendo entonces formadores de carburos (generalmente más estables que
la cementita), aunque si están presentes en bajas concentraciones, entran en solución tanto en
la cementita como en la ferrita. Ejemplos típicos son el manganeso, cromo, molibdeno,
vanadio, niobio, wolframio, etc. El manganeso no forma carburos sino que suele aparecer
21

29. 22
Capítulo 3: Efectos de los elementos de aleación en los aceros
disuelto en la cementita. Un mismo elemento químico puede fonnar varios carburos distintos
en función de las proporciones relativas de carbono y del citado elemento presentes en el
acero. La Figura 3.1 presenta el diagrama de equilibrio de un acero con 0.2% de carbono y
diferentes proporciones de cromo y vanadio a 70ü°C. Nótese que en este supuesto carburos
del tipo de la cementita (M3C) solo son estables cuando el contenido de cromo es menor del
1.2% Yel de vanadio inferior al 0.6%. Cuando cualquiera de estos elementos fonnadores de
carburos está presente en mayor proporción de la necesaria para formar carburos, que a su
vez viene detenninada por el contenido en carbono del acero, el resto aparece disuelto en la
red de ferrita. Por otro lado, los elementos no carburígenos (silicio, fósforo, aluminio, niquel
y cobre, en orden decreciente) tienen carácter grafitizante, es decir dificultan la fonnación de
cementita y en su lugar promueven la aparición del carbono en su fonna más estable, es
decir, grafito.
2'0
1'5
E
.
>
1·0
0'5
M3C
+
V4 C 3
M3C
O
O
5
6
7
8
9
10
11
12
Wt %·chromium
Figura 3.1
Solamente hay unos pocos elementos que entran casi exclusivamente en combinación con los
carburos. El más importante es el nitrógeno, que fonna carbonitruros con elementos como el
titanio, niobio, vanadio,..
Hay ciertos elementos como el silicio, manganeso, aluminio, calcio, magnesio que, estando
presentes en cantidades muy pequeñas, fonnan inclusiones no metálicas, del tipo de los
óxidos y sulfuros. Son elementos residuales que quedan formando estas fases tras los
correspondientes tratamientos de desoxiadación y desulfuración utilizados en el curso de la
elaboración de los aceros. De cualquier manera, la proporción de estas fases es siempre muy

30. 23
Capítulo 3: Efectos de los elementos de aleación en los aceros
pequeña, ya que son función del contenido final de oxígeno y de azufre del acero. Desde este
punto de vista el manganeso tiene un efecto beneficioso ya que en virtud de su mayor afinidad
por el azufre impide la formación de FeS (se forma en su lugar MnS). La fase FeS forma con
el hierro un constituyente eutéctico de bajo punto de fusión que dificultaría mucho la
laminación en caliente y la forja de los aceros.
Por último, elementos tales como el plQmo aparecen en estado libre formando parte de los
aceros, es decir sin combinar ni solubilizar.
3.3. Modificación del diagrama hierro-carbono
A este respecto, los elementos de aleación se dividen en dos grandes grupos:
- Elementosgammágenos, que expanden la región de estabilidad de la austenita.
- Elementos alfágenos, cuyo efecto es el contrario, es decir, contraen la región austenítica y,
en consecuencia, incrementan la zona de estabilidad de la ferrita.
Si en un acero introducimos elementos como el niquel, manganeso y cobalto en grandes
cantidades se podría llegar a hacer desaparecer por completo el hierro
y obtener así una
estructura de hierro y estable a temperatura ambiente. En otras ocasiones (carbono y ni trógeno
son los elementos más representativos), los elementos gammágenos expanden la región de
estabilidad del hierro y, pero su efecto tiene un límite marcado por la formación de otros
compuestos (carburos y nitruros). Cobre y zinc tienen efectos similares a estos últimos.
Por el contrario, muchos elementos de aleación tienen el efecto contrario, es decir restringen
la región de estabilidad del hierro y, de tal manera que a partir de un determinado contenido
del elemento, los campos de estabilidad de las estructuras BCC del hierro (hierro
y hierro
se unen. Dentro de esta categoría citaremos a elementos como el silicio, aluminio, berilio y
fósforo, junto con los elementos fuertemente formadores de carburos: titanio, vanadio,
molibdeno y cromo. Finalmente, en un último caso, elementos como el boro, tántalo, niobio
y zirconio producen la contracción del bucle de hierro y, pero ahora éste termina formando
determinados compuestos. La Figura 3.2 muestra gráficamente todos los casos citados,
mientras que las Figuras 3.3 y 3.4 muestran respectivamente el efecto sobre el diagrama
hierro-carbono de un elemento gammágeno típico (manganeso) y dos alfágenos (titanio y
cromo). En estos dos últimos casos se destaca que la presencia de los átomos de titanio y de

31. Capítulo 3: Efectos de los elementos de aleación en los aceros
24
cromo en la red de la austenita producen una distorsión tal que se reduce considerablemente el
contenido de carbono que satura la austenita a cualquier temperatura.
(e)
(a)
M
M
A4
A4
A3
a
Closed r-fie1d
Open r·field
(b)
(d)
M
A4
A3
A3
Expanded )'-field
Contracted
r -field
Figura 3.2
Como consecuencia de los efectos citados, todos los elementos alfágenos aumentan la
temperatura eutectoide mientras que los elementos gammágenos la disminuyen. Por otro lado,
todos los elementos de aleación (alfágenos y gammágenos) disminuyen el contenido de
carbono del punto eutectoide. Estas características se cuantifican en la Figura 3.5. Las
fórmulas desarrolladas por Andrews (1965) permiten calcular aproximadamente las
temperaturas AC3 y Ac¡ de los aceros atendiendo a su composición química:
AC3
AC 1
=910 -
- 15.2 Ni + 44.7 Si + 104 V + 31.5 Mo + 13.1 W
=723 - 10.7 Mn - 16.9 Ni + 29.1 Si + 16.9 Cr + 290 As + 6.38 W

32. 25
Capítulo 3: Efectos de los elementos de aleación en los aceros
1500
1400
1300
1200
2, 5'/,
g'/.
I
1100
4'/.
1000
VJ.
900
Mn
2
E
800
/
'5'I'Mn4'1. Mn
-
..
Acero 0,35'/. Mn
700
a; carboio
600
I
9'1.Mn
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0
Contenido en Carbono
1,2
1,4
1,6
1,8
Figura 3.3
1500
a.
E
900
1100
900
0'5
1-0
Weight %
e
1-5
2·0
0-5
1·0
Weight %
e
1'5
2-0
Figura 3.4
3.4.
Efecto
de los
transformación austenítica
elementos
de
aleación
sobre
la
cinética
de
En virtud de la diferente tendencia que tienen los elementos de aleación para asociarse con la
ferrita o de formar carburos, es lógico esperar que su presencia influya sobre la cinética de la
transformación de la austeni ta por debajo de la temperatura crítica Al' Prácticamente todos los
elementos de aleación, a excepción del cobalto, retrasan la cinética de la transformación de la
austenita, La explicación de este hecho reside por un lado en que la presencia de elementos de
aleación en la austenita disminuye la difusividad del carbono en esta fase, y por otro, la
transformación de la austenita implica igualmente un cierto reparto de los elementos de
la

33. 26
Capítulo 3: Efectos de los elementos de aleación en los aceros
aleación entre la austenita, ferrita y carburos, que a su vez implica la difusión (mucho más
lenta que la del carbono) de los propios elementos de aleación.
1200
0,80
0,60
e
800
o 040
.
E
0,20
Figura 3.5
La Figura 3.6 muestra el efecto de pequeñas adiciones de manganeso y molibdeno sobre el
inicio de la transformación de la austenita. El efecto del molibdeno varía con la temperatura a
la que tiene lugar la transformación (lo mismo ocurre con otros elementos de aleación) y
conduce a separar claramente las regiones en las que operan las transformaciones perlíticas y
bainíticas.
A = Fe-0'5 al % e
6 = Fe-0'5 al % e 1·0 al % Mn
e = Fe-0'5 al % e 1·0 al % Mo
1000
900
-----A
800
a. 700
E
600
500
e}
-----6
6
e
10
Reaclion lime (s)
Figura 3.6
Ae3

34. 27
Capítulo 4. Temple del acero
TEMPLE DEL ACERO
4.1. Martensita
Si se enfría rápidamente la austenita a una velocidad mayor que la velocidad crítica de
temple (menor velocidad a la que se impide la formación de las estructuras perlitobainíticas, que corresponde, por ejemplo, a la curva de enfriamiento tangente a la nariz
perlítica en la Figura 2.5), la transformación de la austenita tiene lugar por debajo de los
250°C de un modo muy diferente al que se había explicado en el capítulo 2. La
estructura que se forma como consecuencia de la citada transformación se denomina
martensita (es la microestructura más dura y frágil de los aceros) y el enfriamiento
rápido que hemos debido realizar recibe el nombre de temple.
La martensita es una solución sólida sobresaturada en carbono que presenta una
estructura tetragonal centrada en el cuerpo con los átomos de carbono ocupando
posiciones octaédricas intersticiales a lo largo del eje mayor de la celda (eje c, véase la
Figura 4.1, donde las posiciones intersticiales x e y están vacías).
OFe atoms
· e atoms
· Octahedral
interstices
a
---"1
Figura 4.1
Cuanto mayor es el contenido en carbono de la martensita, un mayor número de lugares
intersticiales son ocupados y, consecuentemente, la tetragonalidad de la celda aumenta,
tal y como se refleja en la Figura 4.2 (también recoge la variación del parámetro
reticular de la austenita con su contenido de carbono).
La distorsión que produce el carbono en la estructura martensítica se cuantifica de la
siguiente forma:

35. 28
Capítulo 4. Temple del acero
c/a = 1 + 0.045 %C
de tal modo que una martensita sin carbono tiene la misma estructura que la ferrita (la
extrapolación a carbono cero del parámetro reticular de la martensita coincide con el
parámetro de la ferrita).
at
o
0'95
e
1'90
3'80
4,75
3·66
3·62
8-
parameter ef fcc austenite
3·58
3'54
3'50
3.02
e - para meter ef bet manensite
2'98
2·94
2·90
8-
para meter ef bet manensite
2.86,--2.82
__J
__
O
0'4
0·6
0·8
1·0
e
Figura 4.2
wt
"4
La Figura 4.3(a) muestra como se puede generar una estructura tetragonal (a'),
prácticamente sin difusión, a partir de la estructura cúbica (y) de la austenita. Para
convertir aquella celda tetragonal en una celda de martensita es necesaria una
contracción de aproximadamente un 17% a lo a lo largo del eje vertical, eje [001]
(Figura 4.3.b). Aunque hoy día se sabe que este mecanismo, debido a Bain, no es
correcto, pone de manifiesto la posiblidad de obtener una martensita por distorsión
mecánica (sin difusión) de la celda de la austenita.
La martensita es una fase metaestable que aparece solo porque la difusión es
prácticamente inoperante a las bajas temperaturas a las que se forma, de tal manera que

36. 29
Capítulo 4. Temple del acero
si calentamos la martensita hasta una temperatura suficiente para dotar a los átomos de
carbono de una cierta movilidad (tratamiento de revenido, SOO-70ü°C), se formará
cementita y la celda de martensita sin carbono se habrá transfonnado en ferrita, es decir,
se habrán formado las fases estables que nos indica el diagrama
[(01) r
[(01)
I
O
I
I
o
I
- [010]
r
[l(0)r
(a)
I
I
O
I
I
O'I
I
e
__a
(b)
Figura 4.3
La Figura 4.4 muestra el importante efecto que ejerce el carbono sobre la dureza de la
martensita, en comparación con la ligera influencia que tiene en la dureza de la
austenita. La enonne dureza de una martensita con alto contenido en carbono se debe a
la acción conjunta de mecanismos de endurecimiento como la distorsión estructural por
cizaIladura, el endurecimiento por solución sólida de inserción del carbono, y la
formación de una alta densidad de dislocaciones y macias finas. Por otro lado, el tamaño
de grano de la austenita de partida fija el tamaño máximo de las placas de martensita, de
tal manera que la resistencia mecánica de la martensita depende también, en un cierto
grado, del tamaño de grano de la austenita segun una relación del tipo Hall-Petch
(Figura 4.5)

37. 30
Capítulo 4. Temple del acero
900,---------------
_
65
800
700
Martensite in
iron-carbon alloys
600
50
500
c:
o
c:
45
400
40
35
300
30
25
20
200
Austenite in iron-nickel-carbon alloys
100
wt %
e
Figura 4.4
4.2. Transformación martensítica
La transformación martensítica no es una transformación que tiene lugar por nucleación
y crecimiento, sino que presenta unas características propias, que se citana
continuación:
- En virtud de la práctica ausencia de difusión en estado sólido motivada por las bajas
temperaturas a la que tiene lugar, la transformación martensítica no altera la
composición química de las fases que intervienen: la composicón química de la
martensita es la misma que la de la austenita de la que procede. De este modo, el
cambio estructural producido por la transformación ocurre por cizal1adura en virtud de
pequeños movimientos atómicos (los átomos se desplazan distancias inferiores al
parámetro de la red).

38. 31
Capítulo 4. Temple del acero
Grain size - A5TM number
ZZOO
8650: 0'5 C -lMn -0'5Ni -0,5 Cr-0'Z5 Mo
4340: 0·4 C - 0·7 Mn -0,8 Cr-1'5 Ni-0'Z5 Mo
ZOOO
I
E 1800
z
··
1Z00
1000
Figura 4.5
- La transformación martensítica no depende del tiempo sino solo de la temperatura.
Enfriada la austenita por debajo de la temperatura a la que esta transformación
comienza a producirse (M.),ésta tiene lugar instantáneamente (la formación de placas
individuales de martensita ocurre en tiempos del orden de los 10'7 s) y no progresa
aunque mantengamos constante la temperatura durante largos periodos de tiempo.
- La transformación de la austenita en martensita tiene lugar con un aumento de
volumen que depende ligeramente del contenido en carbono del acero, pero que en
términos generales se sitúa en torno al 4%. Una consecuencia de esta característica es la
creación de un fuerte campo local de tensiones residuales, que puede, en algunos casos,
llegar a producir el agrietamiento del acero.
- La cantidad de austenita transformada en martensita aumenta al disminuir la
temperatura. Se denomina M. a la temperatura a la que se inicia esta transformación y
Mf es la temperatura a la que toda la austenita se ha transformado en martensita. Estas
temperaturas dependen casi exclusivamente de la composición química del acero:
cualquier elemento químico, a excepción del cobalto y aluminio, disminuyen la
temperatura M., pero la influencia de los elementos intersticiales (carbono y nitrógeno)

39. 32
Capítulo 4. Temple del acero
es mucho mayor. La fórmula de Andrews (1965) es la más utilizada a la hora de estimar
la temperatura Ms de un acero:
Ms (OC) = 539 - 423C - 30AMn - 17.7Ni - 12.1Cr - 7.5Mo
Por otro lado, la transformación martensítica es función del grado de subenfriamiento,
por debajo de la temperatura Ms' de tal modo que la fracción volumétrica de
martensita transformada se puede estimar a partir de la expresión que se indica en la
Figura 4.6. Al aplicar estas fórmulas a un acero aleado de alto contenido en carbono
veríamos que su temperatura Me es inferior a la temperatura ambiente, de modo que tras
el temple del acero quedará una cierta fracción de austenita no transformada (austenita
residual) a no ser que se realice un temple subcero, que consiste en un enfriamiento por
debajo de la temperatura ambiente hasta alcanzar la temperatura Me del acero.
100
50
o
----------..
..-.
2
20
10
e
·
HARR I S AND
V =6.95xlO- 15r455-(M -TIJ5.32
2.0
1.0
.5 .
sq
-LlO x lO' (Ms Tq)
-.
;
· PURE IRON-CARBeN
· PURE IRON-CARBON (SUB-ZERO QUENCH)
PlAIN CARBON
SAE S2100
·
PlAIN CARBON (AFTER HARP.IS AND COHEN)
·
Ms - Tq (oC)
Figura 4.6
El contenido de austenita residual tras el temple de un acero depende de tres factores:
composición química del acero, proceso de austenización previo y velocidad de temple.
La influencia de la composición química queda reflejada en el importante efecto que se
acaba de exponer de los elementos aleantes sobre la temperatura M. del acero. En
relación al proceso previo de austenización hay que apuntar que al aumentar la
temperatura de austenización (yen menor medida también al aumentar el tiempo de
mantenimiento) propiciamos tanto la homogeneización de la austenita (Figura 2.11)
como el crecimiento de su tamaño de grano (Figura 2.13), y ambos factores contribuyen
a estabilizar la fase austenítica, retrasándose de este modo su transformación tanto en

40. Capítulo 4. Temple del acero
ferrita y perlita como en martensita. Es decir, al aumentar la temperatura y el tiempo de
austenización la temperatura Ms disminuye. Además, la cantidad final de austenita
retenida tras el temple aumenta al disminuir la velocidad de enfriamiento, ya que en un
enfriamiento lento damos más tiempo a que la austenita se vaya acomodando y se
relajen las tensiones internas que surgen como consecuencia tanto del propio
enfriamiento como de la transformación de la austenita en martensita. Todo ello
contribuye a aumentar la estabilidad de esta fase y, en consecuencia, a retrasar su
transformación hacia temperaturas más bajas.
4.3. Transferencia térmica durante el temple de los aceros
Tal y como se explicó en los apartados anteriores, el endurecimiento de un acero por
transformación martensítica exige realizar un enfriamiento suficientemente rápido
después de su austenización, lo que exige utilizar un medio refrigerante adecuado
(medio de temple). Por esta razón es importante conocer el proceso de transferencia
térmica que tiene lugar cuando una pieza de acero caliente se introduce en un medio
líquido (agua, aceite, etc.).
Cuando una pieza de acero caliente (p.e. a 900°C) se introduce en el medio de temple
líquido que se encuentra a temperatura ambiente, el líquido en contacto con la superficie
del acero entra en ebullición, formando una película de burbujas de vapor que actúan a
modo de una capa aislante que previene el contacto directo entre la superficie de la
pieza y el medio refrigerante. En esta etapa del temple la transferencia térmica es baja y
si se quiere conseguir una velocidad de enfriamiento alta, debe intentarse reducirla todo
lo posible. Conforme el enfriamiento de la pieza progresa, el espesor de la capa de
vapor disminuye hasta que llega un momento en el que la película de vapor comienza a
romperse, lo que permite que corrientes de fluido frío entren en contacto con la
superficie del acero, donde se vaporiza inmediatamente. Este proceso se repite
incesantemente dando lugar a una transferencia térmica muy rápida. Finalmente, cuando
la superficie del acero alcanza una temperatura tal que el medio refrigerante ya no entra
en ebullición, la transferencia térmica solo tiene lugar por conducción y convección y la
velocidad de enfriamiento del acero se reduce en comparación con la etapa anterior.
Estas tres etapas en las que de modo esquemático se ha dividido el proceso de
enfriamiento de una pieza de acero se muestran en la Figura 4.7, mientras que la Figura
4.8 da cuenta de que la curva de enfriamiento de un acero depende fuertemente del
medio de temple utilizado. Un medio de temple ideal sería aquél que tuviera una etapa
33

41. 34
Capítulo 4. Temple del acero
primera corta para evitar alcanzar las curvas de la transformación perlftica del acero, a
la que debería seguir una etapa segunda caracterizada por una velocidad de enfriamiento
muy rápida y finalmente una etapa tercera en la que la velocidad de enfriamiento
volviera a ser baja para que en ella tuviera lugar la transformación martensítica
lentamente, con el fín de evitar deformaciones y la aparición de fuertes tensiones
residuales, motivadas por el incremento de volumen inherente a la transformación.
Tlmperaturl
'C
1000
800
700
600
300
200
100
Con'lction
o
10
15
20
25
Timo 5
Figura 4.7
Temp,rQture
·C
800
700
3 ./. brine
600
HQrdening oil A
Tap WQter
HQrdeni ng oi 1 B
500
Di! emulsion
300
200
100
O
O
S
10
15
20
2S
30
Time
5
Figura 4.8
Resulta entonces dificil caracterizar un medio de temple por un único parámetro que
defina fielmente su capacidad refrigerante. A este respecto, deben tenerse en cuenta dos
consideraciones. Por un lado está el flujo de calor que se dirije desde la superficie de la

42. 35
Capítulo 4. Temple del acero
pieza hacia el medio refrigerante, que es el que controla la temperatura de la superficie
del acero. Por otro lado, la transferencia térmica en el interior de la pieza de acero viene
controlada por la difusividad térmica del mismo, siendo necesariamente idénticos el
fl ujo de calor que llega a la superficie de la pieza y el
ésta transfiere al medio
refrigerante. La velocidad de transferencia de calor desde la superficie hacia el medio
viene dado por la ley de Newton:
(dQ/dt)s = h (Tsdonde h es el coeficiente de película, Ts la temperatura de la superficie de la pieza y T ro
la del medio de temple.
Por otro lado, en cualquier punto de la pieza de acero, el flujo térmico será:
dQ/dt
=k (dT/dx)
k es la conductividad térmica del acero
y en la superficie de la pieza tendremos:
(dQ/dt). = k (dT/dx)s
Igualando ambos flujos, resulta:
(dT/dx)s
=(h/k) (Ts- T
Resulta entonces que la velocidad de transferencia de calor a través de la superficie de
la pieza de acero es directamente proporcional al cociente h/k. A este respecto, el
coeficiente de película h depende de distintos factores que dificultan su cuantificación
práctica. De cualquier modo, se ha acuñado un término que denota la capacidad
refrigerante de un medio o efectividad del medio refrigerante, que se denomina
severidad de temple, que tiene las dimensiones de
H
=h / 2k
Aunque los valores de la severidad H varían en el curso del enfriamiento (especialmente
varía el coeficiente de película, aunque igualmente varía la conductividad térmica), se
suelen utilizar unos valores medios aproximados característicos de cada medio. La
Tabla 4.1 muestra la severidad H (en pulgadas· l) de diferentes medios de temple y
también la gran influencia del grado de agitación. La Tabla 4.2 muestra la capacidad
refrigerante de medios de temple muy diversos en comparación con el agua a 18°C.
Otro factor que también influye de manera muy importante en la velocidad de
enfrimiento de cualquier pieza durante su temple en el medio apropiado es el tamaño de
la misma. La Figura 4.9 da cuenta de la velocidad de enfriamiento de puntos situados a
diferente profundidad de un redondo de 25 mm de diámetro templado en un medio de
severidad H=4.

43. 36
Capítulo 4. Temple del acero
Air
Oi!
No circulation of fluid or agítation of piece
0.02 0.25 to 0.30
0.30 to 0.35
Mi!d circulation (or agitation) ............
0.35 to 0.40
Moderate circulation ...................
0.4 to 0.5
Good circulation .......................
Strong circulation ...................... 0.05 0.5 to 0.8
0.8 to 1.1
Violent circulation .....................
Water
0.9
LO
1.2
1.4
1.6
to
to
to
to
to
Brine
LO
2
1.1 2 to 2.2
1.3
1.5
2.0
4
5
Tabla 4.1
Quenching medlum
Aqueous solution,
Aqueous solution,
Aqueous solution,
Aqueous solution,
Aqueous solution,
Water at 32 F
Water at 65 F
Aqueous solution,
Mercury
Sn30Cd7o at 356 F
Water at 77 F
Rape seed oi!
Tria! oi! No. 6
Oi! P20
Oi! 12455
Glycerin
Cooling rate (a)
from 717 to 550 oC
(1328 to 1022°F)
relative to that
for water at
18 oC (65°F)
10%
10%
10%
10%
10%
LiCI
NaOH
NaCI
NazC03 ..
H ZS0 4···
10% H3P04···
2.07
2.06
1.96
1.38
1.22
1.06
LOO
0.99
0.78
0.77
0.72
0.30
0.27
0.23
0.22
0.20
Quenching medium
Cooling rate (a)
from 717 to 550 oC
(1328 to 1022°F)
relative to that
for water at
18 oC (65°F)
Oi! 20204
Oil, Lupex Iight
Water at 122 F
Oi! 25441
oi! 14530
Emulsion of 10% oi! in water
Copper plates
Soap water
Iron plates
Carbon tetrachloride
Hydrogen
Water at 166 F
Water at 212 F
:
Liquid airo
Air
Vacuum
0.20
0.18
0.17
0.16
0.14
O. 11
0.10
0.077
0.061
0.055
0.050
0.047
0.044
0.039
0.028
0.011
(a) Determined by quenching a 4-mm nichrome ball, which when quenched from
860 oC (1580 °F) into water at 18 oC (65°F) cooled at the rate of 1810 oC (3260 °F) per
second over the range 717 to 550 oC (1328 to 1022°F). This cooling rate in water at 18 oC
(65°F) is rated as 1.00 in the table, and the rates in the other media are compared with it.
(Ref 6.22)
Tabla 4.2
Se observa claramente que el enfriamiento es tanto más lento cuanto más nos alejemos
de la periferia de la pieza. Por otro lado, si comparamos las velocidades de enfriamiento
de dos redondos de diferente diámetro templados en el mismo medio, no solo será
claramente inferior la velocidad de enfriamiento del centro del redondo de mayor
tamaño (más alejado de la superficie) sino que también será inferior la velocidad de
enfriamiento de su superficie en comparación con la correspondiente a la superficie del
redondo de menor tamaño. Este efecto se justifica si se tiene en cuenta que el contenido
calorífico de la pieza es proporcional a su volumen (V) mientras que el calor evacuado
superficialmente cuando la pieza se pone en contacto con el medio refriegerante es
proporcional a su superficie (S), de tal modo que la velocidad de enfriamiento periférica
estará en relación directa con el cociente (S/V)

44. 37
Capítulo 4. Temple del acero
=
(S/V)en
=2 / r
/
1470
u..
E
770
2
4
6
8
10
12
14
16
Time. seconds
Figura 4.9
Por otro lado, en el curso de cualquier enfriamiento, la diferencia de temperatura entre
el núcleo y la periferia de una pieza será tanto mayor cuanto mayor sea la severidad del
medio de temple (la periferia alcanzará antes la temperatura del medio).
4.4. Tensiones de temple
Durante el temple de los aceros se originan tensiones que pueden llegar a jugar un papel
importante en el tratamiento, pudiendo incluso originar distorsiones y generar grietas en
la pieza templada. Las tensiones surgen a consecuencia de dos fenómenos distintos:
tensiones ténnicas y tensiones por cambio de fase.
El desarrollo de tensiones de origen ténnico se puede esquematizar con sencillez en el
curso del enfriamiento de una pieza cilíndrica, que inicialmente se encuentra a una
temperatura uniforme Th' sindo T 1 la temperatura del medio de temple (Figura 4.10, a).
Al introducir la pieza en el medio refrigerante, su superficie se enfría hasta TI y debería
contraerse desde 11 hasta 12 , sin embargo, el centro de la pieza se encuentra todavía a la
temperatura T h Ymantiene su longitud iniciall l · Dado que las partes superficial y central
de la pieza fonnan un todo continuo, se generan tensiones de compresión en el centro y
de tracción en la superficie (Figura 4.10, b). Posterionnente la región central de la pieza
se enfría y se contrae, reduciéndose de este modo las tensiones internas (Figura 4.10, c,

45. 38
Capítulo 4. Temple del acero
d). Finalmente, cuando el centro alcanza la temperatura TI' ambas partes, central y
superficial, tendrán la misma longitud y las tensiones internas habrán desaparecido
(Figura 4.10, e). Se ha supuesto que estas tensiones son siempre elásticas, es decir, que
en ningun momento han superado el límite elástico del material.
I
I
-
.c
e
I
I
T
1
I
I
I
I
I
I
I
I
I
I
I
I
I
I
I
I
I
I
I
I
I
I
I
(a)
(b)
(e)
(d)
I
I
(8)
Figura 4.10
Si por el contrario cuando, en el curso del enfriamiento, la superficie de la pieza se
encuentra a una temperatura TI y el centro está todavía a la temperatura T h, se supone
que las tensiones internas generadas son suficientes para inducir una cierta deformación
plástica (puede ocurrir tanto en la superficie como en el centro), la región central se
contraerá y la superficial se expandirá (Figura 4.11, paso de cad), produciéndose de
este modo una relajación de las tensiones internas. En el enfriamiento posterior de la
región central y dado que la deformación plástica es irreversible, aparecerán tensiones
de tracción en el centro y de compresión en periferia (Figura 4.11, d).
Por otro lado, cuando se procede a templar un acero desde su estado austenítico existe
siempre además una importante contribución a la generación de tensiones residuales
motivada por el aumento de volumen asociado a la transformación martensítica. En esta
situación, en el curso del enfriamiento, la superficie de la pieza se transformará en

46. 39
Capítulo 4. Temple del acero
martensita cuando su región central todavía es austenítica, generándose de este modo
tensiones de compresión en superficie y de tracción en el núcleo (Figura 4.12, a).
I
I
I
T
I
I
11
1
I
I
I
I
I
1
I
I
I
1
I
I
I
I
E
'1
.
..
I
I
I
'hD
ti
t,
(b)
(8)
I
I
I
tI
tI
(e)
I
(d)
(e)
Figura 4.11
Posterionnente, cuando el centro de la pieza se transfonna en martensita, se expande y
la situación tensional se revierte (tracción en superficie y compresión en el centro,
Figura 4.12, c).
1
I
+
o
"C
o ..1
·
I
I
I
Figura 4.12
Estas últimas tensiones residuales son las más importantes desde un punto de vista
cuantitativo y pueden incluso llegar a generar grietas en la pieza templada en virtud de
la fragilidad de la martensita. Este problema es tanto más acusado cuanto mayor es el

47. Capítulo 4. Temple del acero
contenido en carbono del acero, ya que por un lado la fragilidad de la martensita
aumenta con su contenido de carbono y, por otro, como la transformación tiene lugar a
una temperatura inferior (véase el efecto del carbono sobre Ms)' la variación
dimensional asociada a la transformación aumenta. Además, cuando la formación de
martensita ocurre a una temperatura relativamente alta, es posible una cierta relajación
del estado de tensiones residuales y el riesgo de agrietamiento disminuye. Un último
factor que aumenta el riesgo de agrietamiento en el temple de los aceros es el empleo de
medios de enfriamiento de mayor severidad, y no solo porque las diferencias de
temperatura entre las zonas periféricas y centrales aumentan sino también porque las
transformaciones (variaciones dimensionales) ocurren con una mayor rapidez y la
posiblidad de relajación se reduce.
40

48. Capítulo 5. Detenninación práctica de la templabilidad.
5. DETERMINACION PRACTICA DE LA TEMPLABILIDAD
5.1. Templabilidad
La templabilidad es una propiedad del acero que define la aptitud del material para
poder ser templado con facilidad, es decir, la templabilidad se define como la
susceptibilidad de un acero para ser endurecido al aplicarle un enfriamiento rápido. Una
última definición más precisa si cabe de la templabilidad sería la capacidad de un acero
para ser transformado en martensita partiendo de una estructura austenítica, bajo unas
condiciones determinadas de enfriamiento. De este modo, un acero con una
templabilidad alta es aquél que permite el temple de piezas de gran tamaño, incluso
utilizando medios refrigerantes poco severos (aceite, aire). Los aceros más fácilmente
templables son los aceros más aleados ya que, como se había explicado en el apartado
3.4, los elementos de aleación retrasan la cinética de las transformaciones perlíticas
(desplazan las curvas TTT hacia tiempos más largos).
5.2. Penetración de temple
Una forma sencilla de evaluar la templabilidad de un acero consiste en el temple, con un
determinado medio refrigerante, de redondos del acero de diferente diámetro y la
posterior medida de la dureza diametral de los redondos templados. La representación
gráfica de la distribución de la dureza a lo largo de los respectivos diámetros permite
visualizar la templabilidad del acero. Las Figuras 5.1 y 5.2 muestran respecti vamente
este tipo de representación en el caso del temple en agua de un acero de baja
templabilidad (acero al carbono 1045, con O.4%C) y otro con una templabilidad mayor
(acero 6140, con el mismo contenido en carbono que el anterior pero con adiciones de
cromo y vanadio). Nótese que en el primer caso solo se ha conseguido una dureza alta
en la superficie de los dos redondos de menor tamaño, mientras que en el caso del acero
aleado se han obtenido durezas apreciablemente mayores en los redondos de mayor
tamaño. En la Figura 4.4 veíamos que la dureza de una martensita de 0.4% de carbono
se sitúa en tomo a 60 HRC.
La penetración del temple depende no solo de la templabilidad del acero sino también
de la severidad del medio utilizado en el enfriamiento. Así, por ejemplo, las Figuras 5.3
y 5.4 muestran respectivamente la distribución de dureza en los mismos redondos de los
citados aceros al ser templados ahora en aceite. Como el aceite es un medio menos
severo que el agua (véase Tabla 4.1), las velocidades de enfriamiento de los respectivos
41

49. 42
Capítulo 5. Determinación práctica de la templabilidad.
redondos son inferiores, de tal modo que ahora no se ha conseguido endurecer ni tan
siquiera la superficie de los redondos de menor tamaño del acero al carbono y en el caso
del acero aleado solo el redondo de menor diámetro alcanza una dureza próxima a la de
la estructura 100% martensítica. Este ejemplo muestra con claridad que los aceros de
baja templabilidad solo admiten el temple de piezas pequeñas y aún así cuando se
emplean medios refrigerantes muy severos y que al aumentar la templabilidad del acero
es posible realizar el temple de piezas mayores y/o emplear medios de enfriamiento
menos severos.
60
60
50
50
40
40
o
o
V
1
U
I
)11
0
30
V
1
o
o
f
{
I
e
o
30
I
/
2" 3"
4"
5"
o
20
20
2"3"
4"
5"
SAE 6140
SAE 1045
10
1
Diameter
Figura 5.1
I
Diameter
Figura 5.2
5.3. Diámetros críticos reales y diámetro crítico ideal
Se define el diámetro crítico real (DCR) de un acero como el correspondiente al mayor
redondo que templado en un medio de severidad H presenta en su punto central una
microestructura con un 50% de martensita. Evidentemente el diámetro crítico real
depende de la severidad H del medio refrigerante utilizado.
La Figura 5.5 muestra la determinación experimental del DCR de un acero templado
respectivamente en aceite yagua. Para su determinación se templarían sucesivamente

50. Capítulo 5, Detenninaci6n práctica de la templabilidad.
43
redondos de diferentes tamaños, D, y se mediría posteriormente en cada caso el
diámetro de la zona no endurecida, Du (región con un porcentaje de martensita inferior
al 50%, zona rayada en la Figura 5.5).
I
SAE 1045
50
- 50
40
40
.
I(
e
30
30
I
o
a:
3"
4"
5"
.. 20
SAE 6140
10
I
Diameter
Diameter
Figura 5.4
Figura 5.3
Nótese como al aumentar el diámetro del redondo también aumenta el diámetro de la
zona no endurecida. En la misma figura se ha representado el cociente
frente al
diámetro del redondo, D, para las series templadas en agua y aceite respectivamente. El
punto de corte con el eje de abcisas de la curva obtenida con los datos experimentales es
el diámetro crítico real en el medio correspondiente, ya que corresponde al diámetro
para el que Du es cero y por lo tanto en su centro hay una microestructura con un 50%
de martensi tao
El diámetro critico ideal de un acero (DCI) se define como aquel diámetro que enfriado
en un medio ideal da lugar en su punto central a una microestructura con un 50% de
martensita. Este medio ideal o de severidad
00
es aquél en el que al sumergir el redondo,
la superficie del mismo alcanza instantáneamente la temperatura del medio. El DCI al
estar asociado a un medio refrigerante definido es una medida directa de la
templabilidad del acero. Los gráficos de la Figura 5.6 dan cuenta de la relación que

51. 44
Capítulo 5. Detenninación práctica de la templabilidad.
existe entre la velocidad de enfriamiento del centro de redondos de diferente diámetro,
O, enfriados en medios de distinta severidad, H, con la del redondo templado en el
medio de severidad infinita, DI' De este modo, una vez calculado el DCR de un acero en
un determinado medio de severidad H, es posible definir inmediatamente el DCI del
acero haciendo uso de estos dos últimos gráficos.
OH Quench
1.00
0.90
0.80
¡
0.70
0.60
Du
o
r
0.50
Water
0.40
B
0.30
0.20
0.10
A
o
0.8
2
3
O
4567
Log scale
Figura 5.5
Por otro lado, al ser el DCI una medida directa de la templabilidad de un acero, se trata
de un índice que refleja cuantitativamente la situación de las curvas TTT del acero y por
lo tanto será función de la composición química del acero (contenido de carbono y

52. 45
Capítulo 5. Detenninación práctica de la templabilidad.
elementos de aleación) y del tamaño del grano austenítico. La templabilidad de un acero
aumenta al hacerlo el tamaño del grano de la austenita debido a que conél disminuye el
área de las juntas de grano, habrá entonces menos lugares de nucleación para las
transformaciones ferrito-perlíticas (véase Figura 2.2) y entonces su cinética será más
lenta.
10
I
V
Q)
>
V
-
8
vV
v
6
Q)
v
4
v
>
V
v
2
o
o
1
2
6
4
8
10
12
14
DI values
2.0
V
/
1/
1.6
/
V
/
1.2
1/
Q)
1/
1/1/
>
0.8
v
0.4
l/V
o
o
0.4
0.8
1.2
1.6
DI values
2.0
2.4
2.8
Figura 5.6
La Figura 5.7 muestra la relación existente entre el diámetro crítico ideal, el contenido
en carbono del acero y su tamaño de grano austenítico y permite determinar un valor
base del DCI, que debe multiplicarse por los factores asociados a los respectivos
elementos de aleación del acero (Figura 5.8) para obtener el DCI del mismo. El boro es
un elemento que en cantidades muy pequeñas (0.001-0.002%) tiene un efecto retardador
de las transformaciones ferrito-perlíticas muy potente, pero sin embargo su efecto sobre
las transformaciones bainíticas es muy inferior, siendo su influencia especialmente

53. 46
Capítulo 5. Detenninación práctica de la templabilidad.
notable en el caso de los aceros de bajo carbono. La Figura 5.9 da cuenta del factor
multiplicador asociado a este elemento.
0.38
0.36
/
0.34
/
V
/
0.32
0.30
/
0.28
1//
0.24
/
0.22
V 1/
V
/
0.26
V
V
1/
0.20
1// 1/
0.18
1/
V
0.16
o
0.2
0.4
0.8 .
0.6
Carbono %
Figura 5.7
9.00
I
I
I
,
I
I
I
1-
V
8.00
1-
7.00
1-
6.00
5.00
-
1-
4.00
-
3.00 1-
1
.
2.00
1.00
Nickel
O
0.2
0.4
0.6
0.8
1.0
1.2
%otelemenl
1.4
1.6
-
1.8
I
2.5
2.0
3.0
3.5
Abscissa tor higher nickel
Figura 5.8
La Figura 5.10 muestra la dureza de las microestucturas correspondientes a un 50% de
martensita y su dependencia con el contenido en carbono del acero.

54. 47
Capítulo 5. Detenninación práctica de la templabilidad.
o
«
o
o
1.0
o
o
0.002
0.010
BORON,
Figura 5.9
70
SO
50
JO
20
10
0.1
0.3
0.4
0.5
0.6
Figura 5.10
5.4. Ensayo Jominy
Hoy día, es el método de medida de la templabilidad del acero más preciso y útil y tiene
la gran ventaja en relación con el Del que se trata de un ensayo que se realiza sobre una
única probeta, que después de ser austenizada durante 30 minutos, se enfría
inmediatamente bajo unas condiciones normalizadas. La Figura 5.11 muestra la forma y
dimensiones de la probeta Jominy y el sistema de temple utilizado. La probeta se enfría
haciendo incidir un chorro de agua de caudal fijo y constante en uno de los extremos de
la probeta de ensayo, de tal manera que la extracción de calor es longitudinal (apenas
hay un flujo apreciable de calor en la dirección radial) y la velocidad de enfriamiento

55. Capítulo 5. Detenninación práctica de la templabilidad.
varía continuamente desde un extremo hasta el otro. El tiempo empleado en la
transferencia de la probeta desde el horno de calentamiento hasta el equipo de
enfriamiento debe ser menor de 5 segundos. Por otro lado, este útil se construye de
manera que el extremo inferior de la probeta se sitúa a una distancia de 1/2 pulgada del
tubo de salida del chorro de agua, que a su vez tiene una abertura de 1/2 pulgada de
diámetro. La presión del agua será tal que antes de colocar la probeta encima del chorro,
la altura de éste será de 2.5 pulgadas y la temperatura del agua debe ser de 24±2°C.
Figura 5.11
La Figura 5.12 expresa la relación existente entre la distancia Jominy (distancia al
extremo templado) y la velocidad de enfriamiento a la temperatura de 704°C (región en
la que tienen lugar las transformaciones ferrito-perlíticas), que varía entre 350°C/s y
2°C/s. Posteriormente se mecanizan dos generatrices paralelas en regiones opuestas de
la probeta y se determina la dureza en función de la distancia al extremo templado (estas
distancias suelen expresarse tomando como unidad 1/16 de pulgada). La representación
gráfica de la dureza (HCR) frente a la distancia al extremos templado (dJ) constituye la
curva Jominy. La Figura 5.13 presenta el modo de construcción de una curva Jominy.
Una vez determinada la curva Jominy de un acero es posible comparar su templabilidad
con mucha facilidad. Así, por ejemplo, la Figura 5.14 muestra la curva Jominy de 4
aceros distintos de igual contenido en carbono (igual dureza de la martensita, punto
inicial de las curvas), siendo el más templable aquél que presenta una menor caída de
dureza en función de la distancia. De este modo, los aceros de baja templabilidad
muestran curvas Jominy en las que se produce una brusca caída de dureza al empezar a
alejarnos del extremo templado, mientras que, por el contrario, los aceros que presentan
48

56. 49
Capítulo 5. Detenninación práctica de la templabilidad.
una templabilidad alta tienen curvas Jominy casi horizontales. De cualquier modo, la
templabilidad de cada tipo de acero se expresa normalmente por una banda de
templabilidad (Figura 5.15) ya que las diferentes normas permiten siempre una ligera
variación en el contenido de los elementos que constituyen su composición química
básica.
0350' C/sec
t 1/16 in.
70
60
50
/Jl
o
40
o
30
20
10
o
O
1/2
1 1/2
2
21/2
3
Dislance Irom quenched end 01 Jomlny bar (Inches)
Figura 5.12
El punto más importante que se debe destacar en relación con la curva Jominy es que
dado que cada posición de la probeta se corresponde con una velocidad de enfriamiento
conocida, la curva Jominy de un acero nos permitirá conocer directamente la dureza de
cualquier punto de cualquier pieza enfriada en medios determinados, si se conoce la
velocidad de enfriamiento de los mismos. A este respecto existen disponibles gráficos
sencillos que nos muestran la equivalencia que existe entre la velocidad de enfriamiento

57. 50
Capítulo 5. Detenninación práctica de la templabilidad.
489°124°32.3°10°' Cooling rate,OFis
'/'8
8/.8 18/18
Dislance Irom quenched end in.
.. , '"
" .. ,
'"
'"
60
50
O
O
1.0
2.0
3.0
. Distance Irom quenched end. in.
Figura 5.13
Distance Irom quenched end, in.
o
0.5
1.0
1.5
2.0
60
50
.c
40
30
o
20
5150H
10
O
4
8
12
16
20
24
28
32
Distance Irom quenched end. sixteenths 01 an inch
Figura 5.14
de puntos situados a diferentes distancias del extremo templado de la probeta Jominy
(dJ) y:
a) el centro de redondos enfriados en un medio de temple ideal (Figura 5.16),
b) centro de redondos de diferente diámetro enfriados en medios de severidad variada
(Figura 5.17). En el Anexo 1 se completan estos gráficos (gráficos de Lamont) con
la identificación de puntos interiores definidos por el cociente rlR,

58. 51
Capítulo 5. Detenninación práctica de la templabilidad.
c) Centro de barras cuadradas, barras planas y chapas (Figura 5.18).
70
60
50
Q)
40
30
Chemieallimits
o
C
20
Mn
Si
0.46
Ni
Cr
Mo
0.35
0.54
1.05
0.35
0.75
0.35
0.65
0.3
4
8
12
16
20
24
O
28
32
Distanee Irom quenehed end, sixteenths 01 an¡neh
Figura 5.15
Dlstance from quenehed end 01
01 an Ineh
2468101214161820222426283032
In
175
150
6
125
5
4
.
a
EH
H
a
75
3
50
2
5 10 15 20 25 30 35 40 45 50
Figura 5.16
Dado que, como acabamos de ver, se dispone de gráficos sencillos que nos permiten
conocer la velocidad de enfriamiento de puntos de redondos enfriados en diferentes
medios nos resultaráútil introducir el concepto de redondo equivalente en el supuesto
de que debamos templar piezas de formas variadas. El redondo equivalente de una pieza
de forma cualquiera enfriada en un medio de severidad H es el diámetro de un redondo
cuyo centro se enfría en el citado medio a una velocidad idéntica a la del punto de más
lento enfriamiento de la pieza en cuestión.

59. Capítulo 5. Detetminación práctica de la templabilidad.
52
6D
2.0
lO
0.0
0.70
:
I
I
,
z
I
I
I
I
4.0
0.20
Q
2.0
ROUND
BARS
1.0
1/2
1/4
3/4
11/2
1!¡4
I
DISTANCE FROM WATER-COOLED END-INCHES
Figura 5.17
LO
ST1LL
I
STILL
OIL
.
1.0
2
"t
6.0
Z
4.0
lO
,
oz
z
_
STILL
WATER
>o
z
2.0
OIL
1:2
.0
FLAT BARS
2
DISTANCE
WATER-COOLED END-INCHES
Figura 5.18

60. Capítulo 5. Detenninación práctica de la templabilidad.
53
60
1.0
I
al
I(
oz
STILL
WATER
2.0
STII.L
OIL
LO
PLATES
I
2
DISTANtE
-COOLED
Figura 5.18
Por otro lado, se puede estimar la velocidad de enfriamiento aproximada del centro de
una barra de sección axb como la suma de las velocidades de enfriamiento del centro de
sendas chapas de espesores a y b: V =
Va
+ vb· Del mismo modo, la velocidad de
enfriamiento del centro de un bloque de dimensiones axbxc se estimaría sumando las
velocidades de enfriamiento del centro de chapas de espesor a, b y c: V
=
Va
+ vb + ve'

61. Capítulo 5.
práctica de la templabilidad.
54

62. 55
Capítulo 6. Revenido de los aceros
6. REVENIDO DE LOS ACEROS
6.1. Introducción
El temple del acero no constituye nunca un tratamiento final ya que la microestructura
martensítica que origina, si bien es muy dura y resistente, es al mismo tiempo
excesivamente frágil, por lo que resulta necesario realizar un tratamiento posterior en el
rango de los 150 a
Este tratamiento se denomina revenido.
En el curso del tratamiento de revenido, la martensita, que es una solución sólida
sobresaturada de carbono en una red de hierro, pierde carbono que precipita en forma de
carburos. El resultado final del tratamiento de temple y revenido (denominado
conjuntamente bonificado) es la obtención de una matriz de ferrita con una fina y bien
distribuida dispersión de carburos diversos. Al mismo tiempo, este cambio
microestructural, asociado a una contracción dimensional, va unido a un fuerte aumento
de la tenacidad del producto a costa de una pérdida de dureza y de resistencia mecánica.
6.2. Etapas en el revenido de los aceros
La martensita de temple habíamos visto que se trataba de una red distorsionada de
hierro a sobresaturada en carbono (capítulo 4), que contiene una alta densidad de
dislocaciones y macIas finas. Al calentar progresivamente esta microestructura desde la
temperatura ambiente ocurren una serie de cambios microestructurales, que para su
mejor comprensión se dividen en una serie de etapas que se solapan entre sí y que se
detallan a continuación.
6.2.1. Etapa 1 000-250°C)
La martensita no es un constituyente estable de los aceros. Las razones de su
inestabilidad son la sobresaturación de carbono en una estructura tetragonal centrada en
el cuerpo, la energía de defonnación asociada a la presencia de dislocaciones y macIas y
la energía interfacial debida al gran número de juntas entre placas de martensita. Por
esta razón, al calentar moderadamente esta microestructura (por debajo de 250°C), para
facilitar la movilidad del carbono, tiene lugar la precipitación coherente en las intercaras
entre placas de martensita y en torno a las dislocaciones de un carburo de transición,
denominado carburo
(Fe 2.4C)' Este carburo tiene una estructura hexagonal y adopta
fonnas aciculares muy finas. Aunque durante el transcurso de esta etapa la martensita ha

63. Capítulo 6. Revenido de los aceros
ido perdiendo carbono (reducción de la relación c/a de la estructura tetragonal, Figura
4.2), al final todavía posee una estructura tetragonal con un contenido de carbono
aproximado en torno a 0.25%.
Esta etapa no tiene lugar en el revenido de los aceros de menor contenido en carbon (C
< 0.3%).
6.2.2. Etapa 2 (200-300°C)
En el curso de esta segunda etapa tiene lugar la transformación de la austenita (austenita
retenida) que pudiera haber quedado tras el tratamiento de temple (especialmente en los
aceros de alto carbono y media y/o alta aleación). La austenita retenida se transforma en
estos aceros en ferrita bainítica y cementita. Se trataría de una microestructura parecida
a la bainita inferior.
Etapa 3 (250-300°C)
Durante la tercera etapa del revenido comienza a formarse cementita en las intercaras
entre el carburo
partícular de carburo
y la fase matriz, y a medida que las agujas de cementita crecen las
desaparecen. Al mismo tiempo la martensita sigue perdiendo
progresi vamente su carbono y al final de esta etapa se ha convertido en ferrita, que
todavía mantiene la alta densidad de dislocaciones de la martensita. La cementita puede
adoptar inicialmente la forma de agujas y de películas intergranulares muy finas, que
pueden afectar adversamente a la tenacidad del acero y, posteriormente, estas formas se
esferoidizan dando lugar a partículas de cementita ya bien definidas.
Etapa 4 (300-700°C)
A partir de los 300°C el proceso de globulización de las partículas de cementita
continúa, asociado a un proceso de crecimiento del tamaño de estas partículas tanto
mayor cuanto más alta es la temperatura del tratamiento. Al mismo tiempo, tiene lugar
una notable reducción de la densidad de dislocaciones (restauración).
En los tratamientos de revenido realizados a las temperaturas más altas (600-700°C), los
granos alargados de ferrita procedentes de la martensita primi ti va, se convierten en
granos equiáxicos, en un proceso similar al de recristalización. La microestructura
totalmente revenida consiste en granos de ferrita equiáxicos con partículas gruesas de
cementita uniformemente repartidas
56

64. Capítulo 6.
de los aceros
6.3. Efecto de los elementos de aleación
La presencia de deteminados elementos de aleación en la composición química del
acero influye notablemente en la estabilidad de los diferentes tipos de carburos
presentes y también en la cinética de las diversas etapas del revenido. Así en el revenido
de los aceros con elementos carburfgenos del tipo del Cr, Mo, W, Ti, Nb, V, la
tetragonalidad de la martensita no desaparece hasta alcanzar temperaturas en torno a los
450°C (en los aceros al carbono desaparecía ya a partir de los 300°C) y también se
retrasa la cinética del crecimiento del tamaño de las partículas de cementita y del
engrosamiento del grano de ferrita, típicos de la etapa 4 del revenido. La consecuencia
de todos estos efectos es el retraso significativo del ablandamiento típico, que tiene
lugar en el curso del tratamiento de revenido.
Por otro lado, los elementos citados con anterioridad son capaces de formar carburos
termodinámicamente más estables que la cementita (apartado 3.2), pero estos carburos
no aparecen en el revenido hasta que se alcanzan temperaturas en torno a 500-600°C, ya
que a temperaturas inferiores la difusividad (substitucional) de los citados elementos no
es suficiente y solo se puede formar cementita, en virtud de la rápida difusión
intersticial del carbono. La precipitación fina de carburos complejos de cromo (Cr7C3,
Cr13Có)' vanadio (VC), wolframio (WzC, WóC) y molibdeno (MozC, MoóC) en la gama
de los 500-600°C aparece acompañada de un aumento de la resistencia del acero
conocido como endurecimiento secundario.
6.4. Propiedades mecánicas de los aceros templados y revenidos
La Figura 6.1 muestra el típico descenso de dureza que se observa en el revenido de las
estructuras templadas de aceros con distintos contenidos en carbono (0.1-1.1 %C).
La Figura 6.2 presenta la evolución de la tenacidad al impacto en función de la
temperatura de revenido en aceros con 0.4 y 0.5% de carbono. Se destaca que existen
dos zonas en las que tiene lugar un incremento de la tenaciad. En la gama de los 150200°C tiene lugar un incremento modesto, que resulta útil emplear en aquellas
aplicaciones en las que se busca un producto con una gran resistencia mecánica y a la
fatiga. Sin embargo, es preciso revenir por encima de los 425°C para conseguuir un
aumento significativo de esta importante propiedad, que sabemos coincide con una
fuerte disminución de la resistencia: los revenidos en esta gama de temperaturas se
utilizan cuando es preciso lograr un compromiso efectivo entre resistencia y tenacidad.
57

65. 58
Capítulo 6. Revenido de los aceros
La misma figura revela que entre 260 y 370°C tiene lugar un pérdida de tenacidad, que
se conoce como fragilización a los 350°C.
I
70
Compiled Irom dala 01
Greene (108)
60
......:
'Flelcher and Cohen (100)
Bain (113)
lIndsey and RoH (114)
Crafts and Lamonl (115)
·:.. .
....:::':.:.: ....
.
.
".
:.... .
";.: ''': ...:.. .::.
50 ....:::::... .
.....
Wellauer (116)
.
20
..
"
O
A
s
quenched
-
I
400
I
600
Tem'pering
800
1000
1200 I 1400
I
F
2
0
0
00
200
300
400
500
600
Tempering temperature. C
700
Figura 6.1
100
200
300
400
500 600
100
80
0.40%C -_
E
E 60
V-notch Charpy
I
11
.
,
--
40
-
/
Izod
I
1
1
o
20
o
o
200
400
600
800
J
1000
1200
Tempering temperature, F
Figura 6.2
La Figura 6.3 muestra la evolución de las propiedades mecánicas convencionales de un
acero de media aleación en función de la temperatura de revenido. El límite elástico del
acero y su resistencia a tracción disminuyen continuamente al tiempo que aumentan,
también de modo continuo, el alargamiento y la estricción. Además, la Figura 6.4 da
cuenta del efecto del carbono en la resistencia mecánica de los aceros templados y
revenidos y también de la superior tenacidad a igualdad de resistencia mecánica (mayor

66. 59
Capítulo 6, Revenido de los aceros
temperatura de revenido, y carburos más finos) que se puede lograr con los aceros
aleados (Cr-Ni, Cr-Ni-Mo) en comparación con los aceros al carbono,
C Mn P S SI NI Cr Me Grain
_ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ Size
Ladle.41
,67 .023018 .26 1.77
.78
Critical Points,
Ac,1350
AC31415
.26
6-8
AI 3 890
Ar,720
Treatment: Normalized al 1600 F; rehealed lo 1475 F; quenched in agitaled oil.
,530·in. Round Treated; .505-in. Round Tested.
As-quenched HB 601
psi
250,000
200,000
150,000
70%
60%
Reduc1ion
50%
100,000
40%
30%
-
Elongalion
Temper, F 400
HB
555
500
514
600
477
700
461
800
415
20%
10%
900 1000 1100 1200 1300
388 363 321
293
Figura 6.3
Por último, las Figuras 6.5 y 6.6 muestran el endurecimiento secundario, que se había
descrito en el apartado anterior, en aceros que poseen altos contenidos de cromo y
molibdeno. Nótese que la importancia del pico de endurecimiento secundario aumenta
al hacerlo el contenido del correspondiente aleante.
Habría que añadir también que los efectos del tratamiento de revenido son similares,
aunque lógicamente menos acusados, cuando la microestructura original de partida no
es martensita, sino bainita o perlita fina.

67. Capítulo 6. Revenido de los aceros
60
2400
·
Tempered 200·C
2200
I
zE
2000
1800
Cr steels
o Ni-Cr steels
1600
[J
Cr-Mo steels
· Ni-Cr-Mo sleels
1400
0'55
7 0 ¡ - - - - - - - - - - - - -_ _
60
CroMo
and
50
Ni-Cr-Mo s'leels
30
Cr and
Ni-Cr
sleels
20
10
o..
0
0
o
oog
·
oo
O
-
oo
o
··
.o
(b)
Figura 6.4
6.S. Estimación de la dureza de un acero templado y revenido
La dureza de un acero al carbono templado y revenido puede estimarse a partir del
gráfico que se muestra en la Figura 6.7, que correponde a tratamientos de revenido
realizados durante una hora. Una vez deducido este dato es posible valorar el
incremento de dureza sobre la del acero al carbono a que da lugar la presencia de los
diferentes elementos de aleación presentes en el acero. El incremento aditivo de dureza
debido a cada uno de los elementos de aleación se estima a partir de las curvas que se
presentan en la Figura 6.8. Nótese que el efecto de los elementos aleantes varea al
hacerlo la temperatura del tratamiento de revenido.
El método de estimación expuesto está limitado a tratamientos de revenido mantenidos
durante una hora, pero puede extenderse su empleo a otros tiempos, ya que hasta ahora
se ha destacado únicamente la temperatura como principal variable de control
e

68. 61
Capítulo 6. Revenido de los aceros
Hardness
697
60
513
50
I
392
u
40
z
>
302
30
238
20
196
Figura 6.5
600
500
>
400
300
200
Figura 6.6

69. Capítulo 6. Revelido de los aceros
62
tratamiento de revenido, sin embargo, los cambios estructurales que ocurren durante el
revenido de los aceros son fenómenos activados térmicamente en los que la difusión
juega un papel prredominante y, consecuentemente, el tiempo es igualmente una
variable fundamental, de modo que una temperatura alta mantenida durante un tiempo
corto es equivalente a una temperatura más baja mantenida durante un tiempo mayor. Se
suele utilizar normalmente el parámetro de Hollomon-Jaffe para valorar el efecto
conjunto de la temperatura y el tiempo sobre el tratamiento de revenido:
T (20 + log t) 10'3, (K, horas)
Este parámetro debe ser empleado con precaución en aquellos aceros en los que existe
endurecimiento secundario, ya que éste solo tiene lugar en una determinada gama de
temperaturas.
500
__
o
0.2
__
0.6
CA AGON.
Figura 6.7
0.8
.0

70. 63
Capítulo 6. ReveIÚdo de los aceros
v
p.
e,
20
,
,
c,--
,
0.,
0.15 O.,
O.S
ECfect of
on the hardness ol
pered al 400'F (204'C) Cor 1 h.
,
tem-
-
,
-
01
0.02
2
s.
o
o
.,
,OS
·Effect oC
on the hardnes8 oí mnrtensite
tempered al 900'F (482'C) Cor 1 h.
..
v
o
o
.,-
/
-
o.,
"
v
1
2
1
,
Erreel oC elements on
500'F (260'C) Cor 1 h.
pered
hardneBs of marlenBlle lem-
1
",
,
o
·
- .os
2
"
,Elleel oC elementB on lhe hBrdneBs oC martenBite
tempered al lOOO'F (538'C) 1
v
lO
I
30
o
..-
I
I
-100°F
"
/
.0
·ECfect oC elements on
al GOO'F (3IG'C) lor 1 h.
70
hnrdness o[
/
/
/
e,
,
'0
,
30
s,-
o
30
10_
o
o
,
0.1
,
.,
O.
0.2
1.'
0,5
Ef[ect of elements on the hardness o[ martensite
tempered at llOO°F (592°C) for 1 h.
." "
'EHeel oC elemenls on the hardneBB oC marlenBile
lempered al 700'F (371'C) Cor 1 h.
o
11
o
V
100
o
o
ea
o
o
e,
/
,
,
V
v
/
,
o
/
o
y
o
1
s,
o
I
o
,
,
0_
o.
}
-
/
I
o
I
0.
02
0.2
o,,
ELEMENT,
·Effect of elements on the hardness o[ martensite
tempered at 1200'F (649'C) for 1
Elleet oC
on lhe hBrdness oC marlenslle
lempered al 800'F (427'C) Cor 1 h.
Figura 6.8

71. 64
Capítulo 6. Revenido de los aceros
lOO
-
'0
o
I
o
o
I
o
/p
o
o
o
o
o
0.02
-
V
0.05
0.1
V
/
0.15 0.2
e,
S,-
o.S
ELEMENT,
·Effecl of elemenls on the hardness of martensite
tempered al 1300'F (704'C) for 1 h.
Figura 6.8
6.6. Fragilización durante el tratamiento de revenido
Siendo el tratamiento de revenido un tratamiento térmico cuya finalidad principal es
aumentar la tenacidad del acero templado, resulta imprescindible conocer los diferentes
fenómenos de fragilización que el tratamiento puede acarrear.
La fragilización que puede tener lugar durante el tratamiento de revenido se concreta en
un aumento significativo de la temperatura de transición del acero medida en ensayos de
impacto. La Figura 6.9 muestra el citado efecto en dos aceros distintos (A y B). El acero
A es más tenaz ya que su temperatura de transición en su estado normal (sin fragilizar)
es inferior a la del acero B. Si suponemos que un fenómeno fragilizador cualquiera
modifica la temperatura de transición de estos aceros una cantidad idéntica (se mueven
hacia temperaturas superiores), el efecto que se observaría en la tenacidad al impacto
medida a temperatura ambiente del acero B sería muy importante y, por el contrario,
este efecto sería apenas apreciable en el caso del acero A. Sin embargo a -SO°C el
efecto fragilizador se manifestaría en toda su intensidad en el acero A. Es decir que, a
veces, los resultados de la tenacidad al impacto obtenidos solo a temperatura ambiente
no nos permitirán observar estos fenómenos de fragilización en toda su nitidez.
6.6.1. Fragilidad a los revenidos bajos (3S0°C)
Esta fragilización tiene lugar entre 260 y 370°C Yes máxima en torno a 3S0°C (véase la
Figura 6.2). Esta fragilización se justifica en virtud de la formación de morfologías
inapropiadas de cementita, que proceden de la transformación de finas láminas de
austenita retenida que existen entre las placas de martensita (etapa 2 del revenido). De

72. 65
Capítulo 6. Revenido de los aceros
este modo, la aparición de placas finas de cementita procedente de la descomposición de
pequeñas fracciones de austenita no transformada en el temple previo se considera
actualmente la causa principal de la pérdida de tenacidad que tiene lugar en el entorno
de los 350°C, aunque también se ha demostrado la influencia adicional que tiene la
segregación en las juntas de grano de la austenita de elementos como el P, presentes en
cantidades muy pequeñas (p.e., 0.01 %) en los aceros y que da lugar, en muchas
ocasiones, a fracturas de tipo intergranular.
160
140
120
I
Steel B
Steel A
I
100
80
60
W
40
20
O
-200
-100
O
100
200 -200
-100
O
Testing temperature. F
Figura 6.9
Laúnica fonna de eliminar esta fragilización una vez que ha aparecido es reaustenizar,
templar de nuevo y realizar el revenido en una gama de temperaturas en las que estos
efectos no tengan lugar.
6.6.2. Fragilidad a los revenidos altos
La fragilización que tiene lugar a los revenidos altos está motivada por la segregación
de impurezas del tipo del Sn, Sb y P en las juntas de grano de la austenita (presentes en
cantidades tan pequeñas como 0.01 %) Ycomo éste es un fenómeno que tiene lugar por
difusión y que precisa de un cierto tiempo, esta fragilización se irá produciendo
progresivamente con el tiempo de mantenimiento en la región de temperaturas críticas.
La Figura 6.10 muestra la variación en la temperatura de transición de un acero de
media aleación (AISI 3140) en función del tiempo de mantenimiento a las diferentes
temperaturas de revenido y muestra la existencia de un tiempo mínimo para que tenga
lugar la fragilización en torno a los 550°C. La fragilización también puede ocurrir una
vez realizado el tratamiento de revenido a la temperatura apropiada si se utiliza una
velocidad de enfriamiento demasiado lenta. Estas fragilizaciones se caracterizan
siempre por la aparición de fracturas de tipo intergranular.

73. 66
Capítulo 6. Revenido de los aceros
600
o
550
E
500
c::
450
Tronsi líon
Temperoture oc
·
60
.
·
o
30
20
E
400
+
10
O
+ 10
+20
350
10
Embrittling Time '(Hours)
Figura 6.10
Una característica importante de la fragilización a los revenidos altos es que son
fenómenos reversibles, en el sentido de que una vez fragilizado un acero, es posible
regenerarlo, calentándolo hasta unos 600°C (sin falta de austenizarlo de nuevo) y
enfriándolo a continuación con rapidez. En este calentamiento tiene lugar la dispersión
de los elementos segregados en juntas de grano.

74. Capítulo 7. Tratamientos térmicos
7. TRATAMIENTOS TERMICOS
7.1. Introducción
Se denomina tratamiento térmico a la modificación de la microestructura de una
aleación metálica (y a través de ella de sus propiedades) como consecuencia de la
realización de calentamientos y enfrimientos controlados.
En el caso de los aceros, se diferencian los tratamientos térmicos que no modifican la
composición química del producto, que serán tratados en este capítulo, de aquellos otros
que incorporan nuevos elementos químicos en el interior de las piezas tratadas y que se
desarrollarán en el capítulo siguiente.
7.2. Etapas en los tratamientos térmicos
Cualquier tratamiento térmico consta al menos de tres etapas: calentamiento,
mantenimiento a temperatura constante y enfriamiento.
7.2.1. Calentamiento
Al calentar una pieza (redondo) de acero en el interior de un horno apropiado, el calor
se transmite desde la atmósfera del horno hacia el interior de la pieza a través de la
superficie de la misma, de manera que en un instante cualquiera detectaríamos la
existencia de un gradiente térmico a lo largo de su diámetro: las regiones superficiales
estarán más calientes y las interiores más frías. Estos gradientes se pueden mitigar si se
utilizan velocidades de calentamiento muy lentas o bien cuando se tratan piezas muy
pequeñas. Por otro lado, a consecuencia de la dilatación térmica diferencial introducida,
aparecerán unas tensiones internas.
La magnitud de las dilataciones diferenciales (yen consecuencia de las tensiones
internas) se incrementará si el acero en el curso de su calentamiento sufre cambios
estructurales. En el supuesto de una austenización, la transformación de las estructuras
ferrito-perlfticas en austenita tiene lugar con una disminución de volumen, dando lugar
a una contracción de la región periférica cuando el núcleo de la pieza, más frío, se está
expandiendo en virtud del calentamiento, y más adelante, cuando se alcanza una
temperatura para la que tiene lugar la transformación austenítica del núcleo, éste se
contrae cuando la periferia de la pieza se sigue calentando y, en consecuncia, se está
expandiendo.
67

75. 68
Capítulo 7. Tratamientos térmicos
En el caso de los aceros de uso más general, con el fín de reducir las tensiones internas
durante la fase de calentamiento, se recomienda que la duración del calentamiento de un
redondo desde temperatura ambiente hasta la temperatura de austenización (expresada
en horas) sea igual al diámetro del redondo en pulgadas dividido por dos. Si expresamos
el diámetro en mm., las horas de duración del calentamiento saldrían de dividir el
diámetro del redondo por 50.
Si además la pieza a tratar tiene una superficie brillante en vez de rugosa, la transmisión
de calor hacia el interior de la misma se ralentiza y en este caso habría que duplicar o
triplicar la duración del calentamiento. Habría que aumentar también la duración del
calentamiento cuando se quisiera tratar un acero muy aleado cuya conductividad
térmica puede ser mucho menor que la de un acero al carbono.
7.2.2. Mantenimiento a temperatura constante
El tiempo de permanencia a alta temperatura debe ser el suficiente no solo para
conseguir igualar la temperatura en toda la pieza sino también para lograr la máxima
uniformidad estructural posible (véase apartado 2.5). En el caso de los aceros de uso
más general se recomienda mantener la temperatura (en el caso de la austenización) una
hora por cada pulgada de diámetro de la pieza a tratar (aproximadamente una hora por
cada 25 mm), siempre que ésta se haya calentado al ritmo indicado en el subapartado
anterior.
También es importante destacar que la temperatura de permanencia durante la
austenización de los aceros será función del tipo de acero a tratar. Los aceros
hipoeutectoides se llevan hasta una temperatura superior a A 3 (A 3+40°C por ejemplo)
para lograr una austenización completa, mientras que, por el contrario, los' aceros
hipereutectoides, con el fín de evitar los riesgos de quemado (inicio de fusión, véase el
diagrama hierro-carbono), se austenizan de manera incompleta, calentándolos hasta una
temperatura inferior a
(A¡+40°C, por ejemplo).
7.2.3. Enfriamiento
La etapa de enfriamiento es crucial siendo la que diferencia los tratamientos térmicos
más habituales y debe ser la estrictamente necesaria para conseguir las microestructuras
finales objetivo de cada tratamiento. También suele ser en esta etapa cuando se generan
las tensiones residuales más importantes, especialmente en el caso del tratamiento de

76. Capítulo 7. Tratamientos térmicos
temple, que ya se ha descrito en el capítulo 4. También en esta etapa el riesgo de
generar altas tensiones residuales disminuye cuanto más pequeña es la pieza a tratar, ya
que el gradiente térmico que existirá a lo largo de su diámetro es menor.
7.3. Tratamientos térmicos fundamentales
Además de los tratamientos de temple y revenido, que ya se han descrito en los
capítulos 4 y 6, se presentan a continuación los tratamientos de normalizado, recocido y,
más adelante, los distintos tratamientos isotérmicos y termomecánicos.
7.3.1. Recocido
El término recocido se aplica a diferentes tratamientos térmicos cuyo objetivo principal
es la obtención de microstructuras de baja dureza y alta ductilidad. El recocido más
habitual o recocido de regeneración o de austenización completa consiste en calentar el
acero hasta el dominio austenftico y enfriarlo luego lentamente (normalmente en el
interior del propio horno de tratamiento). Dado que la velocidad de enfriamiento es muy
pequeña se obtienen estructuras ferrito-perlíticas groseras y, por ello, blandas y dúctiles.
La Figura 7.1 muestra sobre el diagrama hierro-carbono el rango de temperaturas que es
necesario alcanzar para la realización de diferentes tratamientos térmicos. En el caso del
tratamiento de recocido ("annealing"), se utilizan temperaturas ligeramente superiores a
A 3 con los aceros hipoeutectoides, mientras que en el caso de los aceros
hipereutectoides se emplean temperaturas justo superiores a Al' El efecto que se busca
al calentar los aceros hipereutectoides hasta la región bifásica (austenita+cementita) es
el de tratar de globulizar la cementita proeutectoide, ya que si estos aceros se calientan
por encima de la temperatura Acm, la cementita se formaría en el enfriamiento a lo largo
de las juntas de grano austeníticas (véase la Figura 2.3) y el producto resultante sería
excesivamente frágil. Por el contrario, cuando los aceros de alto carbono se mantienen
justo por encima de la temperatura Al' se rompe progresivamente el entramado continuo
de cementita, se forman así partículas de cementita separadas y luego éstas globulizan,
disminuyendo así el área de las intercaras cementita/austenita (fuerza impulsora del
proceso). El uso de una velocidad de enfriamiento suficientemente lenta es la otra
característica diferenciadora del tratamiento de recocido. En la Figura 7.2 se han
representado los tratamientos de recocido y normalizado sobre las curvas TTT de un
acero hipoeutectoide. Una vez que toda la austenita se ha transformado en el
69

77. Capítulo 7. Tratamientos ténnicos
70
enfriamiento en ferrita y perlita ya se puede incrementar la velocidad del enfriamiento
para disminuir el tiempo total del tratamiento.
oc
°F
2912
2732
1400
2552
1300
2372
1200
2192
1100
2012
1000
1832
900
1652
800
1472
700
1292
600
o
0.5
1.0
1.5
1112
2.0
Carbon content in weight percent
Figura 7.1
I
I
Heating
cycle
I
Coollng
cycle
I
Nonnallze
Time
Time
Figura 7.2
En la misma Figura 7.1 se ha representado también el rango de temperaturas
habitualmente utilizadas en los tratamientos de homogeneización (coincide con las del

78. 71
Capítulo 7. Tratamientos térmicos
conformado en caliente), que son un tipo de tratamientos de recocido que suelen
ejecutarse antes de la laminación en caliente o la forja de piezas moldeadas. Su
propósito es uniformizar la composición química del producto moldeado para lo que
deben activarse los fenómenos de difusión, manteniendo el acero durante largos
periodos de tiempo a temperatura muy elevada. En el curso de este tratamiento a alta
temperatura, si existieran segundas fases (carburos p.e), se redisolverían en la austenita.
El máximo grado de ablandamiento y ductilidad de un acero se logra a partir de
microestructuras ferríticas con pequeñas partículas esféricas de carburos (cementita)
uniformemente distribuídas. Esta es la microestructura más estable de los aceros y se
puede obtener por distintas vías. La esferoidización o globulización de la cementita se
logra tras una austenización total o parcial, enfriando muy lentamente hasta una
temperatura ligeramente inferior a Al' que debe mantenerse luego durante largos
periodos de tiempo. Otra posibilidad de globulizar la cementita es realizar ciclos
térmicos por encima y por debajo de Al (Figura 7.3). Los procesos de globulización son
tanto más rápidos cuanto más fina es la microestructura de partida. La Figura 7.4
muestra el ritmo de esferoidización de un acero perlítico para diferentes tamaños de la
perlita de partida. La globulización sería aún más rápida en microestructuras bainíticas y
más aún en el caso de las estructuras martensíticas.
1100
oc
°F
2012
1000
1832
900
1652
800
1472
700
1292
600
1112
500
932
400
o
0.5
1.0
Carbon content In weight pereent
Figura 7.3
1.5
2.0
752

79. Capítulo 7. Tratamientos térmicos
72
100
Fine
80
/
Medium
Coerse
60
40
- o Oplical microscopy
·
D 5canning eleclron microscopy
200
400
600
800
Time, hours
Figura 7.4
La alta ductilidad de las microestructuras globulizadas es importante en el conformado
en frío de los aceros hipoeutectoides, mientras que la baja dureza de los aceros
hipereutectoides globulizados favorece su mecanizado.
El recocido de recristalización es un tratamiento subcrítico (se realiza a una temperatura
inferior a Al) que se ejecuta con objeto de devolverle al acero las propiedades que tenía
antes de haber sido deformado en frío. Como consecuencia de la deformación plástica
en frío, el acero se ha endurecido, se han multiplicado sus dislocaciones y otros
defectos, aparecen bandas de deformación y sus granos han sido estirados en la
dirección de aquella. En el calentamiento del recocido, la alta energía interna de la
microestuctura deformada promueve primero la restauración (reorganización y
eliminación parcial de defectos cristalinos) y posteriormente la recristalización, en la
que en virtud de procesos de difusión se nuclean y crecen nuevos granos de ferrita a
expensas de los granos deformados. Los granos de ferrita recristalizados son finos y
equiáxicos, pero prolongados mantenimientos por encima de la temperatura de
recristalización del acero promoverían su crecimiento, impulsado por la reducción de la
energía debida a la presencia de juntas de grano. La Figura 7.5 muestra la cinética de los
fenómenos de recristalización y la influencia de la temperatura en el caso de un acero de
bajo contenido en carbono deformado en frío un 50%.
Un último tratamiento de recocido, también subcrítico, se utiliza para reducir las
tensiones residuales que pueden aparecer durante la fabricación de piezas o estructuras
de acero en virtud de enfriamientos rápidos, soldaduras, deformación en frío,
operaciones de mecanizado, etc. Estas tensiones residuales se eliminan progresivamente

80. Capítulo 7. Tratamientos térmicos
73
durante mantenimientos prolongados a temperaturas un poco inferiores a las que se
utilizan en los recocidos de recristalización.
a: 100
a:
o
N
eo
...J
1-
60
a:
a:
1-
40
z
a:
o.oeC-1.45 Mn-0.21 Si
50 pe! Cold Rolled
20
I
I
...J
o
O
>
100
TOTAL
IMMERSION
TIME (see)
Figura 7.5
La Figura 7.6 muestra, a modo de ejemplo, la eliminación de las tensiones residuales de
una detenninada pieza de acero y la influencia del tiempo y de la temperatura. La Figura
7.7 muestra el proceso de eliminación de tensiones residuales en función del parámetro
de Hollomon-Jaffe (apartado 6.5). Las etapas tanto de calentamiento como,
especialmente, de enfriamiento de estos tratamientos deben hacerse muy lentamente con
objeto de evitar introducir nuevas tensiones internas de origen ténnico.
ao
70
MATERIAL: HY-100
RELAXATION
0.252¡neh
60
.¡¡; 5.0
40
UJ
VI
30
20
10
o
2.5
Figura 7.6
8
12
16
20

81. Capítulo 7. Tratamientos ténnicos
74
o
)(
50
Z
o
30
20
10
o
o
O
27
28
29
30
31
32
TC20 + 109 t)
Figura 7.7
7.3.2. Normalizado
La finalidad del tratamiento de normalizado es también obtener una microestructura de
ferrita (o cementita) y perlita. El normalizado de los aceros se realiza a una temperatura
mayor que el recocido para lograr un austenita homogénea, aunque esta temperatura es
menor que la que se utiliza en la homogeneización ya que se pretende obtener una
austenita de grano fino. Tal y como se observa en la Figura 7.2, la velocidad de
enfriamiento en el normalizado es más rápida que en el tratamiento de recocido
(enfriamiento al aire, habitualmente), la transformación de la austenita tiene lugar a una
temperatura inferior y en consecuencia tanto el grano de ferrita proeutectoide coino la
separación interlaminar de la perlita se reducen, obteniéndose el afino de grano del
acero, que puede ser bastante basto en el caso de una pieza moldeada o de haber
realizado operaciones de deformación en caliente a alta temperatura. Este es el objetivo
prinicipal del tratamiento.
La fina microestructura típica del tratamiento de normalizado da lugar a unos productos
de mayor resistencia y dureza pero de algo menor ductilidad que los mismos aceros
recocidos. Los aceros hipereutectoides suelen calentarse en el normalizado por encima
de la temperatura Acm no solo con objeto de afinar su grano sino también para redisolver
los aglomerados de carburos que se pudieron haber formado en etapas de procesado
anteriores. De este modo, estos aceros así tratados, responden mejor a los tratamientos
posteriores de recocido o de temple.

82. 75
Capítulo 7. Tratamientos térmicos
El tratamiento de normalizado es el que confiere sus mejores propiedades a los aceros
de bajo contenido en carbono ya que debido a su baja templabilidad no resulta práctico
obtener con ellos microestructuras martensíticas.
7.4. Tratamientos isotérmicos
Como su propio nombre indica, la característica más significativa de los tratamientos
isotérmicos es que en el curso del enfriamiento o durante la transformación de la
austenita se mantiene la temperatura constante durante un cierto periodo de tiempo.
7.4.1. Martempering
El tratamiento térmico de martempering, también llamado temple escalonado o temple
interrumpido, es un tratamiento de endurecimiento (temple) que consiste en enfriar la
pieza previamente austenizada hasta una temperatura ligeramente mayor que Ms
(normalmente ISO-250°C) para lo que se introduce la pieza en cuestión en un baño de
sales, que se mantiene a la temperatura citada. La pieza a tratar se mantiene en el
interior del baño el tiempo suficiente para uniformizar su temperatura y posteriormente
se enfría al aire para obtener martensita. Segidamente es necesario realizar el
correspondiente tratamiento de revenido. De este modo se logran reducir al mínimo las
tensiones residuales que aparecen en la transformación de la austenita en martensita y
los riesgos de distorsiones y agrietamientos (véase apartado 4.4).
¡
Tempered martensile
Time-
Figura 7.8

83. Capítulo 7. Tratamientos térmicos
La Figura 7.8 muestra el tratamiento de martempering junto a las curvas TTT del acero.
El relati vamente lento enfriamiento final al aire también es importante para reducir las
tensiones de temple. Es importante destacar que la microestructura final del tratamiento
de martempering es 100% martensita, por lo que este tratamiento solo se puede realizar
sobre piezas pequeñas y aceros de alta templabilidad, ya que de otro modo, en virtud de
la baja severidad del medio de temple empleado y de la necesidad de mantener la
temperatura isotérmicamente antes de que la transformación martensítica tenga lugar, se
formarían microestructuras ferrito-perlíticas o bainíticas antes de iniciar al enfriamiento
final al aire.
Un efecto parecido, aunque menos eficaz, que el que se busca con el tratamiento de
martempering se logra con el temple en dos baños. Este procedimiento consiste en
enfriar enérgicamente la pieza austenizada sumergiéndola en un baño de agua o aceite
con objeto de evitar las transformaciones perlíticas y seguidamente, cuando la pieza aún
se encuentra a una temperatura superior a M., se transfiere a un medio de enfriamiento
menos severo (aceite o aire) con el fín de que la transformación de la austenita en
martensita tenga lugar de un modo más lento y reducir las tensiones residuales de
temple.
7.4.2. Austemperizado o temple bainítico
austemperizado es otro tratamiento de endurecimiento diseñado también para reducir
las tensiones internas y los riesgos de agrietamiento en el temple de los aceros de alto
carbono. En este caso el objeto del tratamiento es obtener una microestructura bainítica
en lugar de martensita, para lo que la pieza a tratar se transfiere desde el horno de
austenizado hasta un segundo horno donde se introduce la pieza en un baño de sales y
se mantiene isotérmicamente a una temperatura superior a Ms (normalmente 240400°C) hasta que se completa la transformación de la austenita en bainita. Este
tratamiento no precisa revenido posterior. Como se observa en la Figura 7.9, que refleja
el ciclo térmico de austemperizado, se consigue la uniformización térmica de la pieza
antes del inicio de la transformación, lo que minimiza la aparición de tensiones durante
el tratamiento.
El tratamiento de austemperizado tiene las mismas limitaciones ya apuntadas para el
martempering, ya que solo se puede aplicar a aceros con una alta templabilidad, y
además en estos casos la templabilidad bainítica también será alta, por lo que será
76

84. 77
Capítulo 7. Tratamientos ténnicos
necesario un tiempo muy largo para lograr completar la transformación durante el
mantenimiento isotérmico.
T
Figura 7.9
Una ventaja añadida de este tratamiento en comparación con el de temple y revenido es
la posibilidad de obtener mayores valores de la tenacidad a igualdad de dureza. La
Figura 7.10 muestra en la práctica esta afirmación al comparar la tenacidad al impacto
de un mismo acero, templado y revenido por un lado y austemperizado por otro, hasta
niveles semejantes de dureza.
Roo diam, 0,1eO in
0.74%
0,37%
Mn
Si
0.145%
S
0.039%
P
0.044%
Each plotted point
represenls lhe
average of
several tests
e
40
30
el
Quenchandlemper
melho
20
o
10
O
40
45
50
Rockwell
55
60
e hardness
Figura 7.10
65

85. 78
Capítulo 7. Tratamientos ténnicos
7.4.3. Patenting O patentado
Este último tratamiento isotérmico se realiza introduciendo la pieza, previamente
austenizada, en un baño de sales que se mantiene isotérmicamente en la región de la
nariz perlítica (normalmente 510-540°C), hasta que se completa la transformación de la
austenita en perlita fina (Figura 7.11). Es un tratamiento típicamente utilizado en la
fabricación de alambres de alto carbono de muy alta resistencia mecánica, ya que la
microestructura de perlita fina es ideal, en virtud de su alta ductilidad, para el trefilado
del alambre, para así lograr un fuerte endurecimiento por deformación plástica en frío.
Figura 7.11
7.S. Tratamiento intercrítico
Los tratamientos intercríticos que se utilizan con aceros de bajo contenido en carbono se
basan en calentar el acero hasta alcanzar la región bifásica donde coexisten la ferrita y la
austenita. De acuerdo con la Figura 7.12, a medida que se aumenta la temperatura del
tratamiento se incrementa la proporción de austenita, que puede deducirse con exactitud
utilizando la regla de la palanca.
Cuando un acero de bajo contenido en carbono se calienta hasta la región intercrítica y
luego se enfría rápidamente, la austenita se convierte en rnartensita y la rnicroestructura
final resultante es una mezcla de ferrita, con una alta densidad de dislocaciones, y

86. 79
Capítulo 7. Tratamientos ténnicos
martensita (en ocasiones también aparece una pequeña proporción de austenita
retenida). Se necesita utilizar un medio de enfriamiento muy severo (agua) para formar
martensita en los aceros menos templables pero, sin embargo, basta un enfriamiento al
aire para lograr transfonnar la austenita en martensita en los aceros que presentan una
cierta templabilidad, ya que aunque se utilicen aceros de bajo carbono, el tratamiento
intercrítico genera una austenita con un contenido en carbono muy superior al medio del
acero, tanto mayor cuanto menor es la temperatura del tratamiento (véase de nuevo la
Figura 7.12), y en consecuencia su templabilidad también es mayor. Estos productos
también denominados aceros de fase dual unen una alta resistencia mecánica,
promovida por la presencia de martensita, con una buena ductilidad, conferida por la
ferrita.
140
1060
980
al
c.
E
900
820
740
660
oc
727
0.1
0.3
0.5
0.7
0.9
11
3
1.5
1.7
Weighl pereenl earbon
Figura 7.12
7.6. Tratamientos termomecánicos
Se denominan tratamientos tennomecánicos a aquellos procesos que combinan procesos
de confonnado por defonnación plástica con tratamientos ténnicos, con la finalidad de
producir detenninadas microestructuras con propiedades mejoradas en relación a las que
se obtienen con los tratamientos convencionales.
El proceso denominado ausforming consiste en la defonnación plástica de la austenita
en la región metaestable que en algunos aceros existe entre sus curvas de
transfonnación perlfticas y bainíticas (habitualmente en tomo a SOO-600°C, Figura 7.13,
LTMT). El acero, una vez defonnado, se transforma en martensita por temple y luego se

87. 80
Capítulo 7. Tratamientos térmicos
realiza un revenido apropiado para lograr las propiedades finales requeridas. La
aplicación de este tratamiento a determinados grados de acero les proporciona unas
características mecánicas muy superiores a las que se logran por temple y revenido.
Stable austenite
Ce
Metastable austenite
Ms
e
LTMT
(a)
Slable auslenile
A3
------
A,-_
Melaslable auslenile
(b)
Slable auslenite
A3
A1
-----------
Metaslable auslenile
Isoforming
(
Ms
(e)
Time
Figura 7.13
La temperatura a la que se ejecuta la deformación plástica de la austenita debe ser
suficientemente baja para que no tengan lugar fenómenos de restauración ni de
recristalización. Por ello, la resistencia mecánica del acero aumenta al disminuir esta
temperatura debido principalmente a la mayor capacidad de endurecimeinto de la
austenita (fuerte incremento de la densidad de dislocaciones). La resistencia mecánica

88. Capítulo 7. Tratamientos ténnicos
del producto final aumenta también proporcionalmente con el grado de deformación
conferido. La temperatura de ausforming debe también seleccionarse de manera que se
pueda realizar la deformación de la austenita sin que en ningun momento se inicie su
transfonnación.
Los procesos termomecánicos realizados a alta temperatura en la región de estabilidad
de la austenita (HTMT, Figura 7.13) pueden realizarse, a diferencia de los procesos de
ausforming, con cualquier grado de acero. El propósito fundamental de la deformación
es obtener un grano de austenita muy fino, lo que se logra de un modo más eficiente si
se conforma el acero por debajo de la temperatura de recristalización de la austenita
(aceros microaleados). La austenita, una vez deformada, se transforma en
microestructuras ferrito-perlíticas, bainíticas o martensíticas, dependiendo de la
velocidad de enfriamiento utilizada y de la templabilidad del acero.
Finalmente, el proceso de isoforming consiste en deformar plásticamente la austenita en
su región metaestable y continuar la deformación hasta que la austenita se transforma
totalmente a la temperatura a la que se lleva a cabo la deformación (normalmente este
tratamiento se lleva a cabo en la región de la nariz perlítica, Figura 7.13). La realización
de una fuerte deformación plástica antes de que se inicie la transformación de la
asutenita en perlita y durante la misma, origina una microestructura final con un grano
ferrítico muy fino y partículas de cementita globulares uniformemente repartidas y da
lugar a un producto con una buena resistencia mecánica y muy alta tenacidad.
81

89. Capítulo 7. Tratamientos térmicos
82

90. Capítulo 8. Tratamientos superficiales
8. TRATAMIENTOS SUPERFICIALES
Existen muchas aplicaciones prácticas en las que las acciones más severas actúan
durante el servico normal sobre la superficie de los diversos elementos mecánicos. Ante
estas situaciones, los tratamientos superficiales son aquellos tratamientos térmicos que
se utilizan para endurecer la superficie de las piezas de acero con el fín de mejorar su
resistencia a la fatiga y/o al desgaste, dejando sin alterar el resto de la pieza.
Existen dos formas diferentes de actuación:
a) realización de tratamientos de temple superficial.
b) modificar la composición química de la superficie de la pieza introduciendo algun
elemento endurecedor (normalmente carbono y/o nitrógeno)
En ambos casos el propósito último es conseguir una superficie muy dura y al mismo
tiempo mantener un núcleo dúctil y tenaz.
8.1. Temple superficial
8.1.1. Temple a la llama
El endurecimiento superficial a la llama se genera austenizando la superficie de la pieza
de acero por calentamiento con una llama formada en la combustión de un gas
(acetileno, propano, gas natural, etc.) con oxígeno o aire, seguido de un temple que se
realiza por inmersión en un baño de agua o por rociado con agua. Si se utilizan tiempos
cortos de calentamiento (10-20 segundos), se impide que el calor se transmita por
conducción al interior de la pieza; resulta así una superfice dura martensítica mientras
que en el interior de la pieza permanece la microestructura ferrito-perlítica previa, sin
alterar.
Existen diferentes formas de aplicar prácticamente esta técnica de endurecimiento. Se
puede aplicar la llama directamente sobre la zona de la pieza a tratar manteniéndola el
tiempo suficiente para conseguir la penetración de temple requerida o bien se puede
mover la llama a velocidad constante a lo largo de la pieza a tratar, mientras ésta se
mantiene estacionaria o, por el contrario, es la pieza la que se mueve y la llama
permanece fija. La Figura 8.1 expone la forma de llevar a cabo el endurecimiento
superficial de un engranaje diente a diente y la Figura 8.2 muestra el ritmo de
calentamiento de puntos situados a diferente profundidad (1.3, 2.5 Y 5.1 mm) al ser
calentados de manera estacionaria con diferentes tipos de llama.
83

91. Capítulo 8. Tratamientos superficiales
84
Hardness
pattern
Warkpiece
Figura 8.1
ZOOO
Spot hardening
of a rocker arm pad
3000
Propane
5.1 mm
1.3mm
1500
ZOOO
a.
E
Natural gas
1.3 mm
Z.5mm
5.1 mm
1000
500
O
5
10
15
20
Time, s
Figura 8.2
La profundidad de la capa templada dependerá también de la velocidad de movimiento
de la llama: a menor velocidad daremos más tiempo para que la región superficial de la
pieza se caliente y el espesor de la capa austenizada será mayor. La Figura 8.3 muestra
los gradientes de dureza obtenidos tras el temple a la llama de un acero al carbono 1050
en función de la velocidad de translación de aquella. Normalmente se pueden conseguir
profundidades de capa endurecida entre 0.8 y 6.5 mm.

92. 85
Capítulo 8. Tratamientos superficiales
Dístance from surface, mm
9
6
3
70
60
50
40
30
20
Inches (mm)
per minute- 5.0
(127)
4.5
(114)
3.5 3.0
(89) (76)
1.5
(38)
10
O
0.240
0.120
0.360
Dístance from surface,ínch
Figura 8.3
Por otro lado, al templar a la llama cualquier pieza, el incremento de volumen asociado
a la transformación martensitíica superficial generará unas tensiones residuales de
compresión en periferia y de tracción en el núcleo que, en principio, serán beneficiosas
de cara al comportamiento a la fatiga del material.
Después del temple superficial la pieza debe revenirse a baja temperatura (175-200°C)
con objeto de suavizar las tensiones residuales generadas, sin una merma apreciable de
dureza.
8.1.2. Temple por inducción
El temple superficial por inducción es un método de endurecimiento muy versátil que
también se aplica para realizar tratamientos de revenido localizados.
El calentamiento local de la pieza de acero a tratar se logra colocando ésta en el campo
magnético generado en un inductor (normalmente una bobina de cobre refrigerada
internamente con agua) al hacer pasar una corriente alterna de alta frecuencia. El campo
magnético alterno generado por el inductor induce en el acero una corriente eléctrica y
la pieza se calienta por efecto Joule (H
=
R es la resistencia eléctrica del acero). La
Figura 8.4 presenta diferentes modelos de bobinas de inducción utilizadas
industrialmente para tratar superficialmente piezas y zonas de diferente geometría.
La profundidad del calentamiento se controla no solo con el tiempo de aplicación del
calor (conducción a través del acero) sino también con la frecuencia de la corriente que

93. 86
Capítulo 8. Tratamientos supeIficiales
se hace pasar por el inductor y la densidad de potencia aplicada. A mayores frecuencias
el calentamiento es menos profundo (500 kHz para espesores de 0.4-2 mm), mientras
que para conseguir grandes penetraciones de temple es preciso emplear corrientes de
baja frecuencia (1 kHz para obtener capas de 5-9 mm). Por otro lado, se utilizan
densidades de potencia altas (potencia por unidad de área de superficie tratada), en tomo
a 10-20 W/mm 2·
111111111/
Heating patte,"
Heatlng patte,"
Heating patto,n
le)
Heating pattern
Figura 8.4
Al igual que se procedía en el temple a la llama, una vez terminado el ciclo de
calentamiento, se retira la bobina y la pieza se templa por inmersión o rocíado con agua.
Dado que las transformaciones que ocurren son similares a las comentadas en el
subapartado anterior, también en este caso se genera un patrón de tensiones residuales
semejante.
La duración práctica de los ciclos de
por inducción es muy pequeña, a
menudo solo unos pocos segundos, de manera que para conseguir austenizar la
superficie de la pieza, ésta debe calentarse muy por encima de la temperatura Ac3 · La
Figura 8.5 da cuenta de la variación de su temperatura AC3 de un acero 1042 con la
velocidad de calentamiento y con la microestructura de partida (recocido, normalizado y
temple+revenido).

94. 87
Capítulo 8, Tratamientos superficiales
Rate 01 heating,
100
200
500
1000
2000
1100
1042
l' I '1
ACJ. annealed steel
,
1000
I
2000
-
Ac J normalized
,
1900
1800
oU
- 1700
900
-
E
1-
800
tem¡pered
I
1600
E
1500
quenched and
AeJ
u.
°
-
1400
700
50
100
200
500
1000
2000
5000
Rate of heating, oC/s
Figura 8.5
8.2. Cementación o carburación
La cementación es el tratamiento térmico que consiste en la introducción de carbono en
la superficie de una pieza de acero austenizada desde una atmósfera de composición
adecuada. El endurecimiento se genera al templar, a continuación, esa capa superficial.
de alto carbono. El diagrama hierro-carbono de la Figura 2.1 muestra que la máxima
solubilidad del carbono en la austenita varía entre 0.77 a 727°C y 2.11 a 1148°C. Sin
embargo, no suelen obtenerse en la cementación contenidos en carbono superficial
superiores al 1%, ya que si el contenido de carbono es demasiado alto pueden fonnarse
carburos o aparecer cantidades significativas de austenita residual.
Aunque la cementación puede ejecutarse utilizando agentes cementan tes sólidos,
líquidos o gaseosos, hoy día, la cementación gaseosa es la más utilizada, ya que
posibilita un control más preciso del tratamiento. La introducción del carbono en la
austenita depende de dos procesos; por un lado, la reacción que tiene lugar en la
superficie de la pieza de acero en contacto con la atmósfera del horno, a resultas de la
cual el carbono es absorbido por la austenita. El otro proceso importante que controla la
profundidad de la capa endurecida es la difusión en estado sólido del carbono en la
austenita, que a su vez depende fundamentalmente de las variables, temperatura y
tiempo.
La atmósfera cementante suele ser una mezcla de gases (Ca, N2 , H 2 , CO2 , H 20)
enriquecida con metano (CH4), que es propiamente el agente cementante. La reacción
de cementación fundamental es:
2CO ------ C (disuelto en el Fe) + CO2
Se denomina potencial de carbono de la atmósfera al contenido en carbono de la
austenita en equilibrio con la atmósfera. El potencial de carbono depende de la relación

95. Capítulo 8. Tratamientos supetficiales
88
COz/CO y de la temperatura, a partir de la constante de equilibrio de la reacción
anterior:
Donde Peo Y Peo2 son las presiones parciales de estas dos especies gaseosas y ac es la
actividad del carbono.
actividad se toma igual a 1 cuando la austenita está saturada
en carbono (linea Acm del diagrama) y en cualquier otra situación, la actividad del
carbono en la austenita se aproxima por el cociente entre su contenido en carbono y el
que produce su saturación a la temperatura del tratamiento (c/cs)'
La constante K depende de la temperatura (en K) según la siguiente expresión:
10gK = - 8918/ T + 9.1148
A modo de ejemplo, los gráficos de la Figura 8.6 nos permiten calcular el potencial de
carbono a partir del contenido de COz y de la temperatura de una atmósfera obtenida por
descomposición de metano (20%CO) y de propano (23%CO) respectivamente.
1.6
1.2
1.2
0.8
0.4
0.01 0.02
0.05 0.1
0.2
0.5 1.0 2.0
5.0
0.02
CO 2 · vol %
0.05 0.1
0.2
0.5
1.0
2.0
5.0
CO 2 · vol%
Figura 8.6
Una vez establecido el contenido de carbono de la superficie de la pieza de acero de la
manera que se acaba de exponer, la profundidad de la capa cementada se calcula a partir
de las ecuaciones de la difusión del carbono. La Figura 8.7 muestra los perfiles de
distribución de carbono de un acero cementado a 925°C durante diferentes periodos de
tiempo, mientras que la Figura 8.8 da cuenta del efecto de la temperatura sobre la
cementación de un mismo acero para un mismo tiempo de tratamiento (8 horas) y en la
Figura 8.9 se aprecia con más claridad la evolución de la profundidad de la capa
cementada con el tiempo de tratamiento a distintas temperaturas. Las curvas de la
Figura 8.7 se obtienen resolviendo la ecuación de la difusión siguiente:

96. 89
Capítulo 8. Tratamientos superficiales
(c - co) / (cs - co)
Cs
=erf
es el contenido de carbono de la superficie del acero (potencial de carbono), Co es el
contenido de carbono inicial del acero, c es el contenido en carbono de un punto situado
a una distancia x de la superficie, D es el coeficiente de difusión del carbono en la
austenita y erf es una función error que se ha graficado en la Figura 8.10.
Distance, 0.001 in.
o
40
ao
120
160
1700°F
O =Consl.
1.6
°
1.2
e
o
0.4
o
1.0
O
2.0
3.0
4.0
5.0
Distance, mm
Figura 8.7
Distance. 0.001 in.
2.0
O
40
ao
120
160
3.0
4.0
1.6
°
/1aOO°F
¡I!
1.2
e
o
e
o
1700°F
o.a
16OO"F
/
0.4
o
o
1.0
2.0
Distance, mm
Figura 8.8
5.0

97. 90
Capítulo 8. Tratamientos
5.0
o 955 Oc
927 Oc
899 Oc
871°C
·
4.0
0.16
3.0
0.12
2.0
0.08
U
u
1-
1.0
0.04
__
__
O
5
10
15
Carburizinq time, h
__
20
25
30
Figura 8.9
1.0
0.6
c:
0.4
u
0.2
O
O
0.5
1.0
2.0
.
Normallled depth below surface,
----
2.5
3.0
3.5
x
Figura 8.10
El coeficiente de difusión D, aunque varía con la composición del acero y con la
concentración de carbono en la austenita, se puede estimar de forma aproximada a partir
de la expresión:
D = 0.12 exp (-32.000/RT) cm2/s
En estos tratamientos térmicos resulta práctico definir los conceptos de capa cementada
y de capa dura. Se denomina capa cementada a la profundidad de la pieza que tras el
tratamiento de cementación presenta un contenido en carbono superior al del acero base,
mientras que capa dura es un término más práctico, que corresponde a la profundidad de
la pieza cuya dureza tras el temple es superior a 50HRC (es decir, su contenido en
carbon es mayor que 0.3-0.4%, Figura 5.10).

98. Capítulo 8. Tratamientos superficiales
91
8.2.1. Aceros para cementar
El objetivo de la cementación es lograr una capa superficial martensítica de alto carbono
y por lo tanto con una alta dureza, resistencia a la fatiga y al desgaste, manteniendo un
núcleo tenaz con un bajo contenido en carbono. Por esta razón los aceros de
cementación tienen contenidos de carbono en torno a 0.2%.
Cuando se cementa un acero muy poco aleado (baja templabilidad), la microestructura
del núcleo tras la cementación y el temple directo subsiguiente será fenito-perlftica. Sin
embargo, en muchas aplicaciones se requiere un núcleo con una resistencia mecánica
superior, en cuyo caso es necesario emplear un acero de mayor templabilidad con el fin
de que el núcleo se transforme en el temple, al menos parcialmente, en martensita. La
Tabla 8.1 muestra las composiciones químicas típicas junto con sus tamaños de grano y
templabilidad(DCI) de distintos aceros de cementación. La templabilidad de estos
aceros se regula con su contenido en niquel, cromo y molibdeno.
Group I
SAE 8620
EX24
Composition, wt %:
0.20
Carbon ....... 0.20
0.89
Manganese .... 0.88
0.34
Silicon ........ 0.34
Phosphorus ....
0.015(a)
0.015(a)
0.02(a)
Silicon ........
0.47
0.02(a)
0.21
0.53
Chromium .... 0.51
0.08(a)
Molybdenum " 0.26
Nickel ...... " NA(b)
Aluminum ..... 0.08(a)
Group 11
5AE 4320
EX29
1.7
43
2.0
51
0.21
0.58
0.33
0.015(a)
0.02(a)
0.52
0.26
1.76
0.08(a)
0.22
0.58
0.54
0.021
0.027
0.64
0.31
1.56
0.043
9V2
0.20
0.87
0.34
0.015(a)
0.02(a)
0.48
0.34
0.54
0.08(a)
ASTM grain size ..
DI hardenability:
Inches . , ...... 1.6
Millimeters. . .. 41
(a) Amount added. (b) NA
Group III
5AE 4817 5AE 4820
j
7V2
1.9
48
3.0
76
0.17
0.54
0.33
0.015(a)
0.02(a)
NA(b)
0.27
3.56
0.08(a)
9V2
2.5
63
EX32
0.19
0.60
0.28
0.016
0.02
NA(b)
0.27
3.48
0.075
0.19
0.82
0.27
0.017
0.02
0.53
0.52
0.80
0.082
9V2
I Group IV
EX55
9
2.7
69
3.3
84
0.17
0.87
0.28
0.015(a)
0.02(a)
0.49
0.74
1.84
0.08(a)
4.7
120
= none added.
Tabla 8.1
De cualquier manera el uso de los aceros más aleados no está exento de problemas, el
principal de los cuales es la posible aparición de cantidades significativas de austenita
retenida tras el temple directo (menor dureza de la capa cementada) debido tanto al
efecto de los elementos de aleación sobre la temperatura Ms como al uso de unas
temperaturas de austenización en la cementación bastante altas (crecimiento del grano
austenítico y estabilización de esta fase). En estos casos deben utilizarse tratamientos
térmicos posteriores a la cementación. Un tratamiento muy utilizado consiste en
recalentar el acero justo por encima de su temperatura A 3 , para afinar el grano de

99. 92
Capítulo 8. Tratamientos supetficiales
austenita, que podría haber crecido bastante durante la cementación, y efectuar un
temple. De cualquier manera, la temperatura A3 de un acero con un contenido
aproximado de carbono en tomo a 0.2% es demasiado alta para tratar la periferia del
producto, cuyo contenido en carbono se sitúa entre 0.8 y 1% (Véase Figura 2.1), por lo
que resultaría más apropiado realizar un doble tratamiento de temple, procediendo
primero al temple de la región más interna (afino del grano del núcleo) y,
posteriormente, se refina el grano de la periferia, calentando la pieza justo por encima
de Al y volviendo a templar. La Figura 8.11 muestra las curvas de fatiga de un acero de
cementación tras temple directo, tratamiento simple y tratamiento doble.
Double reheal
300
·
E 200
E
·
o
Direcl quench
o
O
100
10 3
10 5
10 7
Cycles lo failure
Figura 8.11
En cualquier caso, después de la cementación o de los tratamientos posteriores, debe
realizarse un revenido, normalmente a temperaturas comprendidas entre 150 y 450°C
con objeto bien de relajar parcialmente las tensiones residuales generadas en el
tratamiento o de conferir una cierta tenacidad al producto final.
Además de los cambios microestructurales introducidos en el proceso completo de
cementación, también se desarrolla un patrón tensiones residuales tras el temple, que

100. 93
Capítulo 8. Tratamientos supeñiciales
afecta favorablemente al comportamiento a fatiga del producto. En virtud del gradiente
de carbono que presenta la pieza cementada (Figuras 8.7 y 8.8), el valor mínimo de la
temperatura Ms ocurre en la periferia, de modo que esta región es la última en
transformarse en el temple y el aumento de volumen que implica su transformación en
martensita genera unas tensiones residuales, que serán de compresión en las zonas más
periféricas, compensándose con la aparición de tensiones de tracción en la región del
núcleo. La Figura 8.12 muestra el patrón típico de tensiones residuales de una pieza
cementada, templada y revenida, comparado con el de un tratamiento de temple y
revenido convencional.
I
I
+500
Measured
+400
-
+300
Uncarburized.
quenched
and tempered
.
+200
I
-
- Estimated
--
+100
e
o
-
1II1
o
e
-100
·
-200
1111
111I
Carburized.
quenched,
and tempered
-300
-400
4 mm
Composition of base steel:
0.26 C, 1.08 Mn, 0.93 Cr, 0.15 Ni, 0.3 Mo, 0.06 Ti, 0.024 S, 0.013P
Heat treatments:
Gas carburize 930-940 oC, quench from 840-850 oC, temper 1 h at
180-200 oC
Specimen dimensions:
110 mm long, 15 mm wide, 4 mm thick
Figura 8.12
8.2.2. Descarburación
De la misma manera que una determinada atmósfera posibilita la carburación de un
acero a alta temperatura, otra atmósfera podría producir el efecto contrario

101. 94
Capítulo 8. Tratamientos superficiales
(descarburación) y el carbono saldría desde la superficie de la pieza para incorporarse a
la atmósfera, de acuerdo con la reacción:
C (disuelto en el Fe) + CO2
---------
2 CO
Nótese que se trata de la misma reacción expuesta en la descripción del fenómeno de la
cementación, pero operando en el sentido opuesto. Si el contenido en CO 2 de la
atmósfera sobrepasa la presión parcial requerida para mantener en equilibrio el
contenido en carbono del acero, la reacción que se acaba de presentar procederá en el
sentido indicado y el carbono del acero se incorporará a la atmósfera hasta que se
alcance el equilibrio. Los riesgos de descarburación son entonces mayores en los aceros
de mayor contenido en carbono.
Para el tratamiento térmico de los aceros deben utilizarse hornos provistos de
atmósferas protectoras adecuadas, especialmente cuando se realizan tratamientos
prolongados a altas temperaturas, con el fín de evitar la descarburación superficial, que
a su vez impediría alcanzar una alta dureza superficial.
8.3. Nitruración
La nitruración es un tratamiento en el que se endurece la superficie del acero mediante
la introducción de nitrógeno.
La nitruración gaseosa se lleva a cabo en un horno de tratamiento, en virtud de la
disociación de una atmósfera rica en amoníaco, según la reacción:
NH3
-------
N + 3H
El nitrógeno atómico resultante es absorbido por la superficie del acero y difunde hacia
el interior de la pieza.
Existen dos puntos fundamentales que diferencian la cementación de la nitruración. En
primer lugar, la nitruración se realiza en el dominio ferrítico. Se trata de un tratamiento
que se ejecuta a una temperatura muy inferior (SOO-S60°C), es decir no requiere ni
austenizar, ni templar luego la pieza, de manera que en el tratamiento de nitruración no
hay peligro de sobrecalentamientos ni de distorsiones sino que se mantiene un control
dimensional excelente. Los aceros se templan y revienen antes de proceder a su
nitruración y la temperatura de revenido debe ser mayor que la que luego se utilizará en
la nitruración para que el núcleo de la pieza no resulte afectado por el tratamiento
superficial. En segundo lugar, el endurecimiento superficial no se debe a la formación
de una solución sólida del nitrógeno en la ferrita (la ferrita admite muy poco nitrógeno
en solución sólida, véase Tabla 1.3), sino a la formación de nitruros submicroscópicos

102. 95
Capítulo 8. Tratamientos superficiales
formados en virtud de la alta afinidad del nitrógeno con determinados elementos
químicos, como el alumnio, cromo, vanadio y molibdeno que, lógicamente, deben estar
necesariamente presentes en la composición química del acero para poder plantearse la
realización de este tratamiento superficial. Estos nitruros son fases muy duras y su
precipi tación tiene lugar con un aumento de volumen, que genera la aparición de
tensiones residuales locales de compresión.
Como se observa en la Figura 8.13, que presenta el diagrama de equilibrio del hierro
con el nitrógeno, el nitrógeno es un elemento fuertemente gammágeno, al ampliar el
campo de estabilidad de la austenita hasta 592°C para contenidos del 2.4% de nitrógeno
(punto eutectoide). Nótese también la existencia de dos nitruros Fe4N (y') y Fe2N
para contenidos en nitrógeno del 6 y 11% aproximadamente, que son fases duras y
frágiles.
o
Atomic Percent Nitrogen
40
30
10
912°C
900
800
uo
700
600
0.10
400
o
Fe
4
6
8
ID
12
14
Weigh t Percen t Ni trogen
Figura 8.13
Los tiempos necesarios en la práctica para la nitruración son muy largos, entre 10 y 130
horas, dependiendo de la aplicación, y las profundidades afectadas son muy pequeñas,
normalmente inferiores a 0.5 mm. Las capas nitruradas suelen ser más duras que las
capas cementadas y además son estables hasta temperaturas similares a las que se

103. 96
Capítulo 8. Tratamientos superficiales
utilizaron en el proceso de nitruración. Se obtienen de este modo superficies con un
excelente comportamiento al desgaste ya la fatiga.
La Tabla 8.2 presenta la composición química de algunos aceros normalmente
utilizados en tratamientos de nitruración. Se trata de aceros con contenidos en carbono
entre 0.2 Y0.4%, aleados con elementos fonnadoresde nitruros (Al, er, Mo). Se indica
igualmente en la misma tabla las temperaturas de austenización previa al tample y las de
revenido que, como ya se apuntó, debe ser superior a la del tratamietno de nitruración.
De cualquier manera, no hay razón alguna que impida realizar este tratamiento
superficial sobre aceros de alto carbono, aceros inoxidables o fundiciones de hierro,
siempre que posean los elementos endurecedores anteriormente citados.
lempenlure(a)
C
OJ5
0.42
0.24
OJ5
SI
0.55
0.55
0.55
0.80
Cr
OJO
0.30
OJO
OJO
1.2
1.6
1.15
1.25
Al
NI
3.5
0.20
0.38
0.25
0.20
1.0
1.0
1.0
1.0
Se
'C
'F
0.20
955
955
900
955
1750
1750
1650
1750
Temperlnl tempenlure(a)
'c
650-675
1050-1300
1050-1300
1200-1250
1050-1300
Tabla 8.2
8,4. Carbonitruración
La carbonituración es un tratamiento térmico superficial en el que se introducen
simultáneamente carbono y nitrógeno en una pieza de acero austenizada. Este
tratamiento se parece más a la cementación que a la nitruraCÍón, ya que como ocurría en
aquél, se lleva a cabo en fase austenítica y la pieza se templa inmediatamente después
del tratamiento y se reviene posteriormente a baja temperatura para lograr una alta
dureza superficial.
La incorporación de carbono y nitrógeno se realiza desde una atmósfera rica en gases
suministradores de carbono junto con amoníaco, que provee el nitrógeno atómico.
Debido al carácter gammágeno del nitrógeno, la carboni truración se realiza a
temperaturas inferiores a las típicas de cementación (750-8Sü°C), lo que unido al hecho
de que la presencia de nitrógeno dificulta la difusión del carbono y los cortos tiempos
normales utilizados en estos tratamientos (1-4 horas), justifica que las capas endurecidas
sean poco profundas (0.1-0.75 mm). La Figura 8.14 muestra de modo general el efecto
del tiempo y de la temperatura sobre la profundidad de la capa endurecida en los
tratamientos de carboni truración.

104. 97
Capítulo 8. Tratamientos superficiales
0.75
E
E
0.50
0.25
10
-
oC
O
1
234
Duration of carbonitriding, h
Figura 8.14
La presencia de nitrógeno en los aceros carbonitrurados aumenta su templabilidad y
permite el temple de aceros de bajo carbono y baja aleación. Por otro lado, la presencia
de nitrógeno también puede tener efectos negativos (especialmente cuando la atmósfera
del horno de tratamiento tiene un elevado contenido en amoníaco), ya que en la
superficie de la pieza puede quedar tras el temple una proporción importante de
austenita retenida, que reduciría la dureza superficial del acero y su resistencia al
desgaste. La Figura 8.15 muestra gráficamente este punto en la carbonitruración (790°C
durante 2.5 horas) de un acero 1018.
Distance below surface, 0.001 in.
70
o
5
10
I
I
60
15
I
I
1
1018
Carbonitrided
h
at 790 oC
50
5%
NH
3
40
30
20
Figura 8.15
Los aceros típicamente utilizados en los tratamientos de carbonitruración tienen
composiciones similares a las de los aceros para cementación (véase Tabla 8.1).

105. Capítulo 8. Tratamientos supeIficiales
98

106. Capítulo 9.Aceros de construcción.
9. ACEROS DE CONSTRUCCION
9.1. Tipos de aceros
Existen muchas formas de clasificar los aceros de uso en ingeniería pero quizás la más
útil es aquella que agrupa los distintos grados de acero teniendo en cuenta
principalmente sus propiedades características y, en consecuencia, su utilización. Desde
este punto de vista se acostumbra dividir los aceros en tres grandes familias:
- Aceros de construcción
- Aceros de herramienta
- Aceros inoxidables
Los aceros de construcción, que son los que se analizarán en este capítulo, son aquellas
variedades que se utilizan en la fabricación de piezas diversas y elementos de máquinas,
construcciones en general e instalaciones, como elementos estructurales con capacidad
para soportar las cargas y acciones mecánicas del servicio. Se trata entonces de
productos en los que prima la resistencia mecánica, la tenacidad, la conformabilidad y la
facilidad de fabricación.
Los aceros de herramienta se utilizan, como su propia nombre ya indica, en la
fabricación de todo tipo de herramientas destinadas a conformar, transformar, mecanizar
y cortar cualquier tipo de material. En virtud de su aplicación, estos productos requieren
poseer una alta dureza, resistencia al desgaste (al menos apreciablemente mayor que la
del material sobre el que trabajan), tenacidad (en ciertas ocasiones estas herramientas
trabajan a base de golpes) y algunas veces, cuando estas operaciones deben realizarse a
alta temperatura, también deben mantener todas estas propiedades a alta temperatura.
Finalmente, los aceros inoxidables son todas aquellas variedades que se utilizan en
contacto con ambientes agresivos (medios corrosivos variados, alta temperatura, etc.),
por lo que su principal característica es la de poseer una alta resistencia a la acción de
estos medios.
Centrándonos ya en la familia de aceros de construcción que, como ya se mencionó,
son productos cuya característica principal es la de asegurar unas excelentes
propiedades mecánicas (límite elástico, resistencia a la tracción, alargamiento,
tenacidad, resistencia a la fatiga, etc.). Se trata de aceros de bajo y/o medio contenido en
carbono (normalmente %C<O.6) y de baja o media aleación (% total de aleantes<S%).
99

107. Capítulo 9.Aceros de construcción.
100
9.2. Aceros al carbono
Los aceros al carbono apenas tienen elementos de aleación y los pequeños contenidos
de algunos elementos presentes en su composición química son consecuencia del
proceso de fabricación utilizado en la fabricación del acero. Así, por ejemplo, se añade
siempre manganeso en el curso de la fabricación del acero con el propósito de
combinarse con el azufre e impedir la formación del FeS (véase apartado 3.2); por otro
lado, tanto el manganeso como el silicio son elementos desoxidantes, que se adicionan
en la última fase del proceso de elaboración del acero con el fín de eliminar la presencia
de FeO.
Además, todos estos aceros tienen una baja templabilidad, por lo que normalmente no
se utilizan en estado de temple y revenido, sino que se emplean directamente en estado
bruto de forja o de laminación y, en algunas ocasiones, tras tratamientos de normalizado
y/o recocido.
Los aceros al carbono tienen microestructruras ferrito-perlíticas y sus propiedades
mecánicas dependen prinicipalmente de su contenido en carbono y, en menor medida,
de su contenido en manganeso. Normalmente el contenido en carbono de estos aceros
varía desde 0.05 hasta 1.0% y el de manganeso desde 0.25 hasta 1.7%. Al aumentar el
contenido de carbono aumenta la proporción de perlita presente y con ella la resistencia
mecánica del acero, mientras que la adición de manganeso afecta a la proporción final
de perlita y al tamaño de grano de la ferrita, ya que en virtud de su caracter gammágeno,
disminuye la temperatura de transformación de la austenita en ferrita, originando un
efecto similar al de aumentar la velocidad de enfriamiento (véase la Figura 2.8 y
apartado 2.4), pero por otro lado, el manganeso también propicia el endurecimiento por
solución sólida de la ferrita. La Figura 9.1 muestra el incremento de la resistencia
mecánica de los aceros al carbono al incrementar su contenido en carbono y en
manganeso. El incremento del contenido de carbono es el medio más barato que existe
para aumentar la resistencia mecánica de los aceros pero, al mismo tiempo, también
reduce de una manera drástica la tenacidad de estos productos (Figura 9.2) y la
capacidad de ser soldados con facilidad. Los aceros de facil soldabilidad exigen un
contenido en carbono equivalente (CE) inferior a 0.41 % con objeto de que no se formen
fases frágiles en la zona térmicamente afectada por el proceso de soldeo:
CE
= %C + (%Mn/6) + (%Cr+%Mo+%V)/5 + (%ni+%Cu)1l5

108. 101
Capítulo 9.Aceros de construcción.
Los aceros con un carbono equivalente superior a 0.41 % requieren ya un soldeo más
cuidadoso, que debe incluir la realización de precalentamientos, postcalentamientos y/o
tratamientos térmicos postsoldeo
En ciertas ocasiones estos aceros al carbono se desoxidan mediante la adición de
aluminio, que al mismo tiempo también actúa como afinador del grano de ferrita. El
aluminio tiene una gran afinidad por el nitrógeno, de tal manera que produce una
dispersión de partículas de AIN, muchas de las cuales precipitan a alta temperatura en
las juntas de grano de la austenita (véase Figura 2.13) y previenen su crecimiento de
grano.
ss
600 -
Salid salutian
I
E
z
500
e
0·25
Figura 9.1
200
0·11C
160
0'20C
120
e
0·31C
80
40
O
-200 -160 -120
Figura 9.2

109. 102
Capítulo 9.Aceros de construcción.
Uno de los grupos de aceros más utilizados en la práctica, en forma de chapas, vigas,
angulares, para la construcción de edificios, puentes, barcos, recipientes, etc. son los
aceros al carbono con menos de 0.25%C en estado bruto de laminación. Estos aceros
deben laminarse en frío cuando se precisa de un mejor acabado superficial o cuando se
requiere una resistencia adicional, proporcionada en estas ocasiones por el
endurecimiento que promueve la deformación plástica en frío. Otro grupo importante de
aceros al carbono, caracterizado por una resistencia mecánica superior, está constituído
por aquellos aceros en los que el rango del contenido en carbono varía entre 0.25 y
0.5%, que se utiliza para hacer piezas baratas de resistencia media, tales como forjas
varias, ejes, engranajes, etc.
La Tabla 9.1 recoge la composición química y las características mecánicas de los
aceros al carbono normalizados en la normativa UNE.
Aceros no aleados especia/es para temple y revenido. Análisis de colada
C
FIlIO
SI
Mn
P
0.035
0.035
0.035
0.035
0.020/0.035
0.035
0.15/0.40
0.035
0.020/0.035
0.15/0.40
0.15/0,40
0.035
0.035
0.035
0,020/0,035
F 1115 (11
C 15k
C 15k- 1
C 25k
0.10/0.20
0.10/0.20
0.20/0.30
0.50/0.80
0.15/0.40
0.15/0.40
0.15/0.40
FII25111
C 25k - 1
0.20/0.30
0.50/0.80
C 35k
C 35k - 1
0.30/0.40
0.30/0.40
0.50/0.80
0.50/0.80
F 1120
F 1130
S
··
C 32k
0,30/0.35
0.50/0.80
0.15/0,40
0.035
0.035 m'·.
F
C 32k - 1
C 38k
0,30/0,35
0.35/0.40
0,50/0,80
0.50/0.80
0,15/0.40
0.15/0,40
0.035
0,035
0,020/0,035
F1137111
C 38k - 1
0,35/0,40
0.50/0.80
0.15/0.40
0.035
0.020/0.036
F1145111
C45k
C45k - 1
0,40/0,50
0.40/0.50
0.50/0.80
0,50/0,80
0.15/0,40
0.15/0,40
0,035
0,035
0.020/0,036
C 42k
0.40/0,45
0,50/0,80
0,15/0,40
0,035
0.035
C42k - 1
C48k
0.40/0,45
0.50/0.80
0.50/0.80
0.15/0.40
0,15/0.40
0,035
0,035
0.020/0.035
0.45/0,50
0,50/0.80
0,15/0.40
0,80/0,90
0,60/0.90
0.15/0.40
0.15/0,40
F 1131
F 1132
F
F 1141
F 1142
F1146111
C48k
1
F 1150
C55k
C 55k - 1
FII55(1I
0.020/0,035
0,036
0.035
0.020/0.036
mecánicas en estedo de normallzedo
d
16 mm
R.mln.
<d
RI mln.
m/n,
mm'
mm'
mm'
23
25
F 1132yF 1137
C 15k YC15k-l
C 25k y C 25k-l
c35k C
C 32k y C 32k 1
C 38k y C 38k-l
225
245
285
285
296
40
45
63
53
58
F 1141 Y F 1146
F 1142 Y F 1141
F 1150 Y
1166
C42k y C 42k-l
C 48k y C 48k-l
C 66k y C 66k-l
33
35
36
326
60
Fl110yF1115
F112OyF1125
F 1131 Y F 1138
A
29
366
.1.
66
N
mln.
N
mm'
=6d
mm'
mm'
mm'
390
24
22
520
550
23
18
19
18
690
630
660
16
13
11
23
28
26
27
30
30
31
32
215
225
39
42
50
50
52
58
58
60
82
620
256
296
306
316
(16.20 kgf/mm 1) por
encime
N/mm 1
Tabla 9.1
<d
R.min.
A
N
100 mm
100 mm
mln. t1l
N
A
mln.
mm'
mm'
380
410
490
510
560
650
690
810
25
24
19
20
19
16
16
13
N
mm'
-
27
27
28
29
-
235
235
235
265
286
276
286
11. vIlotn mínimo. Indicado··
260 mm
mln. (11
mm'
-
N
mm'
-
470
50
67
60
530
630
580
690
A
m(n,
19
20
19
16
18
16
13

110. 103
Capítulo 9.Aceros de construcción.
o
para productos laminados en
un
18mm <d
d
A
Rmm(n.
N
F 1110VF 1115
C 15kVC15k-l
F 1120V F 1125
C25kVC25k-l
Fll30VFl135
C 35k V C 35k - 1
5
F 1131 V F 1138
C32kVC32k
5
F 1132V F 1137
C 38k V C 3Bk - 1
F
C 45k V C 45k - 1
51
F 1141 V F
C 42k V C 42k - 1
51
Fl142VF1147
C 48k V C
F 1150V F 1166
C 55kVC55k-l
1145
<d
mm
A
Rmmln.
mln.
N
N
N
N
Lo. 5 d
30
450
10
9
50
590
9
39
380
55
50
590
9
39
380
55
63
620
8
400
58
570
660
8
53
620
57
550
8
63
71
1
470
-1
58
500
500
700
7
66
77
760
6
71
435
51
420
496
11
28
470
290
10
29
9
32
315
9
32
9
620
650
700
7
12
270
11
52
510
315
52
510
10
37
360
59
660
10
9
37
360
59
680
10
8
39
385
63
620
9
410
68
670
8
9.3. Aceros dulces
La familia de aceros dulces consiste en aceros con un contenido muy pequeño de
carbono de tal manera que presentan entonces microestructuras prácticamente ferríticas,
con cantidades mínimas de perlita. Sus propiedades mecánicas son en general bajas
pero, por el contrario, tienen una gran ductilidad, que permite fabricar con ellos piezas
de formas complejas mediante operaciones de conformado en frío por deformación
plástica.
Las microestructuras ferríticas se pueden endurecer utilizando los mecanismos
siguientes:
Afino de grano
Deformación plástica en frío
Solución sólida (véase apartado 3.2)
El límite elástico de la fenita depende de su tamaño de grano, d, de acuerdo con la bien
conocida expresión de Hall-Petch:
1I2
+ k dLa Figura 9.3 representa gráficamente la citada expresión en el caso de los aceros
00
ferríticos.
Por otro lado, el aumento del límite elástico de los aceros ferríticos con la deformación
plástica en frío responde a la ley de Ludwik:
donde
° es
el límite elástico,
10
10
Tabla 1 (continuación)
°=
LO·Sd
9
67
52
380
N
Lo. 5 d
510
330
39
A
R",mln.
mln.
mino
m/n.
mm'
en frio
la deformación verdadera y K, n, constantes
características del comportamiento del material. K es el límite elástico para una

111. Capítulo 9.Aceros de construcción.
104
deformación igual a la unidad y n es el coeficiente de endurecimiento por deformación.
Por otro lado, el coeficiente n es numéricamente igual a la deformación plástica
uniforme a tracción (deformación longitudinal en el punto de carga máxima en un
ensayo de tracción). Además, la capacidad de endurecimiento de los aceros ferríticos
depende del modo de deformación, pudiendo alcanzarse un valor de
próximo a 10 en
operaciones de extrusión-trefilado (se alcanzaría de este modo un límite elástico de
hasta 1650 MPa), 4.8 a torsión y en torno a 2.8 por laminación en frío.
A5TM
o
10
14
16.5
18
19
20
320
10
2.5
1.0
0.6
0.4
0.3
G.5.
d.
1000
800
MILLER
IFe-21%Ni)
600
oc
VI
Q
400
UJ
200
MOAAI50N
(Fe AND
5TEELl
__
O
10
20
__
30
d- 1/2 (mm-
40
__
50
60
l12 )
Figura 9.3
La gran mayoría de los aceros de bajo y muy bajo contenido en carbono son aceros
denominados calmados, para lo que se adiciona, justo antes de su colada, entre un 0.03
y un 0.04% de aluminio. El aluminio reacciona con el exceso de oxígeno presente en el
acero (forma alúmina, que flota en el acero aún líquido y se elimina) y el exceso de este
elemento pasa a formar parte del acero sólido como AlN. El efecto principal de este
ni truro ya se ha descri to en el capítulo 2, apartado 5.
Por otro lado la reducción del contenido de carbono hasta ni veles muy bajos
(%C<0.002% en los aceros libres de intersticiales) y la práctica eliminación del
nitrógeno libre que se consigue con la adición controlada de aluminio permiten obtener
unos aceros prácticamente libres de envejecimiento. El fenómeno de envejecimiento
consiste en la variación de las propiedades mecánicas fundamentales del acero como
consecuencia de la interacción de átomos en solución sólida intersticial (normalmente C

112. Capítulo 9.Aceros de construcción.
105
y N en los aceros) con las dislocaciones presentes en la microestructura del acero en el
curso de su deformación plástica. Los efectos principales del envejecimiento en la curva
de tracción de un acero de bajo contenido en carbono se muestran en la Figura 9.4.
Cuando una probeta se deforma en frío una cierta cantidad ("prestrain"), se mantiene
varios días a temperatura ambiente o solo unas horas a 100°C, y luego se vuelve a
deformar a tracción ("aged"), se observa un incremento de su límite elástico y de la
resistencia a la tracción,
Y,
reaparición de la región de fluencia,
una disminución del alargamiento total,
y la aparición de unas marcas superficiales
(líneas de Lüders) en relación a la probeta que se ha deformado inmediatamente después
de la predeformación ("unaged").
o...J
Preslroin
ELONGATION
Figura 9.4
En alguna calidad de acero empleada para la fabricación de carrocerías de automóviles
por embutición se utiliza el fenómeno de envejecimiento con el fín de aumentar el límite
elástico del acero una vez conformado y pintado, para lo que se somete a un
calentamiento final a 170-20ü°C ("bake hardening") que, aparte de secar la pintura,
proporciona un incremento del límite elástico del acero de unos 50 MPa.
Otro parámetro importante que gobierna la conformabilidad en frío (embutición) de
estos aceros es el índice r, que se define por la relación entre la deformación verdadera
transversal (W) y la deformación en la dirección del espesor (t) en un ensayo de
tracción:
la

113. 106
Capítulo 9.Aceros de construcción.
L es la dirección longitudinal de la probeta, e i, f, denotan sus dimensiones inicial y
final (antes del comienzo de la estricción).
Los valores elevados del índice r favorecen las operaciones de embutición con
contracción. El valor del índice r de los aceros de embutición profunda debe ser mayor
que 1.5.
La Tabla 9.2 muestra los productos de chapa de acero laminados en frío y recocidos que
recoge la norma europea EN 10130 (1991), que clasifica estos aceros en función de su
conformabilidad, yendo ésta en aumento desde el grado Fe POI hasta el Fe P06, que
lógicamente es a su vez el grado de acero que exige unos mayores valores de los
coeficientes r y n.
Grade
Definition
and
c1assijicalion
according
loEN 10020
Deoxidalion
Chemica/
(/ad/e ana/ysis %
C
P
S
Mn
Fe POI
Non-alloy
qualily sleel
Manufacturer's
discretion
0.12
0,045
0,045
0,60
Fe P03
Non-alloy
Fully Idlled
0.10
0,035
0,035
0,45
Fully Idlled
0,08
Fully Idlled
0,06
Fully Idlled
0,02
qualily sleel
Fe P04
Non-alloy
0,40
quality steel
Fe P05
Non-alloy
0,025
0,025
0.35
0,020
0,25 11 0,3
quality steel
Fe P06
Grade
Va/MUy of
mechallica/
properties l
AlIoy quality
steel
Surface
appearallce
Fe POI
Absence of
slrelcher
slrain
marks
r90
n90
min.4,5
mín.4
A
6 months
B
A
6 monlhs
B
A
6 monlhs
B
A
B
no limit
no limít
270/370
34
1,3
-1210
270/350
38
1,6
0,180
-/180
270/330
40
1,9
0,200
270/350
38
1,8
0,220
6 monlhs
6 monlhs
6 months
-n40
6 monlhs
6 monlhs
28
6 months
6 months
270/410
-/180
6 monlhs
6 months
Fe P05
ASO
% min.]
3 months
6 months
Fe P04
Rm
N/nun2
-/280
A
B
6 months
Fe P03
R.
N/mm2
mín.
FeP06
Tabla 9.2
Otra característica importante de estos aceros es su respuesta frente a los fenómenos de
envejecimiento. El grado Fe P06
es susceptible de envejecimiento (el titanio
adicionado atrapa en forma de Ti(CN) el nitrógeno y carbono residuales en solución),

114. Capítulo 9.Aceros de construcción.
107
mientras que los grados Fe P03 a 05 envejecen ligeramente, aunque tras periodos de
almacenamiento superiores a 6 meses, yel grado Fe POI envejece con normalidad.
9.4. Aceros microaleados
Los aceros microaleados, también llamados aceros de alta resistencia y baja aleación
(HSLA) son una familia de aceros de bajo contenido en carbono, que utilizan unas
adiciones muy pequeñas de algunos aleantes específicos para conseguir unas
propiedades mecánicas superiores a las de los aceros al carbono convencionales,
presentando límites elásticos superiores a 300 MPa en estado bruto de laminación en
caliente o normalizado. Además en virtud de su bajo contenido en carbono y carbono
equivalente tienen mejores tenacidad a baja temperatura y soldabilidad que los aceros al
carbono.
La familia de aceros microaleados de mayor interés práctico es la de los aceros de
microestructura ferrito-perlftica, obtenidos por conformado en caliente. Estos aceros
utilizan pequeñas adiciones de niobio, vanadio y/o titanio (hasta un 0.06% de niobio y
un 0.15% de vanadio y titanio) con el propósito de aumentar la resistencia mecánica de
la ferrita, sin necesidad de incrementar los contenidos en carbono y manganeso y, de
este modo, no disminuir ni la soldabilidad ni la tenacidad del acero.
Las propiedades mecánicas de los aceros microaleados no son consecuencia exclusiva
de la adición de microaleantes sino que son igualmente dependientes del
acondicionamiento de la austenita, que a su vez depende del diseño de la composición
química del producto y del control del proceso de conformado en caliente, en virtud de
su efecto sobre el afino del tamaño de grano final del acero. De este modo es posible
incrementar notablemente el límite elástico de los aceros sin aumentar al mismo tiempo
su contenido en carbono, alcanzándose valores superiores a 500 MPa, en virtud del
efecto combinado de un tamaño de grano ferrítico muy pequeño y el endurecimiento
estructural introducido por la precipitación de compuestos submicroscópicos de niobio,
vanadio y/o titanio. Todos estos elementos forman con el carbono y el nitrógeno
carburos y nitruros estables de estructuras FCC. Su diferenciación tampoco es fácil, ya
que muestran entre sí altos grados de solubilidad, de manera que suelen aparecer
carboni truros mixtos de más de un aleante.

115. 108
Capítulo 9.Aceros de construcción.
La característica básica que define entonces a los aceros microaleados es la posibilidad
de controlar el tamaño de grano del acero en el curso de la laminación para lograr
finalmente un tamaño de grano ferrítico extraordinariamente fino, lo que a su vez se
traduce simultáneamente en un incremento tanto del límite elástico como de la
tenacidad del acero: la Figura 9.5 da cuenta de la influencia del tamaño de grano de la
ferrita en su límite elástico y en su temperatura de transición dúctil-frágil. Téngase en
cuenta que el resto de los micromecanismos endurecedores posibles, como son la
solución sólida, precipitación de compuestos o la deformación en frío, aparecen
acompañados siempre de una significativa reducción de la tenacidad.
YS
27J
(N/mm 2)
500
ITT
100
-
400
300
-
-ITT
50
o
-
200
-50
100
-100
O
__
O
2
4
6
8
__
10
-150
__
12
14
Ferrite graln size, d- 112 (mm- 112)
Figura 9.5
La Figura 9.6 muestra la variación del límite elástico de los aceros al carbonomanganeso y de los aceros microaleados con niobio en función de su tamaño de grano.
La adición del elemento microaleante permite obtener aceros con unos tamaños de
grano ferrítico muy finos, que proporcionan límites elásticos muy elevados.
Los métodos habituales utilizados en la práctica para afinar el grano de las estructuras
ferrito-perlíticas durante la elaboración en estado sólido de los aceros (recalentamiento,
conformado en caliente y enfriamiento hasta temperatura ambiente) son:
Adición de aluminio o, mejor aún, de titanio, con el propósito de inhibir el
crecimiento de grano de la asutenita durante el mantenimiento del desbaste a alta
temperatura, de acuerdo con el mecanismo descrito en el apartado 2.5. La Figura 9.7
muestra los productos de solubilidad en la austenita de carburos y nitruros diversos.
Nótese a este respecto que el TiN es el compuesto más estable por lo que será el

116. 109
Capítulo 9.Aceros de construcción.
mejor inhibidor del crecimiento de grano de la austenita a alta temperatura. Tal y
como se observa en la Figura 9.8, correspondiente al NbC (acero con O.15%C
1.14%Mn-O.04%Nb), todos estos compuestos se disuelven progresivamente al
incrementar la temperatura del acero y precipitan en el enfriamiento subsiguiente, de
tal manera que la diferencia entre ellos estriba en el rango térmico en el que tienen
lugar estos fenómenos.
·
550
··
niobium steeJ
500
·
·
I
450
o
400
·
350
Carbon-manganese
steel
00
O
7
A5TM
Grain size
Figura 9.6
O. 1
10-5
1
10-7
700
800
1000
Temperature.
Figura 9.7
11 00
1200 1300

117. 110
Capítulo 9.Aceros de construcción.
0·03
u
c:
0·02
0'0'
o
Temperatura (oC)
Figura 9.8
La laminación controlada del acero, con el fin de acondicionar la austenita para que
al transformarse en el enfriamiento origine una microestructura ferrítica de grano
muy fino.
Uso de aleantes específicos y/o de altas velocidades de enfriamiento para disminuir
la temperatura de transformación de la austenita en ferrita.
En cuanto al efecto individual de los microaleantes definidos con anterioridad, cabe
decir que el endurecimiento inducido por el vanadio se debe a la formación de finos
precipitados (5 a 100 nm de diámetro) de V(CN) en la ferrita, durante la fase de
enfriamiento, que tiene lugar después del conformado en caliente del producto. Las
sol ubilidades de los carburos y ni truros de los elementos microalentes son
aproximadamente un orden de magnitud menores en la ferrita que en la asutenita. Por
esta razón, una parte sustancial de la precipitación de los compuestos menos estables
(VC, de acuedo con la Figura 9.7), que no se ha producido a las temperaturas más
elevadas, ocurrirá durante la transformación alotrópica o ya en fase ferrítica.
La adición de este microalente proporciona un endurecimiento que se cifra entre 5 y 15
MPa por cada 0.01 % en peso de vanadio, dependiendo del contenido de carbono y de la
velocidad de enfriamiento, que a su vez es función de la masa del producto tratado
(espesor de chapa, por ejemplo). De acuerdo con la Figura 9.9, correspondiente a un
acero con 0.15%V, se puede obtener un máximo aumento del lími te elástico utilizando
una velocidad de enfriamiento de 170°C/min: a velocidades inferiores, los precipitados

118. 111
Capítulo 9.Aceros de construcción.
de V(CN) tienen un mayor tamaño (menor efecto endurecedor), mientras que si la
velocidad es superior a este valor no damos tiempo a que la precipitación se complete y
la fracción precipitada disminuye. La adición de manganeso es también a este respecto
positiva, ya que al disminuir la tremperatura de la transformación de la austenita en
ferrita contribuye a lograr una dispersión de precipitados de vanadio más fina.
200
150
V
100
50
u
O
500
200
100
50
20
10
Cooling rate (from 760°C), °C/min
Figura 9.9
El mecanismo de aumento de resistencia mecánica de los aceros al niobio es doble:
endurecimiento por precipitación, que depende del tamaño y de la cantidad de fase
precipitada (véase Figura 9.10) y el afino del tamaño de grano ferrítico, lo que hace que
este elemento sea un agente endurecedor más efectivo que el vanadio. De acuerdo con
la Figura 9.7 los compuestos de niobio son menos solubles en la austenita que los de
vanadio, luego el niobio precipita en fase austenítica y estos precipitados, estables en el
rango de las temperaturas habituales de laminación, contribuyen a inhibir el crecimiento
de grano de la austenita. El contenido habitual de niobio de este grupo de aceros varía
entre 0.02 y 0.04%, es decir, es aproximadamente un tercio del contenido habitual de
vanadio (0.1 %). Su efecto endurecedor se estima en 35-40 MPa por cada 0.01 % en peso
de niobio.
Los aceros microaleados al niobio se fabrican utilizando técnicas de laminación o forja
controladas, que en el caso de los aceros al vanadio solo son efectivas cuando
simultáneamente se alean con titanio.
La adición de molibdeno a los aceros microaleados produce un incremento mayor de
resistencia en virtud de un mecanismo de solución sólida y del impulso de la
precipitación de los microaleantes causada por un efecto sinérgico entre estos elementos

119. 112
Capítulo 9.Aceros de construcción.
y el molibdeno. Este efecto se atribuye a que la presencia de molibdeno dificulta la
precipitación en fase austenítica en virtud del decrecimiento de la actividad del carbono
(carácter carburígeno del molibdeno). De este modo, tiene lugar una mayor
precipitación en fase ferrítica, que contribuye a una mejor dispersión y afino de los
precipitados.
245
210
. . 175
o
140
A
I
105
30A
I
70
A
35
00 A
I
I
200 A
O
10- 3
0.01 0.02 0.04
0.10
0.20
Niobium, %
Figura 9.10
Por último, el efecto principal del titanio, presente en los aceros microaleados en
proporciones inferiores al 0.2% en peso, es tanto el control del tamaño de grano
austenítico como la formación de precipitados, dependiendo la importancia de uno u
otro mecanismo de la composción química del acero y del programa de conformado
empleado. De cualquier manera, dado que el titanio es un elemento fuertemente
desoxidante solo puede utilizarse en aceros perfectamente calmados (desoxidados con
aluminio), para que el titanio forme compuestos diferentes al óxido de titanio.
Antes de proceder a la laminación en caliente del acero, los desbastes deben recalentarse
a alta temperatura y mantener ésta un cierto tiempo con el fin de obtener una austenita
homogénea y disolver cualquier precipitado que estuviera presente en la microestructura
inicial del acero. La Figura 9.11 muestra el efecto de los diferentes microaleantes sobre
el crecimiento del tamaño de grano de la austenita a alta temperatura. Pequeñas

120. Capítulo 9.Aceros de construcción,
113
cantidades de titanio (Ti<0.025%) tienen un efecto afinador muy efectivo debido a que
el TiN precipitado a una temperaura muy alta inhibe el crecimiento del grano de
austenita, tanto durante el recalentamiento de los desbastes como durante la primera
fase del conformado en caliente. El titanio tiene, por la misma razón, un efecto muy
marcado a la hora de impedir el aumento del tamaño de grano de las zonas
térmicamente afectadas de las uniones soldadas (sometidas a grandes sobrecalentamientos). Debe recordarse que el control del tamaño de grano a alta temperatura
mediante la presencia de precipitados se basa en que el tamaño de éstos y su separación
media sean inferiores a ciertos valores, que estén presentes en fracciones volumétricas
suficientes y que también tengan bajas velocidades de crecimiento por coalescencia.
Así, por ejemplo, el TiN formado a muy alta temperatura (en fase líquida o durante la
solidificación del acero), da lugar a unos precipitados demasiado groseros para evitar el
crecimiento de grano austenítico, de tal manera que solo los precipitados formados en
fase
tienen el tamaño y dispersión suficientes para actuar de la manera indicada con
anterioridad.
E
-
300
Q)
Q)
E 200
c:
100
O
800
900
1000
1100 1200 1300
Temperature, oC
Figura 9.11
En relación al endurecimiento por precipitación, se reqUIere una cantidad más
importante de titanio para formar TiC. Las adiciones de titanio inferiores a 0.025% en
peso originan precipitados demasiado groseros de TiN, que no proporcionan
endurecimiento alguno. Al incrementar el contenido de titanio del acero, primero se
forman inclusiones sulfurosas del tipo (Mn,Ti)S y luego carbosulfuros Ti 4CzSz, antes de
aparecer el precipitado endurecedor TiC. Estas partículas proporcionan el mayor efecto
endurecedor de todos estos microaleantes, Figura 9.12, siempre que la proporción de
titanio sea importante y los precipitados muy finos (menores de 3 nm). Sin embargo, el

121. Capítulo 9.Aceros de construcción.
114
titanio tiene un efecto afinador de grano moderado en el curso de la laminación (en
comparación con el niobio y el vanadio), por lo que el fuerte endurecimiento por
precipitación causa también una sensible pérdida de tenacidad. Por esta razón el uso
simultáneo de varios microaleantes proporciona la mejor combinación de propiedades:
así, el titanio incrementa la eficacia del niobio al combinarse con el nitrógeno presente
para formar TiN y evitando, de este modo, la formación de NbN. De esta forma se
incrementa la solubilidad del niobio en la austenita y se favorece la precipitación de
partículas de Nb(CN), lográndose un mayor afino de grano durante la laminación
controlada.
500
200
100
50
o
20
a..
10
0.0002
0,0005
0.001 0.002
0.005
Precipitate fraclion, f
Figura 9.12
9.4.1. Laminación y forja controladas
Se denomina laminación o forja controladas a aquellas operaciones de conformado que
se ejecutan con un control preciso de la temperatura del producto durante las diferentes
fases de la operación, definiéndose también estrictamente tanto la reducción de cada
paso como la temperatura a la que se ejecutan éstos y especialmente el de la última
pasada o golpe. Su objetivo básico es reducir el tamaño de grano final de la ferrita
transformada en el enfriamiento, para lo que es preciso, además, la adición de elementos
microaleantes como el niobio, vanadio y/o titanio.
Cualquier operación de conformado controlado se divide en dos etapas. La primera es
una fase desbastadora, que tiene lugar a la temperatura más alta (l150-1000°C), en la
que debe iniciarse el afino de grano de la austenita por recristalización repetida
(recristalización dinámica). En esta fase deben existir ya precipitados estables a la

122. Capítulo 9.Aceros de construcción.
115
temperatura de laminación que inhiban el crecimiento del grano de austenita
recristalizado. Con este fín el niobio es un elemento bastante efectivo, aunque de
cualquier manera, los precipitados de TiN formados en fase
son los más apropiados.
Al final de esta fase se pueden obtener tamaños de grano de austenita en tomo a 20
Llegados a este punto el proceso debe detenerse hasta que la chapa o producto a
conformar se enfría hasta la temperatura a la que se comenzará realamente el proceso de
laminación o fOIja controlada (T<l000°C).
El efecto más importante que ejercen los elementos microaleantes durante la fabricación
de estos aceros es el control de la temperatura de no recristalización de la austenita. En
un proceso de laminación convencional, la austenita deformada durante el conformado
recristaliza estáticamente en el periodo entre pasadas. Sin embargo, en un proceso de
laminación controlada, se interrumpe la laminación de la chapa con el propósito de
terminar esta operación realizando una reducción de espesor de más de un 60% a una
temperatura inferior a la de no recristalización de la austenita, T nr' Como consecuencia
de la parada en la laminación y de las menores temperaturas de proceso, la
productividad del tren disminuye y las fuerzas de laminación aumentan, lo que
constituyen dificultades prácticas evidentes. De cualquier manera, es en esta fase
acabadora del proceso de laminación controlada donde el papel del niobio es
fundamental, tal y como se manifiesta en la Figura 9.13: el niobio es el elemento que
más influencia tiene a la hora de incrementar la temperatura T Dr' permitiendo de este
modo realizar las operaciones de laminación y fOIja controladas en un intervalo térmico
más amplio.
Al deformar la austenita por debajo de T nr' se crea una austenita agria con numerosos
defectos intragranulares, como dislocaciones, bandas de deformación y maclas, es decir,
con muchos puntos de alta energía, de modo que existirán muchos lugares efectivos
para la nucleación de los granos de ferrita en la transformación en estado sólido que
tiene lugar en el enfriamiento subsiguiente, dando así lugar a un grano ferrítico muy
fino.
La
Figura 9.14 es similar a la 9.7 solo que ahora se expresa en coordendas semilo -
garítmicas (los productos de solubilidad responden a la expresión 10gK = A-BIT) y está
referida exclusivamente a los carbonitruros de niobio. Se hace notar que a medida que
aumenta el contenido de nitrógeno de los carbonitruros de niobio, su producto de
solubilidad disminuye sustancialmente, mientras que este producto aumenta cuando el

123. Capítulo 9.Aceros de construcción.
116
carburo tiene un defecto de carbono en relación a su estequiometría normal, NbC
(vacantes de carbono). De cualquier manera, la existencia de otros elementos de
aleación disueltos en el acero, como el manganeso o el silicio, alteran los coeficientes de
actividad del niobio, carbono y nitrógeno, y modifican las expresiones de los productos
de solubilidad. Por ejemplo, la presencia de un 1.5% de manganeso y de un 0.4% de
silicio reduce el producto de solubilidad del NbC en la austeni ta a 1150°C en
aproximadamente un 20%.
1050
1000
950
900
.9
850
800
750
Initial salute cantent (atam per cent)
Figura 9.13
Temperature, oc (OFI
1300 1200
1100 1000
(2372)(2192) (2012) (1832)
900
(1652)
-2
a.
-3
108 [Nb)[C)°·87 = 3.43
71701T
108 [Nb)[C) = 2.96 - 75101T
108
= 4.46 98OO1T
108
= 4.09 - 100000T
108 [Nb)[N] = 2.80 - 85001T
I/l
Source: Rer 74
-4
6
8
7
l/Tx
10 4,
9
K -l
Figura 9.14
El efecto del niobio en la fase acabadora del proceso de laminación o forja es entonces
el de impedir la recristalización de la austenita deformada durante la laminación, lo que

124. 117
Capítulo 9.Aceros de construcción.
ocurre en virtud de la inmovilización de los bordes de grano y subgrano de austenita
(disminución de la energía efectiva de la junta de grano y subgrano) que induce la
precipitación del Nb(CN). La precipitación de estos carbonitruros en condiciones
dinámicas, austenita deformada, es mucho más rápida que en condiciones estáticas.
Téngase en cuenta que, por un lado, tenemos la fuerza impulsora del proceso de
restauración y recristalización de la austenita, que es la energía de deformación
almacenada en la microestructura (defectos microestructurales), mientras que, por otro
lado, existen fuerzas tendentes a retardar estos procesos (precipitación de Nb(CN)). El
efecto de bloqueo de estos precipitados es tanto mayor cuanto más grande es su fracción
volumétrica y más finos son. La Figura 9.15 muestra sobre un diagrama temperaturatiempo genérico la dependencia de los fenómenos de recristalización y precipitación:
tomando T o como la temperatura de puesta en solución de los precipitados, se pone de
manifiesto que por encima de la temperatura TI' la precipitación se retrasa, dado que
opera en una matriz de austenita recristalizada (sin defectos), mientras que por debajo
de T nr es la recristalización la que se retrasa, al tener lugar la precipitación previa de los
carbonitruros. Entre T 1 Y T nr ambos fenómenos ocurren de manera aproximadamente
simultánea. La Figura 9.16 muestra la deformación crítica necesaria para que tenga
lugar la recristalización de la austenita en función de la temperatura de conformado e
indica igualmente el tamaño de grano de la misma, en el caso de un acero al carbono y
otro microaleado con niobio.
Comienzo de la
precipi
Comienzo de la
recristalizaci6n
- - - - Tiempo (lag)
Figura 9.15

125. Capítulo 9.Aceros de construcción.
118
o
Niobium
steel
Plain carbon
steel
1100'C
1100'C
2
160
I
I ,
c:
1050'C
,
'I
'
,I
«4
I
,
/
I II
I
I
c:
I
950'C
Figura 9.16
El tamaño de grano ferrítico final del acero depende entonces del tamaño de grano
previo de la austenita y también de la magnitud de deformación suministrada por debajo
de la temperatura de no recristalización de esta fase. La 1aminación y forja controladas
de los aceros al niobio debe terminarse a unas temperaturas relativamente bajas (750850°C) para obtener así tamaños de grano finales de ferrita de 5-10
(10-13 ASTM),
tal y como se refleja en la Figura 9.17.
C
Si
S
P
0'11
0'30
0·015
0-015
Mn
V
Nb
0·06
0·04
5
c:
3
Finish rolling temperature ('C)
Figura 9.17
Los nitruros de titanio que se forman durante la solidificación y el enfriamiento inicial
del desbaste no serán entonces efectivos para prevenir la recristalización de la austenita
y dejarán al acero con una cantidad insuficiente de titanio en solución sólida a la

126. 119
Capítulo 9.Aceros de construcción.
temperatura de laminación. Por otro lado, el vanadio a estas mismas temperaturas es
muy soluble y su precipitación solo tiene lugar a temperaturas claramente inferiores a
las de laminación. De cualquier manera, el diseño de un acero con adiciones de niobio,
titanio y vanadio conduce a la formación de complejos carbonitruros mixtos de los tres
elementos cuya composición varía con la temperatura. La Figura 9.18 pone de
manifiesto que, a las temperaturas más altas, el primer precipitado que se forma es el
TiN y a medida que la temperatura desciende se van incorporando cantidades crecientes
de niobio y carbono, para finalmente terminar precipitando como NbC a las
temperaturas inferiores (véase también la figura 9.14).
0'100
0'030
e
Nb
0'025
I
'l. T1=0'010
Nb=0'030
e =0'100
N = 0·004
0'020
w
u 0'050
w
>
...J
o
Ti
Figura 9.18
Otro aspecto del proceso de laminación o forja que está fuertemente influenciado por la
presencia de elementos aleantes es la temperatura de transformación de fase Ar3 ·
Cuando esta temperatura disminuye, la transformación austenita-ferrita opera en un
rango térmico más bajo, la velocidad de nucleación aumenta y el tamaño ferrítico, en
consecuencia, disminuye. A este respecto volvemos a recordar el efecto favorable de la
adición de elementos gammágenos como el manganeso y el empleo de enfriamientos
acelerados desde la temperatura final de laminación. La Figura 9.19, que se refiere a
aceros con contenidos en carbono de 0.05-0.2%, da cuenta del aumento de la resistencia
mecánica del acero al disminuir la temperatura a la que tiene lugar el 50% de la
transformación austenita-ferrita, que influye en la microestructura final obtenida
(lógicamente, a medida que aumenta la resistencia, al aparecer microestructuras
bainíticas y martensíticas, también disminuye la tenacidad). Las calidades de mayor
resistencia mecánica, obtenidas tras temple y revenido, poseen normalmente molibdeno

127. 120
Capítulo 9.Aceros de construcción.
y boro con el fin de aumentar la templabilidad del acero y vanadio para limitar el
ablandamiento en el tratamiento de revenido.
-
1200
1050
I
I
I
900
I
I
I
600
.¡¡¡
750
I
I
I
··
··
I
·
IIFerrite +
I
450
pearllte
300
400
500
600
700
.·
··
800
Transfonnatlon temperature
Figura 9.19
Una última técnica utilizada industrialmente en la laminación en caliente de los aceros
es la laminación controlada dura o intensificada, que consiste en realizar la segunda fase
de la laminación (fase acabadora) no
por debajo de T ur' sino incluso por debajo de
Ar3 , es decir en fase (a+y). La temperatura final de laminación se sitúa entonces
alrededor de 700°C. La combinación de una menor temperatura de recalentamiento
junto a la también menor temperatura de laminación conducen a la obtención de un
tamaño de austenita más pequeño. Además, dado que la laminación se termina en fase
(a+y), una cierta cantidad de ferrita ya transformada resulta deformada,
incrementándose la densidad de dislocaciones en esta fase, lo que contribuye a lograr un
mayor incremento del límite elástico del acero. Esta técnica de laminación proporciona
también una cierta textura que influye en las propiedades mecánicas finales del
producto, siendo en concreto responsable del debilitamiento en la dirección del espesor
de la chapa (aparición de separaciones o descohesiones paralelas al plano de laminación
durante los ensayos mecánicos o en el servicio bajo carga).

128. Capítulo 9.Aceros de construcción.
121
La Figura 9.20 muestra los diferentes tipos de laminación, cuyas denominaciones se
indican a continuación, y la Figura
resume la evolución del grano en los procesos
de laminación convencional y controlada:
A - Laminación en caliente convencional
B - Laminación controlada
e - Laminación controlada intensificada
D - Laminación con control de la recristalización
E - Laminación controlada especial.
1
-------------Rough rolling
Finish rolling
Time
Figura 9.20
oc
oc
1200
1200
1000
1000
800
800
600
600
Normal coollng
Accelerated coollng
400
a) Laminación convencional y normalizado
. Figura 9.21
b) Laminación controlada

129. 122
Capítulo 9.Aceros de construcción.
9.4.2. Tipos de aceros microaleados
La Tablas 9.3 y 9.4 muestran respectivamente las denominaciones y las propiedades
mecánicas fundamentales de los aceros microaleados definidos en las normas europeas
EN 10025 (aceros estructurales no aleados laminados en caliente) y EN 10133 (aceros
estructurales de grano fino soldables laminados en caliente) .
BS EN 10025: 1993
Grade
Former
grade
Tensile
mm
<lOO mm
-N/mm2
SI85
S235
S235JR
S235JROI
S235JR02
(4)
(5)
(4)
(4)
S23510
S2351203
S2351204
S275
S275JR
(5)
S27510
S2751203
S275J204
S355
S355JR
S355JO
S3551203
S3551204
S355K203
S355K204
(5)
Fe 310-0
(4)
(5)
Fe 360A
(4)
Fe 360B
Fe 360B(FU)(4)
Fe 360B(FN)
Fe 360C
Fe 36001
Fe 36002
Fe 430A
(5)
Fe 430B
Fe 430C
Fe 43001
Fe 43002
Fe
Fe
Fe
Fe
Fe
Fe
Fe
5 lOA
510B
510C
51001
51002
510001
510002
Min.
Max.
slrellglh
(5)
slrenglh
al 16 mm
Nominal t!lieklless
N/mm 2
N/mm 2
290/510
340/470
340/470
340/470
340/470
340/470
340/470
340/470
410/560
410/560
410/560
410/560
410/560
490/630
490/630
490/630
490/630
490/630
490/630
490/630
{/l/pael Ellergy (J·C)
for
speeified
yield
Temp.
mm
·C
185
235
235
235
235
235
235
235
275
275
275
275
275
355
355
355
355
355
355
355
>150 mm
mm
+20
+20 (6)
+20 (6)
25
250
25
25
250
250
250
250
250
250
250
250
250
250
250
250
250
250
250
250
(1)
27
27
27
27
27
27
23
23
23
23
27
27
27
27
23
23
23
23
27
27
27
27
40
40
23
23
23
23
33
33
O
-20
-20
+20 (6)
O
-20
-20
+20 (6)
O
-20
-20
-20
-20
(1)
Tabla 9.3
Grade
UTS Min.YS
at t = 16 mm
Max. Thk
(mm)
(2)
(1)
Charpy (long)
S275N
S275NL
S355N
S355NL
S355M
S355ML
S420M
S420ML
370
to
510
275
470
to
630
355
450
to
610
355
500
to
660
420
Temp.
Energy
Max. Thk
(1)
(N/mm2)
(mm)
( 1)
(2)
-20
40
-50
-20
63
27
-20
63
27
40
-50
150
40
-50
-20
150
27
40
150
150
150
150
-50
150
63
150
150
63
150
150
150
Notes:
27
1 Applies to plates and wide flats.
2 Applies to Sections.
Symbols used in SS EN 10113
S460M
S460ML
530
to
no
-20
460
63
40
-50
27
150
63
Tabla 9.4
150
S = Structural Steel
'275' '355' '420' '460' = min YS (N/mm2)
N = Nonnalized or nonnalized roUed
M = Thennomechanical roUed.
L = Low temperature (-50· e) impacts.
Examples S275N, S355ML

130. 123
Capítulo 9.Aceros de construcción.
Por otro lado, la necesidad de producir aceros estructurales con tenacidades (resistencia
al impacto) cada vez más altas y también de mejores características de conformabilidad
en frío ha promovido el desarrollo de aceros más limpios y de las técnicas de control del
contenido de inclusiones. Los aceros convencionales tiene contenidos en azufre en tomo
a 0.030%, que aparece en su microestructura en forma de inclusiones alargadas de MnS,
en virtud de la deformación sustancial que experimentan en el curso del proceso de
laminación en caliente. Otras inclusiones también presentes en estos aceros son óxidos y
silicatos. Las inclusiones son heterogeneidades microestructurales (concentradores de
tensión) que promueven el inicio del microemecanismo de rotura bajo carga de los
aceros. Por esta razón, hoy día, los aceros de mayor calidad se fabrican utilizando
tecnologías avanzadas de desulfuración, con las que se logran contenidos finales de
azufre de 0.001-0.002%. El elemento desulfurante más eficaz es el calcio. El calcio se
adiciona al acero líquido, después de haber sido desoxidado con aluminio, en forma de
siliciuro o carburo de calcio,
acero formando
se combina con el azufre y el oxígeno presente en el
y CaS, productos que se eliminan en forma de escoria. Se
obtienen así aceros con contenidos de oxígeno de 10-20 ppm y contenidos de azufre que
pueden ser inferiores a 0.001 %. Otro efecto negativo debido a la existencia en el acero
de incluiones alargadas es la anisotropía observada en la tenacidad y ductilidad de estas
chapas. Este problema prácticamente se elimina si las inclusiones aparecen en forma de
pequeñas partículas aisladas no deformables. A este respecto las incluisiones oxidadas y
sulfuradas de calcio son globulares y mantienen su forma en el curso de la laminación
en caliente. La Figura 9.22 da cuenta del efecto beneficioso de la disminución del
contenido de azufre y la adición de calcio, que se manifiesta en la reducción de área en
la dirección del espesor (dirección más débil). Estas mismas técnicas de control
inclusionario junto con el uso de tecnologías que minimicen la segregación durante la
colada, permiten obtener aceros con resistencia a la fragilización inducida por el
hidrógeno (HIC) que posibilitan la utilización de estos productos para la fabricación de
gaseoductos y reactores que trabajen en contacto con medios ácidos (medios que
contienen HzS YCOz)·
9.3.Aceros de gran resistencia
La familia de aceros de gran resistencia constituye un amplio abanico de composiciones
químicas que permiten obtener unos aceros con una resistencia mecánica mayor de 750

131. 124
Capítulo 9.Aceros de construcción.
MPa (hasta 1700 MPa). Normalmente se trata de aceros tratados térmicamente mediante
temple y revenido. Estos aceros se utilizan para fabricar piezas que serán capaces de
soportar cargas de servicio muy altas, tales como elementos constitutivos de motores,
transmisiones, turbinas de vapor, cojinetes, engranajes, muelles, cables, etc.
80
o Calcium-lreated
· Nat calcium-treated
_ _......L_ __
_
o
0.020
0.030
0.040
Sulphur cantent (%)
Figura 9.22
Suelen ser aceros con un contenido medio en carbono (normalmente entre 0.25 y 0.5%),
que normalmente se alean con niquel, cromo y molibdeno, principalmente con el
propósito de aumentar la templabilidad del acero y permitir de este modo el tratamiento
térmico de piezas de mediano y gran tamaño. El tratamiento de revenido de estos aceros
suele realizarse a una temperatura suficientemente alta (550-650°C) con objeto de
obtener piezas con una tenacidad suficientemente alta.
Las Tablas 9.5, 9.6 Y 9.7 muestran respectivamente la composición química, las
condiciones de tratamiento térmico y las propiedades mecánicas de los aceros para
temple y revenido normalizados en España. Esta norma diferencia los grados aleados al
cromo, al manganeso, al cromo-molibdeno y al cromo-niquel-molibdeno. El contenido
de carbono de todos estos aceros es muy parecido (0.35-0.45%) y se diferencian
principalmente en el porcentaje de elementos de aleación, siendo, de este modo, los
grados más aleados los de mayor templabilidad (admiten el temple en piezas mayores).
Dentro de la familia de aceros de alta resistencia hay que contemplar también los que se
utilizan para la fabricación de bolas, rodillos y pistas en la elaboración de cojinetes y
otros soportes. En estos casos se requieren productos de muy alta dureza y resistencia a
la fatiga de contacto, por lo que son aceros de alto contenido en carbono (en torno a
1%), aleados habitualmente con cromo (l.5%Cr), que se utilizan tras temple y revenido

132. 125
Capítulo 9.Aceros de construcción.
a baja temperatura (sobre 180-250°C). Se obtienen así unos productos con una dureza
de 60-65 HRC.
DESIGNACION
e
Mn
Sí
p
NI
S
Mo
·· 1
F1200
38Cr3
0.34/0,41
0,60/0,90
0.15/0.40
0,035
F1201
38Cr4
38Cr4·1
42Cr4
0,34/0.41
0.34/0,41
0,38/0.45
0,38/0,45
0.60/0.90
0,60/0.90
0,60/0.90
0.60/0,90
0,15/0.40
0,15/0.40
0,15/0.40
0.15/0.40
0,035
0.035
0,035
0,035
F1206111
F1202
F120711l
FI203
0,020/0.035
0,036
0.020/0.036
36Mn6
0,33/0.40
1,30/1,65
0,15/0,40
0,035
36Mn6·1
0.33/0.40
1,30/1,65
0.15/0.40
0.035
0.035
0.020/0,035
3DCrM04
F1208111
-
0,50/0,80
0,035
0,27/0,33
0.60/0,90
0.15/0.40
0,035
0.035
0.15/0.40
0,15/0.40
0.15/0.40
0.15/0.40
0,15/0,40
0,15/0.40
0.035 0,020/0.035
0.035
0.035 0.020/0.035
0.035 0.035
0,035
0.035 0,020/0.035
-
-
-
0,90/1,20
0,90/1.20
0.90/1.20
0.90/1,20
-
-
-
.1
F1251
F1256111
35CrM04
F1250
F1265111
F1253121
FI252
35CrM04·'
38CrM04
4DC,M04
F125711l
0.27/0.33
0.32/0.38
0,32/0,38
0,34/0.40
0.37/0.43
0,37/0.43
0,60/0,90
0.60/0.90
0,60/0.90
0.60/0.90
-
0.86/1,15
0,85/1.15
0,85/1.15
0.8511,16
0.86/1.15 ·
0.86/1.15
-
-
0.15/0.26
0,16/0.26
0,15/0.25
0.15/0.25
0.15/0.25
0.15/0.26
0.15/0.25
niqu.1 molibd.no
Fl204,
4ONiCrMo2
0.37/0,44
0.70/1,00
F1280
F1282
F1270
F1272
FI262
FI260
35NIC,M04
4ONICrM04
35NiCrMo7
0.32/0.38
0,37/0.42
0,32/0,38
32NiC,Mo12
0,30/0.36
32NICrMoI6
0,30/0,37
0,50/0.80
0,50/0,80
0.55/0,85
0.55/0.85
0.8010,80
0,30/0,60
de
(1)
controlado
0.035
0.15/0,40
0,15/0.40
0,15/0.40
0.15/0.40
0,15/0,40
0,16/0.40
0.035
0.035
0.036
0,035
0,035
0,035
0.40/0.70
O,035málC.
0,036
0,036
0.40/0.70'
0,60/0.90
0,60/0.90.
0.65/0,96
0,65/0,95
0,70/0,90
1,10/1,40
0,70/1,00
0,70/1,00
1.60/2,00
1.60/2,00
2,76/3.25
3,70/4,20
0.15/0,30
0,15/0,30
0.15/0,30
0.15/0,30
0,16/0,30
0,30/0,40
0,25/0,40
(2) Acero de uso no pref.renle
Tabla 9.5
_pie ...
121
111
Fl200
38Cr3
F1201
38Cr4
F1202
F1207
36Mn5
F1203v
F1251
42Cr4
36
F1256
F1250v F1255
Fl253
4DCrM04
Fl252V Fl257
o
Fl280
F1282
F1270
F1272
Fl262
Fl260
11
21 Oureclón
de
36NICrMo7
O
· 30 mln mínimo.
Undlcetivo) · 1 h m(nimo.
Tabla 9.6

133. 126
Capítulo 9.Aceros de construcción.
L.
I
I
OCU
' 'm
mm'
f1200
!
I
K
U
I
Imm'
T
-'T--r
'
0017801'00.,20
65
I
y Fl256
F1250 Y F 1255 J
se
15
y
140
68
830-1 OJO
880
85830
no-1JO
I
95·115
6
5
115·135
930
110-130
610
100
5
930011301
1I
47;
i
1
980,1180
1880
90
100
110·1)0
110-130
115135
85 lOO
51
70 1&90
11
6
10
5
80
10
iI
¡
13
121
780880-1080
0
880- 108
I
980-1 18011"
1 OJO 1
6
11
110-13C 1
I
5
9.2.1. Aceros
Los aceros maraging son un grupo de aceros martensíticos de bajo contenido en carbono
(0.03% max), que en virtud de un tratamiento térmico especial de envejecimiento
(precipitación, "aging"), penniten obtener límites elásticos entre 1400 y 2400 MPa. Son
18%Ni) Y que muestran una
tenacidad mucho mayor que la de los aceros martensíticos de mayor contenido en
carbono de igual resistencia. La Tabla 9.8 muestra las composiciones químicas y
propiedades finales de los diferentes grados de aceros maraging.
Grade
Wrought
18Ni1400
Nominal 0.2% proof stress:
N/mrn2 (MPa)
Ni
Co
Mo
Ti
Al
C max.
Si max.
Mn max.
Si +Mn max.
S max.
P max.
Ca added
B
Zr added
Fe
1400
Cast
18Ni 1700 18Ni1900 18Ni2400 17Ni1600
1700
1900
18-19
17-19
7-8.5
8-9.5
4.6-5.2
4.6-5.1
3-3.5
0.15-0.25
0.5-0.8
0.3-0.5
0.05-0.15 0.05-0.15 0.05-0.15
0.03
0.03
0.03
0.12
0.12
0.12
0.12
0.12
0.12
0.2
0.2
0.2
0.01
0.01
0.01
0.01
0.01
0.01
0.05
0.05
0.05
0.003
0.003
0.003
0.02
0.02
0.02
Balance
Balance
Balance
17-19
Tabla 9.8
2400
1600
17-18
12-13
3.5-4
1.6-2
0.1-0.2
0.01
0.1
0.1
0.2
0.005
0.005
Nbne
None
None
Balance
16-17.5
9.5-11
4.4-4.8
0.15-0.45
0.02-0.1
0.03
0.1
0.1
0.2
0.01
0.01
None
None
None
Balance
I
6
°1
Tabla 9.7
todos ellos aceros con elevados contenidos en niquel
¡
ElJ0-10JO
180
85[1
95
'5
15
980
90-110
10 I r,9O
1
I
10
880
OJO"
80-
6
1130.1
aJO-
' ,
880-1080
64085-1115
11
1080·1
980
'00
65
6
105-1'15 1 03O·J
1
9
9
S
8JO
901740
80
61
6
9301l
( 10- Osi
I
11
Elao
180-
80
6
90-110
100·120
85
I
1180-1370
32NiCfMo6
i"
6
801180
11
I ou
I
140
6
980.1180
78
10
I
6'0
J90
11
la
11
f1272
I,
8801080
10/5
85
930
9017"0
85·105
90·110
5
80
95
630
1
10
'080·1'110
75-
64
6
!I I
1JI
83010301
61°'
55
95-115
105·125
Fl180
6416JO;,B5105
980·1180"
I
I
:
"
I 780
I
.
I
mm'¡
'-2'
1574095115930·1130
j.
i
1
OCU
29

134. 127
Capítulo 9.Aceros de construcción.
Al calentar estos aceros a una temperatura de aproximadamente 820°C y luego
enfriarlos al aire hasta temperatura ambiente se obtiene una microestructura
martensítica, incluso en piezas masivas, en virtud de la alta templabilidad que les
confiere el alto grado de aleación típico de estos productos. En este estado muestran un
límite elástico en torno a 800 MPa, una carga de rotura de 1000-1100 MPa y un
alargamiento de casi un 20%. Sin embargo, si a continuación se efectúa un tratamiento
de envejecimiento a una temperatura sobre SOO°C ocurre la precipitación intensa de
compuestos intermetálicos del tipo de Ni 3Mo y FeTi, obteniéndose de este modo el
límite elástico que se refleja en la Tabla 9.8. La Figura 9.23 muestra como la tenacidad
a la fractura que se logra con estos aceros es muy superior a la de los aceros templados y
revenidos convencionales, aunque también su coste es muy superior, en virtud de su alto
grado de aleación.
40
__
1250
1500
1750
2000
2250
Tensile strenglh (MPa)
Figura 9.23
9.2.2. Aceros de fácil maquinabilidad
Constituyen una clase de aceros cuya característica más destacable es la facilidad de
ejecutar con ellos operaciones de mecanizado (torneado, taladrado, fresado, etc.). Esta
propiedad tiene una gran importancia cuando es necesario realizar grandes series de
piezas mediante conformado por arranque de viruta, exigiéndose en estos casos
operaciones de mecanizado automáticas con altas velocidades de corte.
La maquinabilidad de un acero es una propiedad dificil de definir ya que no se puede
identificar en virtud de un único parámetro, sino que es el resultado de una serie
conjunta de características tales como, por ejemplo:
- Vida de la herramienta de corte
- Velocidad de producción

135. 128
Capítulo 9.Aceros de construcción.
- Consumo energético
- Acabado superficial
Con el propósito de mejorar la maquinabilidad de los aceros es práctica corriente
realizar determinadas adiciones. El método más económico consiste en añadir azufre.
Aunque la mayoría de las especificaciones de aceros limitan el contenido de azufre a
valores inferiores a 0.035%, con el fín de mejorar su maquinabilidad, se exigen en
ocasiones contenidos de azufre de hasta 0.35%. En estos casos debe incrementarse
también el contenido de manganeso con el propósito de que el azufre aparezca en forma
de MnS. Las abundantes inclusiones de MnS, uniformemente distribuidas a lo largo de
la microestructura del acero, lubrifican el corte y favorecen la fractura de la viruta en
pequeños fragmentos, disminuyendo las fuerzas de corte y la temperatura en el contacto.
La Figura 9.24 muestra la disminución ostensible de la velocidad de desgaste de la
herramienta a medida que se incrementa la fracción de área de MnS. De cualquier
modo, no debe olvidarse que los contenidos elevados de azufre reducen sensiblemente
la ductilidad y la tenacidad de los aceros.
150
100
e
50
O
1.0
2.0
3.0
Area MnS (%)
Figura 9.24
Otro aditivo también muy utilizado para incrementar la maquinabilidad de los aceros es
el plomo. El plomo, en proporciones del 0.15-0.35%, precipita como plomo libre en
forma de pequeñas partículas durante la solidificación del acero. Las partículas de
plomo presentes en la intercara herramienta-viruta funden a consecuencia del calor
generado en el corte y, al igual que ocurría con las inclusiones sulfurosas, reducen la
fricción y rompen la viruta. Sin embargo, estos niveles de plomo afectan muy poco a las

136. 129
Capítulo 9.Aceros de construcción.
propiedades mecánicas del acero. La Figura 9.25 muestra cuantitativamente el efecto
positivo de la adición de plomo sobre la vida de la herramienta en el mecanizado de un
acero concreto. El teluro, selenio y bismuto también se utilizan con fines parecidos.
50
20
10
o
5,
2
+0.09%
Pb
__
80
+0.20%
Pb
__
100
120
140
160
180 200
Cutling speed (mlmín)
Figura 9.25
Por otro lado, se ha demostrado que la estructura férrea ideal para mecanizar
corresponde a una microestructura ferrito-perlítica con 0.2-0.3% de carbono. Los aceros
con contenidos de carbono inferiores son excesivamente blandos y dúctiles, de modo
que durante el corte se pegan a la herramienta, mientras que los aceros con contenidos
en carbono superiores a 0.3% son ya excesivamente duros y para facilitar su
mecanizado es conveniente realizar sobre ellos recocidos de globulización.

137. Capítulo 9.Aceros de construcción.
130

138. Capítulo 10. Aceros de herramienta
10. ACEROS DE HERRAMIENTA
10.1. Introducción
Se denominan aceros de herramienta a los aceros que se utilizan en la fabricación de
útiles destinados a conformar otros materiales mediante aplicación de presión
(laminación, forja, extrusión, etc.), en frío o en caliente, o por arranque de viruta (placas
de corte para tornear, fresar o taladrar, etc.). También se incluyen en este grupo los
aceros destinados a la fabricación de moldes permanentes empleados en el moldeo de
aleaciones metálicas y de plásticos, así como en la ejecución de todo tipo de
herramientas mecánicas (martillos, sierras, tenazas, etc.). Teniendo en cuenta las
condiciones normales de servicio de todos estos útiles, se les exigirá siempre una dureza
muy elevada (siempre apreciablemente superior a la del material que están
conformando) y, en ocasiones, cuando trabajan a alta temperatura, dureza en caliente.
Por esta razón suelen ser aceros templados y revenidos de alto contenido en carbono, de
media o alta aleación.
Las normas internacionales de los diversos países suelen clasificar esta familia de aceros
en tres grandes grupos:
Aceros para trabajos en frío
Aceros para trabajos en caliente
Aceros de corte rápido
Los aceros de herramienta para trabajos en frío son los que se emplean en aquellas
aplicaciones en las que el régimen de trabajo de la herramienta tiene lugar a temperatura
ambiente (martillos, navajas, brocas, etc.). Las principales características que se exigen
a estos productos son poseer una dureza y resistencia al desgaste muy altas y, si trabajan
a base de golpes, tener una tenacidad suficiente.
Los aceros de herramienta para trabajos en caliente se emplean en la construcción de
herramientas que durante su servicio normal se calentarán hasta temperaturas bastante
elevadas (martillos de forja, estampas, matrices de fundición, etc.). En estos casos no es
necesario que los aceros tengan una dureza tan alta como los de la familia anterior, ya
que al trabajar sobre materiales calientes, éstos últimos serán más blandos. Sin embargo
es necesario que estos aceros mantengan siempre una adecuada dureza en caliente y, si
van a ser sometidos a cambios bruscos de temperatura, se les exigirá también resistencia
al choque térmico.
131

139. Capítulo 10. Aceros de herramienta
Por último, la familia de aceros de corte rápido o aceros rápidos se emplean en la
fabricación de útiles de corte o mecanizado por arranque de viruta, que garanticen unas
productividades muy altas (arranque de viruta a gran velocidad). En estas condiciones
de trabajo el filo de la herramienta se calienta localmente hasta alcanzar temperaturas
del orden de los 600°C, en virtud del rozamiento existente en el contacto herramientapieza. En este rango de temperaturas los aceros templados y revenidos convencionales
se ablandan ya considerablemente, por lo que los aceros rápidos deben ser unos
productos muy aleados, que aprovechan el fenómeno de dureza secundaria (véase
apartado 6.4) para conseguir una dureza muy alta en las citadas condiciones ténnicas.
La Tabla 10.1 recoge en una escala que va de 1 (bajo) a 9 (alto) los valores de las tres
propiedades fundamentales, resistencia al desgaste, tenacidad y dureza en caliente, que
deben tenerse necesariamene en cuenta a la hora de realizar la selección del acero más
apropiado para cada aplicación particular. Se indican también, en función del tipo de
trabajo que deba realizar la herramienta (arrancar, cizallar, conformar, etc.) y de la
forma de acometerlo (velocidad, espesor de la pieza sobre la que trabajan, tamaño de la
serie, etc.), otras características de rango inferior deseables, tales como maquinabilidad,
templabilidad, etc.
10.2. Aceros para trabajos en frío
Son los aceros que se emplean para fabricar herramientas cuyo trabajo se realiza a
temperaturas próximas a la ambiente. Dado que las propiedades fundamentales que se
buscan son dureza y resistencia al desgaste, se trata de aceros con un elevado contenido
en carbono (nonnalmente entre 0.7 y 1.5%).
La familia de aceros de herramienta para trabajos en frío más económica, pero hoy día
también la de menores prestaciones, es la de los aceros al carbono. Son productos que se
utilizan tras temple y revenido a baja temperatura (lSO-2S0°C) con el propósito de
maximizar su dureza, que como sabemos depende exclusivamente del contenido en
carbono (la Figura 4.4. mostraba la dureza de la martensita en función de su contenido
en carbono). En estos casos el efecto del tratamiento de revenido es más bien el de
atenuar las tensiones residuales del temple. De este modo se emplean los aceros de
menor proporción de carbono para la confección de herramientas que exijan una cierta
tenacidad (martillos, herramientas agrícolas, etc.), mientras que con los aceros de
132

140. 133
Capítulo 10. Aceros de herramienla
contenido en carbono más alto se fabrican las herramientas de mayor dureza, como
navajas, limas, brocas, etc.
Illhe
1001
Thele major eharaelerlsllel
are requlred In
!he 1001
And Ihese mlnor
eharaelerlslles
may be requlred
Culs ............Wear resislance and
reslslance lo softening effecl of heal
Grindability and
loughness
Shears ..........Wear resislance and
loughness
Safety in hardening
and slighl dislortion
in hardenlng
Forms ..........Wear resislance
Draws ..........Wear resislance
Machinability and
loughness
Slighl dislortion in
hardening
Exlrudes ........Reslslance lo softening
effecl of heal, loughness and wear
resislance
RolIs ............Wear resislance
Balters ..........Toughness
Wear resislance
Under
Ihele
eondl1I0ns
Lighl culs,
slow speeds
Heavy culs,
fasl speeds
Thin slock,
short runs
Thin slock,
long runs
Heavy slock,
short runs
Heavy slock,
long runs
Cold,
short runs
Cold,
long runs
Hol,
short runs
Hol,
long runs
Short runs
Long runs
Cold
Hol
Short runs
Long runs
Short runs
maJor propertlel
lhould be
Hot
Wear
Toughreslllanee
neIs
hantness
4108
1 lo 3
1 lo 6
7 lo 9
1 lo 3
8 lo 9
4 lo 6
1 lo 7
(b)
6 lo 9
1 lo 7
(b)
2 lo 4
7 lo 9
(b)
3105
7 lo 9
(b)
4 lo 6
1 lo 7
(b)
7109
1 lo 4
(b)
3106
6109
5 lo 7
4106
6 lo 9
7109
4106
7109
4109
3106
1 lo
1 lo
1 lo
6 lo
(b)
(b)
(b)
5107
4 lo 6
7 lo 9
2 lo 4
1 lo 7
1 lo 4
7 lo 9
7
4
7
9
(b) Importanl only in ho! wor1<lng,
Tabla 10.1
La limitación principal que presentan los aceros al carbono a la hora de confeccionar
herramientas es su baja templabilidad: no permiten fabricar más que piezas de pequeño
espesor y recurriendo a enfriamientos bruscos en agua, por lo que existe un riesgo
evidente de introducir distorsiones o incluso de agrietar estos productos durante su
tratamiento térmico. La Tabla 10.2 muestra las composiciones químicas de los aceros de
esta familia normalizados en UNE y la Tabla 10.3 las temperaturas de tratamiento y la
dureza de estos mismos aceros en estado de recocido, temple y en su estado normal de
utilización (templeHevenido). Se destaca que la dureza final de casi todos estos
productos es mayor que 60 HRC.
En virtud de las limitaciones que presentan los aceros de la familia anterior, hoy día se
suele recurrir para estos usos a los aceros aleados. La norma UNE diferencia a su vez
tres grupos de aceros, con contenidos variables en elementos como el cromo,
(b)
(b)
(b)

141. Capítulo 10. Aceros de herramienta
134
molibdeno, wolframio y vanadio: los aceros resistentes al desgaste, aceros
indeformables y los aceros resistentes al choque (Tabla lOA).
11)
S
P
°oMn
F
C 70
0.65/0.74
0.35
0.35
C80
C90
C 102
102 V (2)
C 120
120 V (21
120Cr V (21
C 140
140 C, 121
0.75/0.84
0.85/0.94
0.35
0.36
0.36
0.36
0.35
0.35
0.35
0.35
0.35
0.35
0.35
0.35
0.35
0.35
0.35
0.35
0.35
0.35
-
0.030
F 5107
F 5113
F 5117
F 5118
F 5123
F 5124
F
F 5127.
F 5128
0.030
0.030
0.030
1.10/1.29
1.10/1.29
1.10/1.29
1.30/1 .50
Lo. elementol no citedOl en la
0.030
-2Cu,
0.40/0.70
-
0.030
0.40/0.70
con el
V
les
afectl' .Ie
que
NI
er,
0.10/0.35
0.10/0.35
0.030
dal
y·
-
-
-
0.030
Iln
l.
-
0.10/0.35
no
p., ,1 Iflno
1101
otrO'
0.030
d
exprlsa,,."te
en l.
como
como II..dOl,
In II
II norml UNE
li bien
conlld"lrín como
ntl
II
Tabla 10.2
M'x¡",.
TEMPERATURAS
DESIGNACION
Oc
Du
1
C 70
e80
C90
C 102
102V
C 120
120V
12)
1
plica
en
62
5
5
5
5
4
5
4
5
5
6
63
220
°e
en
..í" 11
..
Incremlntl!l(
5 mm
I la
In
r..
16) A título
(51
210
210
215
215
215
..
durlu"
(31
131141
12)
190
C 140
140Ct
..
(1)
H R.
mm
H R.
_o
HB
F
F 5107
F 5113
F 5117
F511B
F
F
F
F 5127
F 5128
de
'
ala
II
ti.
4
4
4
4
3
4
3
-
I
4
-
52·60
66·62
60·64
60·64
60·64
60·64
60·84
60·60
60·64
80·64
20
por 11
.
hl
y reVlnldo
Tabla 10-3
La resistencia al desgaste es una propiedad tecnológica no muy bien definida al haber
diferentes tipos de desgaste pero que, de cualquier manera, está muy relacionada con la
dureza: a mayor dureza, en general, mayor resistencia al desgaste. Una microestructura
muy adecuada desde el punto de vista de la resistencia al desgaste consiste en una
matriz dura reforzada con la presencia de un segundo microconstituyente mucho más
duro, bien disperso en ella. A este respecto, los aceros de herramienta utilizan la
extraordinaria dureza de los carburos. La Tabla 10.5 expone los diferentes tipos de
carburos presentes en los aceros de herramienta (M representa el contenido metálico del
carburo, M = Cr, Mo, V, etc.) y la Figura 10.1 la dureza de estos carburos comparada

142. 135
Capítulo 10. Aceros de herramienta
con la de la martensita (fase matriz de los aceros de herrramienta). Por lo tanto, cuanto
mayor sea la aleación con elementos formadores de carburos (carburfgenos) y mayor
sea el contenido de carbono del acero, se incrementará la fracción de carburos y con ella
su dureza. Las adiciones controladas de cromo, wolframio y vanadio que se recogen en
la Tabla lOA como componentes de la familia de los aceros resistentes al desgaste
responden a este principio. La Tabla 10.6 recoge las temperaturas de tratamiento
térmico, el medio de temple (aceite) y la dureza mínima tras temple y revenido de estos
grados de acero.
11
Nu
A_
F 6230
F 6233
F 6237
F 6220
F 6227
F 6211
F 6212
F 6213
F
102WCrV6
96MnCrW6
Xl00c,MoV6
X16OC,MoV12
X2'OC"2
X21OCrW12
X21OCrMoV12
0,96/1,10
1,00/1,16
0,96/1.16
0,90/1,05
0,90/1,05
1,4611,76
1,90/2,20
2.00/2,30
1,90/2,20
0,15/0,36
0,1010,40
0.10/0,35
0,10/0,40
0,10/0.40
0,10/0,40
0,10/0,40
0,25/0,46
0,70/1,00
0,16/0.36
1,36/1,66
0,80/1,10
0,40/0,76
1,05/1,36
0,35/0,66
0,16/0,46
0,16/0,46
0,16/0,46
0.16/0,46
0,36/0,66
4,50/5,60
11,0/13,0
11,0/13,0
11,0/13,0
11,0/13,0
-
-
-
0,10/0,30
0,90/1,40
0,70/1,00
0,06/0,26
0,26/0,46
0,60/0,80
0,70/1,00
0,20/0,40
-
-
-
-
-
0,8011,10
-
1,00/1,80
1,00/1,60
-
...1
F
F
F
6OWCrSI8
(1) Pa
101
6OSlMoC,8
0,40/0,60
0,6610,65
0.56/0,62
0,80/1,10
0,80/1,10
1,70/2,20
en
0,15/0,46
0,16/0,46
0,70/1,00
Izúfr,
0,90/1,20
0,90/1,20
0,20/0,35
0,30/0.60
0,10/0,30
0,10/0,30
0,10/0,30
1,70/2,30
1,70/2.30
-
-
d. 0.030
Tabla 10-4
oC carbide
Laltlcelype
Orthorhombic
Hexagonal
Face·cenlered cubic
Face·cenlered cubic
Hexagonal
MC
Face·cenlered cubic
Acarbide oflhe cememile (Fe3C) type. M may be Fe, Mn, Cr, wilh a little W, Mo. V.
Moslly found in Cr a1loy sleels.
to dissolulion al higher temperalUres. Hard
and abrasion
Found as a producl oftempering high·speed sleels.
Presem in high·Cr sleels and aH high·speed steels, The Cr can be replaced wilh Fe
yield carbides wilh Wand Mo.
AW· or
carbide, May conlain moderate amoums of er, V, Ca. Presem in a11
high·speed sleels. EXlremely abrasion resistant.
W· or Mo·rich carbide ofthe
lype. Appears after tempero Can dissolve a
considerable amounl ofCr.
V·rich carbide. Resisls dissolulion. Small amoum¡hal does dissolve reprecipitales on
secondary hardening.
Tabla 10.5
La segunda familia de aceros para trabajos en frío que se recoge en las Tablas lOA y
10.6 es la de los aceros indeformables. Se trata de unos aceros de muy alto contenido en
carbono y cromo, a los que también se añade, en proporciones menores, otros elementos
formadores de carburos como el wolframio, molibdeno y vanadio. Al ser aceros
bastante más aleados que los del grupo anterior, su templabilidad es mayor (admiten
temple en aceite o incluso al aire).

143. Capítulo 10. Aceros de herramienta
136
3000
2500
2000
N
o
> 1500
e
1000
500
O
2400
2200
2000
1800
1600
c:
1400
1200
1000
800
600
ve
Matrix,
Malrix.
high-spead
steel
carben
slael
Figura 10.1
_.
F
F
F
F
F 5227
F 5211
F 5212
F 5213
F
F
F
llIlO
800·
880
Xl00crMol/6
X
X210Cr12
X21OCrW12
.6WCrSI8
770- 810
970-1010
020
880·
670-
6OSIMoCr8
Tabla 10.6
180·210
180·210
180'210
180·210
180·210
180-210
180-210
160-210
160·210
160· 210
180·210
160- 210
80
61
61
"'o
alr.
80
61
80
61
61
80
57

144. Capítulo 10. Aceros de herramienta
137
El nombre que designa a esta familia de aceros se basa en que apenas sufren
deformación alguna en el tratamiento de temple y revenido, por lo que se trata de unos
aceros muy apropiados para la ejecución de matrices y troqueles con formas complejas
e intrincadas. En el apartado 4.4. se había justificado la aparición de tensiones residuales
motivadas por el aumento de volumen que tenía lugar en la transformación
microestructural típica del temple, mientras que las variaciones volumétricas en el
revenido son más complejas ya que, por un lado, la precipitación de carburos desde la
martensita sobresaturada tiene lugar con contracción y, por otro, la transformación de la
austenita retenida induce una expansión. De este modo, es posible compensar las
variaciones dimensionales de todos estos cambios microestructurales de manera que en
conjunto apenas ocurra alteración dimensional alguna. A modo de ejemplo, la Figura
10.2 presenta la pequeñísima variación dimensional que experimenta a lo largo de las
direcciones longitudinal (L), transversal (W) y normal (T) -RD es la dirección de
deformación previa al tratamiento térmico- un acero indeformable durante el
tratamiento de revenido. Las diferencias que se observan entre las tres direcciones
deben atribuirse a la existencia de segregación y/o la aparición de una determinada
textura de conformado.
0.003
0.002
T
E
E
-
w
0.001
c:
c:
T
o
al
E
-20
95
205
315
425
540
650
Tempering temperature. oc
Figura 10.2
Tal y como ya se expuso en el apartado 3.3, los altos contenidos en cromo típicos de
estos grados modifican sensiblemente el diagrama de equilibrio hierro-carbono. Las
Figuras 10.3 y 10.4 muestran respectivamente el diagrama hierro-carbono modificado
por la adición de 5% y de 13% de cromo. Ambos diagramas muestran el carácter
alfágeno del cromo (disminuye la región de estabilidad de la austenita a medida que
aumenta el contenido de cromo), así como la existencia de diferentes tipos de carburos

145. Capítulo 10. Aceros de herramienta
138
mixtos de hierro y cromo. Por otro lado, si se toma el contenido de carbono de estos
aceros que se expuso en la Tabla lOA, se aprecia que en la austenización previa al
temple, que recomienda la Tabla 10.6 (
no se consigue la austenización
completa sino que se alcanza una región en la que coexiste la austenita con una cierta
fracción de carburos aún no disueltos. Nótese también que, con objeto de conseguir una
dureza tras temple suficiente, es necesario incrementar de manera importante el
contenido en carbono de estos aceros, ya que debido al carácter alfágeno del cromo el
máximo contenido en carbono de la austenita (y consecuentemente el de la martensita)
disminuye considerablemente en relación al que presentaría en los aceros al carbono
(véanse las Figuras 10.3 y lOA).
1535
L+a
1480
1425
A-A 5% Cr
L+ a + y
1370
1315
V a+y
1260
L+y
-I-L+ (Fe, Cr)3C
y+
L
+ (Fe,
1205
.
1150
_
I
......
,
'1
1095
I
Ql
E 1040
Y+ (Cr,
y + '(Cr,
1490
__+_--I--,lt----+---t---__+_-
Ql
y+ (Cr,
a+y
:tt----+---t---__+_- 1500
1-
y
1480
980
y+ (Cr,
I
-+---+--t----f----f--
925
Y+ (Fe, Cr)3C
870
(Cr,
815
a+y+(Cr, Feh C3
I
IV
--
(Cr,
1470
--
1460
I
1450
Fe)23CS
a+y 1-
1440
+
O
760
0.1
0.2
0.3
0.4
0.5
1
I
a+ (Cr,
705 a + (Cr, Fe)7C3
I
O
I
I
I
2
I
a + (Fe,
+ (Fe, Cr)3 C
3
Carbon, %
I
I
a + y + (Fe, Cr)3C -
I
4
11
I
5
Figura 10.3
No debe olvidarse por otro lado que cuanto mayor sea la dureza (resistencia al desgaste)
de un acero su tenacidad disminuye y su conformado (forja, mecanizado, etc.) es
también más dificil.
La última familia de aceros para trabajos en frío que se recoge en las Tablas lOA y 10.6
es la de los aceros resistentes al choque, utilizada en la confección de herramientas
utilizadas en minería, perforación de rocas y otras accciones que generen choques
-

146. 139
Capítulo 10. Aceros de herramienta
repetidos en el curso de su servicio normal. De acuerdo con los datos que recoge la
Tabla 10.4, son los aceros para trabajos en frío que tienen un menor contenido en
carbono (más tenaces).
1535
1480
I
/ L+
1
SecUon s-s 13% Cr
1425
1370
L
1315
L + (Cr.
L+y
1260
1205
1150
/
I
V
L + + (Cr, Fe)7C3
1095
E
1-
1040
7
)/ + + (Cr,
980
+ (Cr,
X/
925
I
1
y+ (Cr,
I
870
(Cr,
I
815
+ (Cr, Fe)7C3
+ (Fe,
+ (Cr,
I
+ + (Cr, Fe)7C3
760
+ (Cr,
705
+ (Cr.
I
(Cr,
o
-,
+ (Cr,
I
I
+ (Fe.
-
I
1
+ (Cr,
I
I
2
3
4
Carbon, %
Figura 10.4
Otro efecto de la presencia de elementos de aleación en el diseño de aceros de
herramienta es el de limitar el crecimiento del grano de austenita durante la
austenización previa al temple. Mientras en los aceros de construcción es la presencia de
AIN la que limita este crecimiento, en los aceros de herramienta los carburos actúan de
manera idéntica. A mayor contenido en elementos de aleación carburígenos mayor será
la fracción volumétrica de carburos y más importante será este efecto. De cualquier
manera, al sobrepasar determinadas temperaturas (que dependen de la estabilidad de los
carburos mayoritarios), tiene lugar la coalescencia de los mismos y finalmente su
redisolución en la austenita, momento en el que el efecto afinador de grano desaparece.
La Figura 10.5 muestra el aumento del tamaño de grano con la temperatura de
austenización de diferentes aceros: cuanto más aleado es el acero de herramienta mayor

147. 140
Capítulo 10. Aceros de herramienta
es su resistencia al crecimiento de grano. Nótese la presencia de vanadio, utilizado
como afinador de grano, en muchos de estos grados de acero.
Temperatura, oC
900
1000
1200
1100
3
.1
4
1300
/
I
¡
5
/
¡
.
I
.1
7
//
.
cr
---- -
10
1400
!
1600
/.,
I
1/
_
/
/
8
/
,/
I
I
/
9
/
I
6
1800
/
2000
1
-
2200
2400
°F
Figura 10.5
10.2.1. Acero Hadfield
Recibe este nombre, en recuerdo de su descubridor (Robert Hadfield, 1882), un acero de
herramienta para trabajos en frío que muestra una gran resistencia al desgaste. Se trata
de un acero con una composición típica basada en un contenido en carbono de 1.2% y
12-13% de manganeso, de microestructura austenítica, que combina una alta tenacidad
con una gran capacidad de endurecimiento por deformación que, a su vez, se traduce en
una respuesta muy buena ante acciones de desgaste.
El manganeso es un elemento gammágeno tal que en los contenidos habituales del acero
Hadfield desplaza el punto eutectoide del acero hasta una temperatura de 600°C y un
contenido en carbono en tomo a 0.4%. De acuerdo con la Figura 10.6 al calentar este
acero por encima de lO00°C se obtiene una microestructura completamente austenítica
que, tras enfriamiento brusco (temple en agua), no se modifica, ya que la misma figura
refleja que la temperatura Ms correspondiente a esta composición química es muy
inferior a la temperatura ambiente. Este acero autenítico muestra unas propiedades
mecánicas inusuales caracterizadas por un límite elástico relativamente bajo (en tomo a
350-400 MPa), una elevada resistencia a la tracción (sobre 850 MPa) y un alargamiento
excepcional (por encima del 40%). Como ya se indicó, el acero Hadfield tiene una
capacidad de endurecimiento por deformación en frío tal que permite pasar de una

148. Capítulo 10, Aceros de herramienta
141
dureza inferior a 2üHRC (tras temple) hasta alcanzar de este modo durezas superiores a
4üHRC (parte de este endurecimiento es debido a la transformación parcial de la
austenita deformada plásticamente en martensita, ya que la deformación plástica
desestabiliza la estructura austenítica). Se utiliza principalmente en la elaboración de
herramientas utilizadas en el movimiento de tierras y la manipulación de rocas
minerales (quebrantadoras, placas de revestimiento de molinos, palas, dientes, etc.);
también se utiliza en la elaboración de cruzamientos de vía, especialmente cuando
durante el servicio, estos elementos se ven sometidos a fuertes impactos.
11
1000
900
-
Austenite
+
carbide
800
700
0.6
0.8
1,0
1.2
1.4
Carbon, %
24
20
o
+ E at room temperature
+ martensite + E at 195
· yat-195°C
+ martensite aboye -195
.
···
Standard austenitic
manganese steels
·
8
4
2.0
Carbon contento %
Figura 10.6
Esta familia de aceros austeníticos muestran también una respuesta muy particular ante
cualquier calentamiento que pudiera tener lugar tras el temple ya que, de acuerdo con la
Figura 10.6, se produciría la precitación de carburos y el acero se fragilizaría de manera
notable. Como regla general estos aceros no deben calentarse nunca por encima de

149. Capítulo 10. Aceros de herramienta
142
260°C (véase la Figura 10.7 correspondiente al acero 1.2%C-13%Mn-0.5%Si, que ha
sido previamente austenizado a 1095°C durante 2 horas y templado en agua). Por otro
lado el empleo de un enfriamiento lento tras la solubilización por encima de lO00°C
daría lugar a una microestructura perlítica (en lugar de austenítica), más blanda y
tambén menos tenaz.
500
o
.i
400
E
300
a:
10
100
1000
10000
Time at temperature, h
Figura 10.7
10.3. Aceros para trabajos en caliente
Los aceros para trabajos en caliente son los de menor contenido en carbono de la familia
de aceros de herramienta, dado que al trabajar sobre materiales calientes (y por lo tanto,
blandos) no se les exige una dureza tan alta como a los del grupo anterior. Por otro lado,
son siempre aceros bastante aleados con el propósito de evitar el rápido descenso de
dureza y resistencia que tiene lugar en el calentamiento de los aceros (véase Figura
6.1). Bajo este aspecto, los elementos carburígenos son los más eficaces debido a la
estabilidad y dureza de los carburos metálicos.
La norma española divide los aceros de esta familia en tres grupos: aceros resistentes a
los choques mecánicos, aceros resistentes a los choques térmicos y aceros resistentes al
desgaste a temperatura elevada. La Tabla 10.7 muestra las composiciones químicas y
los datos tecnológicos de todos estos grados de acero.
El subgrupo de aceros resistentes a los choques mecánicos está constituído por aceros
de baja aleación (porcentaje de aleantes -Cr, Ni, Mo, V-inferior al 5%). Son los aceros
más baratos y menos resistentes térmicamente pero también los más tenaces de la
familia, ya que al estar menos aleados también tienen fracciones menores de carburos
frágiles. Se suelen utilizar en aquellos trabajos en los que la temperatura de la
herramienta no sobrepasa los 400°C.
Los aceros resistentes al choque térmico son aquellos que por el hecho de tener que
resistir bruscos cambios de temperatura tienen su composición química ajustada con el

150. 143
Capítulo 10. Aceros de herramienta
fin de minimizar los cambios volumétricos asociados a los mismos y minimizar de este
modo los riesgos de agrietamiento en servicio. Por otro lado su bajo contenido en
carbono garantiza una tenacidad suficiente para que no se produzca su rotura ante
solicitaciones térmicas importantes. Se trata de aceros muy empleados en la fabricación
de martillos para forja, matrices de estampación, cizallas para corte en caliente, etc.
Qu{ml
O"',n·· lón
··
F
0.40/0.60
F
F 6307
F 5313
F5317
F 5318
0.50/1.60
0.35/0.45
0.60/0.60
4ONICrMoV15
55NiCrMoV7
0.30/0.80
0.10/0.40
0.10/0.40
0.65/0.96
3OCrMoV12
0.10/0.40
0.32/0.42
0.35/0.45
X4OCrMoV5
1.70/2.00
0.95/1.25
2.50/3.50
4.50/5.50
4.60/5.60
0.15/0.45
0.25/0.55
0.90/1.20
0.40/0.60
0.30/0.60
2.60/3.00
1.20/1.70
1.20/1.70
-
3.60/4.10
-
-
-
-
0,30/0.60
-
-
.1
F5323
0.15/0.45
10001101
111
contenido
2.50/3.50
f6doro y .zúfr.
0.30/0.50
di
··
.
-
8.60/9.60
Our... HRC ll)
Modio d.
d.
Simb6U
F 5303
35CrMo7
210
810· 850
400·600
28· 37
F 5305
F 5307
4ONICrMoV15
55NICrMoV7
270
240
830·
830·
870
870
400·600
400·600
30·45
30·45
F 6307
F5317
F 5318
X37CrMoV5
1020· 1 060
1000·1040
1000·1040
550·700
550·660
500·650
1150·1 lOO
550·700
X4OCrMoV5
230
240
240
F5323
111 Dur.z..
39· 52
o
o alr.
o
1...
39· 52
39· 52
o
39·52
V
Tabla 10.7
presencia de contenidos importantes de cromo y molibdeno, junto con vanadio
posibilita su utilización hasta unos 600°C con una pérdida mínima de propiedades
mecánicas. Los grados más aleados son aceros de temple al aire, que se revienen a
temperaturas próximas
las máximas de uso. Nótese además que estos grados a pesar
de ser aceros de temple al aire, a veces requieren el uso de medios de enfrimiento más
severos (aceite o sales) con el fín de disminuir la cantidad de austenita retenida tras el
temple.
Figura 10.8 presenta, a modo de ejemplo, las curvas de transformación
isoterma de un acero de esta clase, H13 (similar al F-5318). Nótese la clara separación
entre las curvas perlfticas y bainíticas de este acero y la existencia de una curva
discontinua que indica el inicio de la formación de una fase proeutectoide, consistente
en un carburo rico en vanadio que también contiene cantidades no despreciables de
molibdeno y cromo.

151. Capítulo 10. Aceros de herramienta
815
144
,
,
1
760
..
705
/
650
. ..
595
540 -
-
480
..
Type H13
Austenilizing temperature, 1010
Critical temp. (Acll. 850°C
Prior condition, annealed
oc
'
.. .
.
425
.
11
370
315
20%
260
10%
Ms
40%
E
1
.'
I
50%
II
.
80%
95%
205
150
Vinual ending
95
Seconds
Minutes
I
Hours
1 1.52 3456 61015203045601.52 3456 61015203045601.52 3456 6101520304560
Time
Figura 10.8
La última composición química que se presenta en la Tabla
caracterizada
principalmente por unos contenidos elevados en wolframio y cromo, corresponde a un
acero que manifiesta una excelente resistencia al desgaste a temperatura elevada. Nótese
la alta temperatura de austenización previa al temple de este acero, cercana a 1200°C,
(véase de nuevo la Tabla 10.7). La Figura 10.9 muestra el corte isotermo a 1200°C del
diagrama ternario Fe-W-C y la situación de algunos aceros de este grupo. El acero F
5323 que se corresponde con el denominado H21 en esta figura mostraría una
microestructura totalmente austenítica a la temperatura de temple. Por otro lado, la
Figura 10.10 presenta las curvas de transformación isoterma de este mismo acero,
caracterizado por la facil formación de un carburo proeutectoide tipo M 6C (Fe4W2C,
Fe3 W3C), su alta templabilidad y una alta temperatura Ms (y consecuentemente baja
proporción de austenita retenida en el temple), en virtud del bajo contenido en carbono
del acero.
10.4. Aceros de corte rápido
Esta familia de aceros de herramienta se utilizan en la fabricación de elementos de corte
de tornos, fresas, etc. para garantizar un servicio eficiente bajo altas velocidades de
corte. La problemática asociada al uso de altas velocidades de corte reside en el fuerte
calentamiento local que sufre el filo de la herramienta
a consecuencia de la
fricción entre pieza y herramienta. Estas temperaturas tan altas reducen la dureza del

152. 145
Capítulo 10. Aceros de herramienta
acero y el rendimiento de la operación caería. Para evitar este problema se utilizan
aceros con una elevada proporción de elementos carburígenos que, aprovechando el
fenómeno de dureza secundaria (apartado 6.4), mantienen íntegras sus propiedades
mecánicas hasta esta gama de temperaturas. La Tabla 10.8 presenta las composiciones
químicas y los datos tecnológicos de los aceros rápidos normalizados en UNE,
clasificados en tres familias: aceros rápidos al wolframio, al molibdeno y al molibdenocobalto.
40
0.4
1.6
1.2
0.8
%
Figura 10.9
1095
.
980
870
760
'
Type H21
650 1-
Austenllizing temperature, 1150
540
II
E
1-
425
oc
.. .
1
9HRC
"
.
"
.
I
15%
95%
I
95%
40%
205
-- -.
80%
M
s
315
.
49 HRC
Virtual endlng
50.5 HRC
100%
95
I
Seconds
Minutes
I
11.52345681015203045601.52345681015203045601.52
Hours
34568101520304560
Time
Figura 10.10
Los aceros rápidos al wolframio son los más clásicos. Los aceros al molibdeno surgen al
sustituir aproximadamente dos partes de wolframio por una de molibdeno sin apeans
variación en las propiedades del acero. Finalmente, los aceros rápidos al cobalto, que
son los de mejor rendimiento, contienen cantidades importantes de este elemento, que a

153. Capítulo 10. Aceros de herramienta
146
diferencia del resto de los aleantes presentes en estos aceros no forma carburos sino que
aparece en solución sólida en la austenita y en la martensita, mejorando la dureza y la
resistencia en caliente de estos constituyentes. La Figura 10.11 da cuenta de la variación
de la dureza en caliente con la temperatura de aceros rápidos con diferente contenido en
cobalto.
DESIGNACION
oon
AISI
pldol .1
0.1310,83
11.20/18.10
-
0,80/1,20
3,6014,50
11,20/18,10
0,6010,80
1,10/1,60
0,1610,86
3,60/4,50
11,20118.10
9,50/10,50
3,60/4,60
9.00/10.50
-
3.80/4,80
11.50/13.00
3.00/3.60
4,1616,65
9,50110,60
1,40/1,66
1.00
121
3.2013,90
0,10/1,00
1.30/1,80
1,20/1,36
F·5563
3,50/4,60
0,16/0,85
4.10/ 6.20
T 16
TI
6,30
T4
T6
r¡pldo··1mollbdlno
0,82/0,92
6,10/6,10
4,6015,30
1,10/2,20
3.60/4,50
5,10/6,10
4,60/5,30
2.1013,20
0,95/1,05
2·g.2
3,5014,60
1,15/1,30
F·5606
3,50/4.50
1,50/2,10
8,20/9,20
1,50/2.20
M2
-
M3
M1
"pidos II
F·5611
2·g.2·8
0,85/0,96
F·5611
2·1().1·8
... todos 101
3,50/4,60
1,10/2,20
8,00/ 9,00
1,1512,06
1.16/8,16
M34
0,85/0,95
1,05/1 ,50
1,051,20
F·5613
3,60/4,50
3,50/4.50
3,50/4,50
5.10/6,10
6,40/1,40
1.30/1,80
4.10/ 5,40
3,50/ 4.20
9,00/10.00
1,10/2.20
1,10/2.20
0,90/1.40
4,10/5.20
4,50/5.30
1,50/8,50
M 35
M 41
M 42
101
imol
SI,
P y S serin
0.40
0,030 y O.OJO
21 Opcion.l.
DE810NACION
Dunu
Dur. .
Oc
·
limpio
HB
t
. .OI
F·5520
F·5530
210
1
O
1280-1300
550 - 580
lCel,e
290
1280-1300
1280-1300
1210 -1250
1220-1280
550 - 580
650 - 580
- 570
- 610
teelte
1e.1I.
le.lte
290
290
280
mln.1f
1e.1t.
d.
_,"ido HRC
63
T 1
64
T 4
T5
65
66
T15
63
·· 1molibdeno
290
F·5601
F·5613
2·g.2·8
2·().1·8
1190-1230
530-560
290
1200-1240
1 180
1 220
540
280
210
1180-1280
290
2·g.2
1200- 1 240
180-1220
180
1 220
540 - 610
- 610
640 - 510
620 660
260
260
610
- 610
lCelt.
63
M 2
le,ite
64
M3
M1
Icelte
Icelte
le.lte
63
64
M 36
65
66
M41
M 42
Tabla 10.8
La Figura 10.12 muestra la evolución de la dureza durante el tratamiento de revenido de
diferentes grados de aceros de herramienta. La curva denominada "clase 1" corresponde
a un acero al carbono o de baja aleación y da cuenta del progresivo ablandamiento que
normalmente tiene lugar en el curso del revenido (véase capítulo 6). La clase 2
corresponde a un acero para trabajos en frío de media o alta aleación; en este caso el
mayor contenido en aleantes ha retrasado el ablandamiento del acero hasta temperaturas
más altas. La clase 3 representa un acero rápido (con alto carbono y muy aleado) y da
cuenta del fenómeno de dureza secundaria típico de los mismos. Con esta familia de

154. Capítulo 10. Aceros de herramienta
147
aceros no solo se consigue retrasar el ablandamiento, sino que tras un revenido a alta
temperatura se obtiene una dureza similar a la de temple. Por último la clase 4
representa a los aceros aleados para trabajos en caliente, que también exhiben
endurecimiento secundario en el revenido, pero en virtud de su inferior contenido en
carbono, su dureza es claramente inferior a la de los aceros rápidos en todo el rango
térmico. En la misma figura se presenta también la evolución de la dureza en el
tratamiento de revenido del acero TI (equivalente al F-5520): la dureza de este acero
apenas varía hasta temperaturas próximas a 600°C en virtud de la precipitación de
grandes cantidades de carburos aleados que tiene lugar en el curso del revenido.
600
400
al
c:
200
%Co
o T1
T4
· T5
o T6
o
5.0
6.7
12.0
o
540
650
Testing temperature,
oc
760
Figura 10.11
__
--....
1
.,
".
Class 4
Q)
,
.
Class 2
..
..
···· ._.-.-........
....
""
"
..·
....
.··.....·
....
.. ·.·
'
Tempering temperature
Tempering parameter, T(c + log t)
Figura 10.12
",
'.

155. 148
Capítulo 10. Aceros de herramienta
68
64
1--
/
2
60
c:
56
1
'Type T1 (0.70% Cl
52
Quench lemp., oC
No.
-1
48
-
1260
1315
3
I
AQ
'
1205
2
I
I
I
95
I
205
315
425
540
650
Tempering temperature, oC
Figura 10.12
La Figura 10.13 presenta el diagrama de equilibrio más representativo de la familia de
aceros al wolframio. Representa la sección vertical del diagrama cuaternario Fe-W-Cr-C
para contenidos respectivos de wolframio y cromo de 18 y 4%. Esta figura muestra
también, por un lado, el rango normal de contenido en carbono de estos grados y, por
otro, el rango habitual de temperaturas de austenización empladas industrialmente. En el
enfriamiento de estos aceros desde el estado líquido se forma, en primer lugar, ferrita
(a), luego austenita (y) y la solidificación termina por reacción eutéctica dando ferrita,
austenita y carburos aleados. Al continuar el enfriamiento en fase sólida desaparece la
ferrita y queda una microestructura de austenita y carburos
M6C, siendo M,
wolframio y molibdeno). Además, el vanadio aparece como VC. Debe remarcarse que
de acuerdo con la Tabla 10.8 los aceros con mayor contenido en vanadio (F-5553, F5563) tienen también un contenido en carbono superior al resto, ya que debido a la gran
afinidad del vanadio por el carbono, de otra manera la austenita quedaría con un
contenido en carbono bajo y daría lugar a una martensita demasiado blanda. La
presencia del constituyente laminar eutéctico (fase matriz) rico en carburos fragiliza
notablemente la aleación de manera que, con el propósito de mejorar sus propiedades
mecánicas, estos aceros son fOljados en caliente con el propósito principal de dispersar
y globulizar los carburos eutécticos.

156. 149
Capítulo 10. Aceros de herramienta
1600
1200
1085 oc
a.
E
1000
800
I
600
o
0.4
0.8
1.2
1.6
2.0
Carbon, %
Kuo modlllcalion (Rel 3. 4)
Goldschmldl modiflcallon (Rel 5)
/////// Normal heallrealmenl range
Normal composition range
Figura 10.13
La Figura 10.14 expone las curvas de transformación isoterma del acero TI (equivalente
al F-5520, temperatura de austenización: 1290°C), y muestra la alta templabilidad de
estos aceros, que permite utilizar con ellos el temple al aire. Sin embargo suele utilizarse
un medio refrigerante más severo (aceite) para disminuir la cantidad de austenita
retenida en el temple (la misma figura muestra que a temperatura ambiente quedaría
todavía sobre un 20% de austenita residual y que por mucho que disminuyeramos la
temperatura, temple subcero, nunca lograríamos transformar completamente la
austenita) y también para disminuir la precipitación de carburos proeutectoides (linea
discontinua del diagrama). Sobre la Figura 10.12 también se puede apreciar que la
dureza inmediatamente después del temple y también tras temple y revenido depende de
la temperatura de austenización previa: al aumentar la temperatura de austenización, los
carburos primarios se redisuelven más en la austenita y entra más carbono en solución
sólida en esta fase, de manera que la dureza de la martensita también aumenta. Por
ejemplo, la Figura 10.15 muestra la variación del porcentaje de carburos en función de
la temperatura de austenización de un acero rápido (T2) y de un acero para trabajoen

157. 150
Capítulo 10. Aceros de herramienta
frío (W1), sobre la que se señala al mismo tiempo el rango habitual de temperaturas de
austenización y el porcentaje final de carburos en la microestructura de temple.
76o
,
100%
90%
70%
(
Proeutectoid
650
::
50%
30%
54o
425
0% 10% 20%
315
E
(
60%
205
40%
50%
60%
70%
95
80%
85%
90%
-20
92%
-130
No futher
-240
0.01
I
I
0.1
1.0
10
100
Time. h
Figura 10.14
Temperatura, oC
900 1000 1100 1200 1300
36
34
%%
%0 Si % Mn
1.27 0.20 0.36
0.82 -
Type AISI
110 Wl
611 T2
W
17.92 0.40
I
er
0.19 0.03
4.23 2.02
32
31
28
26
24
Type 611
high
22
slsel
20
o
>
e
18
16
14
Usual austenillzing ranga
12
1'1
10
I
1
Typa
plain carbon slsel
.;
8
6
4
.
2
O
','
1200
1400
1600
1800
2000
annaalad
Austenitlzing temperature, 'F
Figura 10.15
2200
2400

158. 151
Capítulo 10. Aceros de herramienta
Después del temple de estos aceros se obtiene una microestructura formada por una
proporción importante de carburos primarios
martensita
yaustenita
Estos aceros en esta condición son muy duros, pero frágiles, quedan
retenida
con unas fuertes tensiones internas y son dimensionalmente ihestables.
El tratamiento de revenido de los aceros rápidos, que se realiza entre 540 y 580°C, tiene
la misión de aliviar las tensiones internas, reducir la fragilidad y estabilizar
microestructuralmente el acero sin apenas disminuir su extraordinaria dureza, para lo
que se aprovecha el fenómeno de dureza secundaria (Figura 10.12). En el curso del
calentamiento de revenido ocurre la precipitación de carburos desde la austenita
sobresaturada y esta austenita de menor contenido en carbono y con menos aleantes
(mayor temperatura M s) se transforma total o parcialmente en martensi ta en el
enfriamiento subsiguiente. La precipitación en el revenido que origina el fenómeno de
dureza secundaria depende tanto de la temperatura y tiempo de austenización previos al
temple, que determinan la sobresaturación de la martensita, como de la temperatura y
tiempo de revenido. Así, la Tabla 10.9 muestra la variación del contenido de austenita
retenida de un acero rápido al molibdeno (M2), templado desde 1220°C, con el tiempo
de revenido a 565°C: se observa la disminución del contenido de austenita retenida y el
aumento de la dureza del acero al incrementar el tiempo de duración del primer y
segundo revenido.
TolIl
Umllt
1050°F
"1,
2 min ....... 37
6 min .......32
15 min .......25
30 min .......19
1 h ..........15
2V2 h ........10
5 h .......... 9
10 h .......... 8
IIIrdn....
60.8
62.8
64.1
64.9
66.0
66.3
66.1
66.0
e
e
32
19
10
4
2
1
o
62.4
65.1
65.8
66.2
65.8
65.1
64.6
"l.
19
9
2
o
o
o
...,
e
65.1
65.8
66.4
65.7
65.2
64.0
Tabla 10.9
De cualquier manera, la misma tabla refleja que tras un primer revenido no ha sido
posible eliminar completamente la austenita retenida del acero a pesar de haber utilizado
largos tiempos de mantenimiento (hasta 10 horas), lo que sin embargo ya se logra al
realizar un segundo tratamiento de revenido durante 10 horas a la misma temperatura.
En estos casos es preciso finalmente realizar un tercer revenido con el propósito de
revenir y eliminar las tensiones residuales de la martensita originada en el enfrimiento

159. Capítulo 10. Aceros de herramienta
del revenido anterior. De acuerdo con los datos de la Tabla 10.9 después de tres
revenidos a 565°C con una duración de 2.5 horas cada uno, se logra eliminar por
completo la austenita retenida y al mismo tiempo se obtiene una dureza final de 65.7
HRC. La repetición del tratamiento de revenido dos y tres veces es práctica habitual en
el tratamiento térmico de estos aceros.
152

160. Capítulo 11. Aceros inoxidables
11. ACEROS INOXIDABLES
11.1. Introducción
Los aceros que se han descrito en los capítulos anteriores tienen un mal comportamiento
frente a la corrosión, no solo en presencia de medios muy agresivos sino incluso ante
ambientes no especialmente activos como es por ejemplo la atmósfera normal. Se
denominan entonces aceros inoxidables a un gran e importante grupo de aceros cuya
característica más representativa es la de mostrar un excelente comportamiento ante la
corrosión atmosférica y ante la acción de otros medios bastantes más agresivos. La
resistencia a la corrosión de los aceros inoxidables se basa en la adición de cromo en un
porcentaje superior al 12%. El cromo es un elemento químico que tiene una gran
afinidad por el oxígeno, de manera que cuando un acero alto en cromo se pone en
contacto con un medio oxidante, este elemento se oxida preferentemente, se forma una
capa superficial muy fina (10-30Á) de óxido de cromo (Cr20 3), impermeable e
invisible, que pasiva al acero y detiene inmediatamente el proceso 9orrosivo. La Figura
11.1 cuantifica la penetración de la oxidación al cabo de 8 años de exposición de
aleaciones de hierro con diferentes contenidos en cromo en distintos ambientes
atmosféricos: rural, industrial y marino. Se destaca el hecho de que la corrosión del
acero en ambientes rurales e industriales desaparece a partir de aproximadamente 12%
de cromo, mientras que para contenidos en cromo mayores de 15% la corrosión también
se detiene en contacto con atmósferas marinas. Los datos correspondientes por ejemplo
a un 10% de cromo permiten diferenciar la agresividad de las atmósferas citadas.
Dado que todos los aceros inoxidables contienen cantidades de cromo por encima del
12%, vamos a comenzar por presentar en la Figura 11.2 el diagrama de equilibrio Fe-Cr.
El cromo es un elemento alfágeno, de tal manera que al incrementar el contenido de
cromo del acero se reduce el dominio de estabilidad del hierro y y a partir de
aproximadamente 13% de cromo, la ferrita es la única fase estable desde la
solidificación de la aleación hasta temperatura ambiente. La adición de cromo al hierro
crea un zona restringida en la que es estable el hierro y (bucle y), que lógicamente en los
aceros tendrá una extensión mayor o menor en función del contenido en elementos
intersticiales, carbono y nitrógeno (recuérdese que ambos son gammágenos). La Figura
11.3 muestra la situación de la linea que delimita las zonas (y+a)/a para diferentes
contenidos de intersticiales. Estos diagramas nos permiten ya diferenciar las importantes
153

161. 1.54
Capítulo 11. Aceros inoxidables
familias de aceros inoxidables martensíticos y ferríticos. Los aceros inoxidables
martensíticos son aquellos que pueden ser calentados hasta el dominio y y después, tras
un enfriamiento brusco (temple), se podría obtener una microestructura totalmente
martensítica (0.11 %C-0.020/0N-150/0Cr, por ejemplo). Por el contrario, si el contenido de
cromo es superior al anterior o el de intersticiales inferior, la ferrita es la única fase
estable en todo el rango de temperaturas y el acero inoxidable será ferrítico (0.11 %C0.020/0N-250/0Cr, 0.0040/0-0.OO20/0N-150/0Cr, por poner dos ejemplos relacionados con el
anterior).
175
o
I
Severe marine
150
125
125
o Se1mirural
100
E
.
75
50
1
50
25
-
25
o
10
O
15
25
20
O
O
30
10
Chromium content,
15
20
Chromium content,
Figura 11.1
Chromium content,
20
,
1800
40
30
I
50
,
,
,
oC
60
70
I
80
90
L
1600
"
oC, 21%
1400
(a-Fe,Cr)
1200
(y-Fe)
Ql
E
1000
17
oC
Ql
800
I
·..
77 OoC '" .".
Curie/·.
600
400
Fe
-
821 oC, 46%
..
......
20
30
40
I
-
....
475 oC
-50
Chromium content,
Figura 11.2
60
70
80
90
Cr
25
30

162. 155
Capítulo 11. Aceros inoxidables
a:
1200
a:
1100
1000
900
800
o
15
20
o
25
5
15
20
25
CHROMIUM,
Figura 11.3
La tercera familia importante de aceros inoxidables son los de microestructura
austenítica. Estos aceros se caracterizan por una adición importante de niquel, que es un
elemento gammágeno, cuyo efecto es contrario al del cromo, es decir, la adición de
niquel aumenta el rango térmico de estabilidad de la austenita. El diagrama de equilibrio
Fe-Ni se muestra en la Figura 11.4: las aleaciones de hierro con contenidos en níquel
superiores al 30% son totamente austeníticas a temperatura ambiente ya que la
transformación de la austenita en ferrita es muy lenta a temperaturas inferiores a SOO°C
(linea discontinua en el diagrama) . Sin embargo, la presencia de cromo retarda aún más
esta transformación, de modo que una aleación con 18% de cromo y 8% de níquel es
totalmente austenítica desde temperatura ambiente hasta la temperatura de fusión.
oc
15 50
1500
1455"
1450
1400
!
,
800
770·
I
I
-
,I
i
"
....
I
,
,
700
..-/-.
600
5
o
,
o
la·Fe)
I
I
l·,
400
.
I
80
Weight Percentage Nickel
Figura 11.4
90
Ni

163. Capítulo 11. Aceros inoxidables
1.56
30 20 10
CHAOMIUM, %
O 30 20 10
O 40 30 20 10
60% Fe
O
20
70% Fe
O
80% Fe
y
O
90% Fe
y
y
a+y
,
,
600
1
I
1
I
,a+y
, a+y
500
I
I
400
I
200
I
O
10
20 30 40
O
I
10 20 30 40 50
,
O
I
I
100
I
I
I
300
I
10 20 30
O
10 20
O
10
NICKEL, %
Figura 11.5
Las diferentes familias de aceros inoxidables se pueden visualizar conjuntamente en el
bien conocido diagrama de Schaeffler, Figura 11.6 (su validez se limita a las
operaciones de soldeo), que representa la microestructura estable en función de la
composición química del acero, expresada a través de los equivalentes en cromo y en
niquel, definidos en los ejes de la figura. Obsérvese que los principales elementos
estabilizadores de la ferrita son, aparte del cromo, el molibdeno, silicio y niobio,
mientras que los estabilizadores de la austenita son, aparte del niquel, el manganeso,
carbono (y nitrógeno).
28
V
26
1
AUIleni'e
V
22
.
.
20
V
18
16
V
+
V
·
.!
o
V
..
A+M
A+F
I
I
I
10
8
'6
u
Marlenlile
Fe"il.
F
+
00
I
6
V
Ch,amium Equivalen!
le
20
Figura 11.6

164. Capítulo 11. Aceros inoxidables
157
11.2. Aceros inoxidables martensíticos
La familia de aceros inoxidables martensíticos está constituída por unos aceros
susceptibles de endurecimiento por tratamiento térmico (temple). La Tabla 11.1
presenta las composiciones químicas y las propiedades mecánicas fundamentales de los
diferentes aceros de esta familia normalizados en AISI. Tomemos como base el acero
410 por ser el más característico de la serie. La Figura 11.7, que muestra el diagrama de
equilibrio hierro-carbono modificado con un 13% de cromo, permite ver que al calentar
la aleación con 0.15-0.20% de carbono en torno a los 1()()()OC se obtiene una estructura
totalmente austenítica, que puede ser templada para su transformación en martensita, tal
y como se puede apreciar sobre la Figura 11.8, correspondiente a las curvas de
transformación isoterma del acero 410 austenizado a 980°C. Todos estos aceros tienen
una alta templabilidad de manera que admiten el temple en aceite o incluso al aire.
Resulta de este modo una dureza en torno a 40 HRC. Estos grados se utilizan como
aceros de cuchillería.
AISI
lype
403
410
414
416(b)
416Se
420
420F
422
431
440A
440B
440C
Nominal composilion(a),
11.5-13.0 Cr, 0.15 C, 1.0 Mn,
0.5 Si, 0.04 P, 0.03 S
11.5-13.5 Cr, 0.15 C, ,0 Mn,
1.0 Si, 0.04 P, 0.03 S
11.5-13.5 Cr, 1.25-2.50 Ni, 0.15 C,
,0 Mn, ,0 Si, 0.04 P, 0.03 S
12.0-14.0 Cr, 0.15 C, 1.25 Mn,
1.0 Si, 0.06 P, 0.15 S min,
0.6 Mo (optional)
12.0-14.0 Cr, 0.15 C, 1.25 Mn,
1.0 Si, 0.06 P, 0.06 S, 0.15 Se min
12.0-14.0 Cr, 0.15 C min, 1.0 Mn,
,0 Si, 0.04 P, 0.03 S
12.0-14.0 Cr, 0.15 C min, 1.25 Mn,
1.0 Si, 0.06 P, 0.15 S min
11.0-13.0 Cr, 0.20-0.25 C, 1.0 Mn,
0.75 Si, 0.5-1.0 Ni, 0.75-1.25 Mo,
0.15-0.30 V, 0.75-1.25 W
15.0-17.0 Cr, 1.25-2.50 Ni, 0.20 C,
1.0 Mn, 1.0 Si, 0.04 P, 0.03 S
16.0-18.0 Cr, 0.60-0.75 C, 1.0 Mn,
1.0 Si, 0.04 P, 0.03 S, 0.75 Mo
16.0-18.0 Cr, 0.75-0.95 C, ,0 Mn,
1.0 Si, 0.04 P, 0.03 S, 0.75 Mo
16.0-18.0 Cr, 0.95-1.20 C, 1.0 Mn,
1.0 Si, 0.04 P, 0.03 S, 0.75 Mo
Condilion
Annealed
Quenched and
Cold worked
Annealed
Quenched and
Cold worked
Annealed
Quenched and
Cold worked
Annealed
Quenched and
Cold worked
tempered
tempered
tempered
tempered
Yield
strength.
MPa (ksi)
275
415-1035
415-690
275
415-1035
415-690
690
725-1035
760-895
275
415-1035
415-690
Tensile
slrenglh.
MPa (ksi)
(40)
515
(60-150) 620-1310
(60-100) 515-795
(40)
515
(60-150) 620-1310
(60-100) 515-795
(100)
825
(105-150) 825-1380
(110-130) 825-965
(40)
515
(60-150) 620-1310
(60-100) 515-795
(75)
(90-190)
(75-115)
(75)
(90-190)
(75-115)
(120)
(120-200)
( 120-140)
(75)
(90-190)
(75-115)
Elongalion
in 50 mm
(2 in.),
30
30-15
25-15
30
30-15
25-15
20
20-15
15-10
30
25-10
20-10
Annealed
Quenched and tempered
Cold worked
345 (50)
655 (95)
550-1380 (80-200) 760-1655 (110-240)
550-690 (80-100) 690-825 (100-120)
25
25-5
20-15
Annealed
Quenched and
Cold worked
Annealed
Quenched and
Annealed
Quenched and
Annealed
Quenched and
690
690-1240
760-965
415
550-1655
450
620-1725
480
620-1860
20
20-10
15-10
20
10-2
15
10-2
lO
10-2
tempered
tempered
tempered
tempered
(lOO)
(100-180)
(110-140)
(60)
(80-240)
(65)
(90-250)
(70)
(90-270)
(a) Unless olherwise indicated, single figures are maximums. (b) 416Se has a similar composition, except for a minimum of
Tabla 11.1
860
965-1515
895-1035
725
825-1790
760
895-1860
795
895-1930
(125)
(140-220)
(130-150)
(105)
(120-260)
(110)
(130-270)
(115)
(130-280)
Se.

165. Capítulo 11. Aceros inoxidables
158
13% Cr
1600
17%Cr
1600
L
L
1400
L+y
L+y
L + y + C2
·· 1200
1-
1200
1000
E 1000
800
a + C, + C2
a+ C,
600
__
__
O
0.2
0.4
a+C,
__
__
0.6
600
1.0
0.8
__
O
0.2
Carbon content,
__
__
__
0.4
0.6
Carbon content,
Figura 11.7
900
(1650)
800
(1470)
700
(1290)
A
A+F
75 HRS
- 81 HRS
- 87 HRB
90
Approximate
F+C
600
(1110)
·
A
500
(930)
400
(750)
300 1(570)
200
(390)
100
(210)
O
(30)
(0.5) 1
--- M.-
--
--
1 - - -
1h-
10
1
day week
45 HRC
100
Time, s
Figura 11.8
El segundo gráfico de la Figura 11.7 corresponde al diagrama hierro-carbono
modificado por la adición de un 17% de cromo. En este caso, en virtud del superior
contenido de cromo (alfágeno) es necesario aumentar el contenido de carbono
(gammágeno) por encima de 0.4% para lograr austenizar completamente el acero. La
familia de aceros 440 responde a esta formulación, y permite obtener productos mucho
más duros (recuérdese que la dureza de la martensita depende casi exlusivamemente de
su contenido en carbono): se logran durezas superiores a 60 HRC en la estructura de
temple. Las aplicaciones más importantes de los grados 440 incluyen la fabricación de
material quirúrgico, instrumental dental, muelles válvulas, etc. La Tabla 11.1 expone las
__
0.8
1.0

166. Capítulo 11. Aceros inoxidables
159
las distintas propiedades mecánicas que se pueden obtener con estos aceros en
diferentes estados: recocido, recocido+deformación en frío y temple+revenido.
El grado 416 es similar al 410 con la salvedad de incorporar unas pequeñas adiciones de
azufre o selenio con el propósito de mejorar su maquinabilidad (apartado 9.2.2),
mientras que los grados 414 y 431 incorporan en torno a 2% de niquel con objeto de
aumentar su templabilidad. Por otro lado, se añade molibdeno al grado 422 para mejorar
la resistencia a la corrosión. Este último acero se emplea en aplicaciones a alta
temperatura en turbinas de vapor y de gas.
La Figura 11.9 muestra la variación de las propiedades mecánicas fundamentales de un
acero inoxidable 410 templado en aceite desde 1010°e con la temperatura de revenido.
Se observa que el acero mantiene su dureza y resistencia hasta unos 450°C, y que luego
ya caen claramente para temperaturas mayores. Esta misma figura revela la existencia
de una fragilización en el revenido en el rango 425-550°C, que se manifiesta
nítidamente en los resultados de los ensayos de impacto.
600
Brinell herdne.1
500
400
,
300
!
I
200
Range 1 Range 2
I
200
(13BO)
160
(1 105)
Range 3
Hardness
I
120
(B30)
I
BO
(550)
40
(275)
60
,_
40
20
o
!
120
BO
I
(110)
:
40
I
(55)
o
o
(-15)
400
(205)
Boo
(425)
1200
(650)
Tempering temperature. F (C)
Figura 11.9
As
Quenched
Reheating temperature, F (C)
Range 4

167. Capítulo 11. Aceros inoxidables
La misma Figura 11.9 muestra la variación típica de la dureza, tenacidad y resistencia a
la corrosión de esta familia de aceros con la temperatura de revenido. Aunque la
variación de la velocidad de corrosión difiere sustancialmente en los diferentes medios
agresivos, salvo algunas excepciones, ésta es la tendencia general. La resistencia a la
corrosión es máxima en estado de temple y tras un revenido de alivio de tensiones, que
deja a estos aceros con su dureza y resistencia máximas, para descender claramente en
los revenidos realizados a las temperaturas más altas, ya que en el curso del tratamiento
de revenido, especialmente en el caso de los grados con mayor contenido en cromo y
carbono, precipitan cantidades importantes de carburos ricos en cromo, la fase matriz
que los rodea queda empobrecida en cromo y, consecuentemente, la resistencia a la
corrosión del acero se deteriora significativamente.
11.3. Aceros inoxidables ferríticos
Los aceros inoxidables ferríticos tienen esta estructura en todo el rango térmico de
manera que no pueden ser endurecidos por tratamiento térmico como ocurría con los
aceros de la familia anterior. La Tabla 11.2 presenta la composición química y las
propiedades mecánicas fundamentales de una serie de aceros ferríticos normalizados en
AISI. En general todos ellos muestran una buena ductilidad y solo pueden ser
endurecidos por deformación plástica en frío pero con la desventaja, en relación a los
aceros austeníticos que se estudiarán en el apartado siguiente, de presentar una tasa de
endurecimiento claramente inferior a la de aquellos y una pérdida de ductilidad mucho
más significativa. Por otro lado, la resistencia a la corrosión de los aceros ferríticos es
muy buena y directamente proporcional a su contenido en cromo: los aceros con 17% de
cromo (430, 434 Y 436) tienen, en general, una excelente resistencia a la corrosión, de
modo que se utilizan en la fabricación de utensilios domésticos y de cocina, mientras
que los grados de mayor contenido en cromo (442, 446) son ya aceros refractarios, que
se utilizan en servicios a alta temperatura en virtud de su gran resistencia a la oxidación.
Otra propiedad de gran interés práctico de la familia de los aceros ferríticos es su buena
resistencia a la corrosión bajo tensión en contacto con medios que contienen cloruros.
El acero ferrítico más conocido es el 430. El diagrama de equilibrio que se presentó en
la Figura 11.7, correspondiente al 17% de cromo, nos indica que este acero no es
totalmente ferrítico a cualquier temperatura, sino que a alta temperatura aparece
austenita y a las temperaturas inferiores la microestructrura estable es una mezcla de
ferrita y carburos.
160

168. 161
Capítulo 11. Aceros inoxidables
AISI
type
Nominal composilion(a),
405 ..... 11.5-14.5 Cr, 0.08 C, 1.0 Mn,
1.0 Si, 0.04 P, 0.03 S,
0.-0.3 Al
409 ..... 10.5-11.75 Cr, 0.08 C, 1.0 Mn,
1.0 Si, Ti: 5xC mino
429 ..... 14.0-16.0 Cr, 0.12 C, 1.0 Mn,
1.0 Si, 0,04 P, 0.030 S
430., ... 16.0-18,0 Cr, 0.12 C, 1.0 Mn,
1.0 Si, 0,04 P, 0.030 S
430f . , .. 16,0-18.0 Cr, 0.12 C, 1.25 Mn,
1.0 Si, 0.06 P, 0.15 S min.,
0.60 Mo, optional
430fSe .. 16.0-18.0 Cr, 0.12 C, 1.25 Mn,
1.0 Si, 0.06 P, 0.06 S,
0.15 min, Se
434 ..... 16.0-18.0 Cr, 0.12 C, 1.0 Mn,
1.0 Si, 0.04 P, 0.03 S,
0.75-1.25 Mo
436 ..... 16.0-18.0 Cr, 0,12 C, 1.0 Mn,
1.0 Si, 0.04 P, 0.03 S,
0.75-1.25 Mo, Cb + Ta
5xC min.lO.70 max
442 ..... 18.0-23.0 Cr, 0.20 C, 1.0 Mn,
1.0 Si, 0.04 P, 0.03 S
446 ..... 23.0-27.0 Cr, 0.20 C, 1.50 Mn,
1.0 Si, 0.04 P, 0.03 S,
0.25 N
439(b) ... 17.75-18.75 Cr, 0.07 C,
1.0 Mn, 0.60 Si, 0.03 P,
0.03 S, 0.5 Ni, 0.15 Al,
Ti: 12xC (1.0 max)
Condilion
Annealed
Cold worked
Annealed
Yield
slrenglh,
MPa (ksi)
275 (40)
415-825 (60-120)
Tensile
slrenglh,
MPa (ksi)
480 (70)
620-895 (90-130)
240 (35)
450 (65)
Elongalion
in 50 mm
(2 in.),
30
20-10
32
Annealed
240-380 (35-55)
415-585 (60-85)
20-35
Annealed
Cold worked
Annealed
240-380 (35-55)
620-860 (90-125)
380 (55)
415-585 (60-85)
690-1000 (100-145)
550 (80)
20-35
5-2
25
550 (80)
25
Annealed
380 (55)
Annealed
345-415 (50-60)
515-585 (75-85)
22-31
Annealed
275-345 (40-50)
450-515 (65-75)
25-32
Annealed
310 (45)
550 (80)
20
Annealed
Cold worked
380 (55)
655 (95)
24
Annealed
345 (50)
538 (78)
30
(a) Unless otherwise indicaled single figures are maximums. (b) NOl an AISI slandard grade.
Tabla 11.2
Los aceros inoxidables ferríticos muestran, a diferencia de los aceros austeníticos, una
clara transición dúctil-frágil con la temperatura, que se manifiesta nítidamente en los
resultados de impacto. Sobre la Figura 11.10 puede verse que la temperatura de
transición de varios aceros ferríticos depende del espesor ensayado, de tal modo que en
las secciones más gruesas el desarrollo del flujo plástico está más restringido y la
temperatura de transición es claramente superior a la temperatura ambiente: a
temperatura ambiente estos aceros muestran un comportamiento fragil. Las dos curvas
inferiores (29Cr-4Mo y E-Brite 26-1) corresponden a aceros superferríticos que se
comentrán más adelante. Entre las formas más efectivas de aumentar la tenacidad de
estos aceros deben citarse el afino de grano, la disminución del contenido en
intersticiales (carbono y nitrógeno) y la eliminación de fases secundarias.
Otro problema de los acero ferríticos es su susceptibilidad al crecimiento de grano al
aumentar la temperatura. El grano ferrítico no puede ser afinado más que por
deformación en frío y recocido posterior para recuperar la ductilidad. El aumento del
tamaño de grano de estos aceros se traduce en una disminución de su tenacidad.

169. 162
Capítulo 11. Aceros inoxidables
300
(1491
c:
o
1-181
-100
1-731
0.05
11 27)
0.10
12.54)
0.15
(3.81)
0.20
(5.08)
Sample thlckness.
0.25
(6.35)
030
035
17621
18.89)
(mm)
Figura 11.10
Los aceros ferríticos, especialmente los grados más aleados, son susceptibles a la
precipitación de diversas fases intermetálicas cuando se exponen a temperaturas
comprendidas entre 500 y lOOO°C o cuando, como consecuencia de su procesado, se
enfrían muy lentamente en este mismo rango térmico. El compuesto intermetálico más
común es la fase sigma (o), fase dura y frágil, que aparece en la región central del
diagrama hierro-cromo (Figura 11.2), mientras que otras fases complejas que también
pueden precipitar en determinados grados de acero son la fase chi
compuesto de
hierro, cromo y molibdeno) y la fase de Laves (también llamada fase R, FezMo). La
formación de todas estas fases tiene lugar por nucleación y crecimiento, por lo que se
caracterizan por unas curvas típicas en "C", como la que muestra la Figura 11.11 (acero
25Cr-3Mo-4Ni), en las que los tiempos de incubación normalmente se incrementan al
disminuir el grado de aleación del acero. El conocimiento preciso de estas curvas
permite definir la temperatura a la que es preciso calentar el acero para redisolver todos
estos compuestos en la ferrita y también para identificar la velocidad de enfriamiento
mínima necesaria para evitar su reprecipitación. Debe tenerse sin embargo en cuenta el
peligro de crecimiento de grano que siempre está asociado al calentamiento de los
aceros ferríticos.
Otro fenómeno fragilizador bien conocido en los aceros inoxidables ferríticos es la
fragilización a los 475°C, que tiene lugar en un rango térmico comprendido entre 400 y
550°C Yque consiste en la precipitación fina y coherente en el interior de la ferrita (o)

170. 163
Capítulo 11. Aceros inoxidables
de una estructura tambien BCC, más rica en cromo, denominada fase a'. La
fragilización a los
se manifiesta en un fuerte aumento de la temperatura de
transición dúctil-frágil, una disminución del alargamiento y un aumento de la dureza y
dellfmite elástico. La Figura 11.12 muestra el aumento de dureza Brinel1, proporcional
al contenido en cromo del acero, tras un mantenimiento prolongado (500 horas) a
diferentes temperaturas. Esta fragilización es reversible y se elimina calentando el acero
hasta unos 590°C y enfriándolo rápidamente a continuación.
1000
11 r I
SIGMA
·
--
--
eHI
-'-
LAVES
900
NO PHASE
PRESENT
u
a:
UJ
(
UJ
a:
o
600
o..
UJ
1-
z
700
ALLOY
e
600
__
100
10
1000
AGING TIME (minutes)
Fi gura 11.11
425
550
650
350
300f----j---f--
250
200
150
100
700
600
900
1000
Temperature, F
Figura 11.12
1100
1200
T

171. 164
Capítulo 11. Aceros inoxidables
Por último, la adición de titanio o niobio en algunos de los grados que se presentaron en
la Tabla 11.2 tiene la finalidad de prevenir la corrosión intergranular, que será tratada en
el apartado correspondiente a los aceros austeníticos.
En la década de los 70, con el desarrollo de nuevas técnicas más eficaces de
descarburación (AOD y VOD), que permiten reducir los niveles de carbono y nitrógeno
de los aceros por debajo del 0.02% surgió una nueva generación de aceros inoxidables
ferríticos, denominados aceros superferríticos. Se trata de unos aceros totalmente
ferríticos en todo el rango térmico (véase Figura 11.7) y con tenacidad mejorada (véase
la Figura 11.10). La Figura 11.13 da cuenta del efecto de los elementos intersticiales,
carbono principalmente y nitrógeno, sobre los resultados de impacto en un acero del
tipo 18-2. La Tabla 11.3 expone las composiciones químicas y propiedades mecánicas
de algunos aceros superferríticos. Todos ellos contienen molibdeno con el fín de
mejorar su resistencia a la corrosión, especialmente a la corrosión por picaduras, que es
en la mayoría de las ocasiones superior a la de los aceros austeníticos.
160
0.006% C
0.02-0.028% N
200
120
J
80
0.03% C
0.06-0.033% N
0.01%C
0.006-0.023% N
40
o
O.OS%C
0.009-0.044% N
o
40
80
Test temperature
120
160
Figura 11.13
11.4. Aceros inoxidables austeníticos
Los aceros inoxidables austeníticos tienen una estructura FCC a temperatura ambiente
para lo que deben poseer un contenido suficiente de elementos gammágenos en su
composición química (niquel y/o manganeso). Son amagnéticos y mantienen unas
buenas propiedades mecánicas a temperaturas criogénicas (no tienen temperatura de
transición dúctil-frágil, como la que se observaba en los ferríticos en la Figura 11.13).
Del mismo modo que los aceros ferríticos, los aceros inoxidables austeníticos no sufren
ninguna transformación desde su solidificación hasta temperatura ambiente y, por lo

172. 165
Capítulo 11. Aceros inoxidables
tanto, no pueden ser endurecidos por tratamiento térmico. La Tabla 11.4 presenta un
listado de aceros normalizados en AISI con sus composiciones químicas y propiedades
más características en los estados de recocido y tras deformación en frío.
Type
18-2
E-8rite(a)
26-1
29-4-2
27 CroMo
1.2 Ni
Standard
Nominal composition, %
ASTM S44400 ... 17.5-19.5 Cr, 1.75-2.50 Mo,
0.4 Mn, 0.3 Si, 0.02 C,
0.02 N, 0.01 S, 0.02 P,
0.35 Cb, 0.1 Ti, Cb+Ti:
0.2+4 (Cr-N) min
ASTM XM-27 ... 25-27.5 Cr, 0.75-1.50 Mo,
UNS 44627
O. [5 Ni, 0.02 Cu,
0.05 Mn, 0.01 P, 0.01 S,
0.20 Si, 0.002 C, 0.01 N,
0.10 Cb
UNS 44800 ...... 28.0-30.0 Cr, 3.5-4.2 Mo,
2.10 Ni, 0.06 Cu,
0.05 Mn, 0.02 P, 0.01 S,
0.1 Si, 0.003 C, 0.015 N
UNS 544660
Mod ..... " , .... 25,0-28.0 Cr, 3.5 Mo,
1.2 Ni, 0.5 Mn, 0.3 Si,
0.01 S, 0.02 P, 0.025 C,
0.025 N, 0,5 Ti
Condition
Yield
slrength,
MPa (ksi)
Tensile
strength,
MPa (ksi)
Annealed
380 (55)
Annealed
Elongation
in 50 mm
(2 in.),
Hardness,
Rockwell
515(75)
29.0
882
345 (50)
480 (70)
30.0
883
800 (116)
855 (124)
4.0
8104
Annealed
515 (75)
655 (95)
25.0
892
Annea[ed
515 (75)
620 (90)
30.0
895
co[d
roUed
(a) E-Brite is a trade name of Allegheny Ludlum Steel Ca.
Tabla 11.3
La obtención de un acero con una microestructura totalmente austenítica a temperatura
ambiente exige una formulación compensada de elementos alfágenos y gammágenos. El
diagrama ternario Fe-Cr-Ni permite delimitar los contenidos en estos tres elementos que
aseguran una estructura totalmente austenítica. La Figura 11.14 muestra el diagrama FeCr-Ni a llOO°C, siendo esta temperatura la que garantiza la máxima estabilidad a la
austenita de esta familia de aceros y, por lo tanto, es la temperatura normalmente
utilizada para realizar el tratamiento de recocido. Siendo estos aceros muy aleados, al
menos con cromo y niquel, su temperatura M s es inferior a la temperatura ambiente, de
tal manera que tras un enfriamiento brusco, en agua, desde la temperatura de recocido se
logra mantener la microestructura austenítica a temperatura ambiente.
El acero inoxidable austenítico clásico es el 302, que responde aproximadamente a la
formulación clásica 18Cr-8Ni y posteriormente evolucionó hacia el 304, que hoy día se
considera el acero más representativo de la familia. Tomando esta formulación como
base aparecieron luego otros aceros más resistentes a la corrosión, en virtud de la
adición de molibdeno
y 317), los grados de muy bajo contenido en carbono para
evitar el fenómeno de corrosión intergranular, que será comentado posteriormente

173. 166
Capítulo 11. Aceros inoxidables
(304L, 316L), los grados aleados con nitrógeno para aumentar su resistencia mecánica
(304N, 316N), los grados estabilizados con titanio o con niobio (321, 347), Y también
los grados resistentes a la oxidación en base a su mayor contenido en cromo (308,309,
310), que también deben añadir más niquel para asegurar la microestructura austenítica.
AISI
lype
301
302
3028
303(d)
304(e)
304N(e)
305
308
309(f)
3 [O(f)
3[4
316(e)
316L
316N
317
3 [7L
32[
347
348
384
Nominal composilion(a),
Tensile
slrenglh,
MPa (ksi)
Elongalion
in 50 mm
(2 in.),
Annealed
275 (40)
Cold worked To 965 (140)
Annealed
275 (40)
Cold worked To 1035 (150)
Annealed
275 (40)
760 (110)
To 1275 (185)
620 (90)
To 1240 (180)
655 (95)
60
60-8
55
55-10
50
Annealed
240 (35)
Cold worked To 690 (100)
Annealed
240 (35)
Cold worked To 1035 (150)
Annealed
620 (90)
To 1240 (180)
585 (85)
To [240 (180)
620 (90)
55
55-30
55
55-10
50
585 (85)
55
585 (85)
To 1240 (180)
620 (90)
55
55-10
65
655 (95)
65
690 (100)
To [035 (150)
585 (85)
To 1035 (150)
40
40-10
55
55-[0
620 (90)
55
600 (87)
To 1035 (J50)
634 (92)
To 1035 (150)
634 (92)
55
55-10
50
50-10
50
Condilion
16-18 Cr, 6.0-8.0 Ni, 0.15 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P,
0.03 S
17-19 Cr, 8.0-10.0 Ni, 0.15 C, 1.0 Si, 2.0 Mn,
0.045 P, 0.03 S
[7-19 Cr, 8.0-10.0 Ni, 0.15 C, 2.0 Mn, 2.0-3.0 Si,
0.045 P, 0.03 S
17-[9 Cr, 8.0-[0.0 Ni, 0.15 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.20 P,
0.15 S min, 0.60 Mo (optional)
18-20 Cr, 8.0-12.0 Ni, 0.08 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P,
0.03 S
18-20 Cr, 8-10.50 Ni, 0.08 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P,
0.03 S, 0.10-0.16 N
[7-[9 Cr, 10.0-13.0 Ni, 0.12 C, 1.0 Si, 2.0 Mn,
0.045 P, 0.03 S
19-21 Cr, 10.0-12.0 Ni, 0.08 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P,
0.03 S
22-24 Cr, [2.0-15.0 Ni, 0.20 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P,
0.03 S
24-26 Cr, 19-22 Ni, 0.25 C,
Si, 2.0 Mn, 0.045 P,
0.03 S
23-26 Cr, 19-22 Ni, 0.25 C, 1.5-3.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P,
0.03 S
16-18 Cr, [0-14 Ni, 0.08 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P,
0.03 S, 2.0-3.0 Mo
16-[8 Cr, 10-[4 Ni, 0.03 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P,
0.03 S, 2.00-3.00 Mo
16-[8 Cr, JO-14 Ni, 0.08 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P,
0.03 S, 2-3 Mo, 0.10-0.16 N
[8-20 Cr, IJ-15 Ni, 0.08 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P,
0.03 S, 3.0-4.0 Mo
[8-20 Cr, 12-15 Ni, 0.03 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P,
0.03 S, 3-4 Mo
[7-19 Cr, 9-J2 Ni, 0.08 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P,
0.03 S, Ti = 5 X C min
17- [9 Cr, 9-13 Ni, 0.08 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P,
0.03 S, Cb + Ta = lO X C min
[7-19 Cr, 9-[3 Ni, 0.08 C, 1.0 Si, 2.0 Mn, 0.045 P,
0.03 S, 0.2 Co, Cb + Ta = 10 X C min, but 0.1 Ta max
15-[7 Cr, J7-19 Ni, 0.08 C, 1.0 Si, 2 Mn, 0.045 P, 0.03 S
Yield
slrenglh,
MPa (ksi)
Annealed
255 (37)
Annealed
240 (35)
Cold worked To 1035 (150)
Annea[ed
275 (40)
Annealed
275 (40)
Annealed
345 (50)
Cold worked To 860 (J25)
Annealed
240 (35)
Cold worked To 860 (125)
Annea[ed
275 (40)
AnneaJed
240 (35)
Cold worked To 860 (125)
Annealed
240 (35)
Cold worked To 860 (125)
Annealed
240 (35)
Tabla 11.4
Los aceros austeníticos son aceros muy dúctiles y se pueden endurecer mucho (mucho
más que los ferrítcos) por deformación en frío. La Figura 11.15 da cuenta de la
variación del límite elástico, la resistencia mecánica y el alargamiento con la
deformación en frío de los grados 301, 302 Y 304. Esta figura también pone de
manifiesto que el endurecimiento por deformación en frío es apreciablemente mayor en
el acero 301, ya que se trata de un producto que en virtud de su menor contenido en
níquel (véase la Tabla 11.4) muestra una estructura austenítica menos estable a

174. 167
Capítulo 11. Aceros
temperatura ambiente que la de los otros dos de tal manera que, durante la deformación,
la austenita se transforma parcialmente en martensita.
Cr
Isolherm
Ilooe
(2012 F)
30
40
50
60
Weighl Percenlage Nickel
70
80
90
Ni
Figura 11.14
260
(1795 )
240
(1655 )
220
(1515 )
200
(1J80 )
180
(1240 )
160
V
(1105 )
140
(965
,
160
_ (1105)
/
a. 140
(965)
)1/
120
(8JO
100
(690 )
.r;.'
V
80
(550
60
(415
40
(275
I
o
I
80
40
I
(550)
10
o
80
(415)
40
(275)
60
(140)
O
20
o
2O
(a)
o
100
100
60
I
120
(8JO)
120
(8JO)
(690) 1
)V
20
(140)
180
(1240)
160
(1105)
140
(965)
180
(1240)
20 JO 40
Cold work, %
(a) 301
50
60
lb
)
O
-
(690)
80
(550)
60
(415)
40
(275)
20
(140)
80
60
40
(e)
O 10 20 JO
10
20 JO 40
Cold work, %
(b) 302
50
Coldwork.
(c) 304
Figura 11.15
La formación de martensita inducida por la deformación en frío es una característica
inusual que ocurre en determinados grados de aceros austeníticos. La deformación
40
50
o

175. 168
Capítulo 11. Aceros
desestabiliza la austenita y permite su transformación en martensita a temperaturas
superiores a Ms' Una forma de caracterizar esta transformación es mediante la
temperatura MD , que se define como la máxima temperatura a la que se forma una
determinada fracción de martensita bajo una determinada deformación. La fórmula
siguiente muestra la dependencia de MD30 (temperatura a la que un 50% de austenita se
transforma en martensita bajo una deformación uniaxial en frío de un 30%) con la
composición química del acero:
MD30 (oC)
=413 - 462 (C+N) - 9.2 Si - 8.1 Mn -
13.7 Cr - 9.5 Ni -18.5 Mo
Debe destacarse la fuerte influencia del carbono y del nitrógeno en la estabilización de
la austenita. La transformación de la austenita en martensita depende del grado de
deformadón y de la temperatura a la que ésta tiene lugar. La Figura 11.16 presenta el
efecto de estas dos variables en la formación de martensita en un acero 304 (las lineas
continuas y a trazos son el resultado de dos investigaciones diferentes). Recuérdese que
la formación de martensita en el curso de la deformación endurece fuertemente el
producto y permite obtener una resistencia mecánica extraordinariamente alta. La
Figura 11.17 muestra las curvas tensión-deformación a tracción del acero 304 en
función de la temperatura de ensayo, sobre las que se puede observar el fuerte
incremento de la tensión asociado a la formación de martensita que aparece en los
ensayos realizados por debajo de O°C. Por otro lado, el máximo valor del alargamiento,
que se obtiene en los ensayos a 25 y O°C, coincide con el inicio de la formación de
martensita para la deformación a la que se inicia el fenómeno de estricción.
lOO
z
80
o
u
o:<
:
loe
60
W
Ul
40
--------
z
W
o::
<
·· - --'"
22e
20
O
0.0
O. 2
0.4
0.6
0.8
1.0
TRUE STRAIN
Figura 11.16
El principal problema práctico que puede aparecer durante el servicio de los aceros
austeníticos es la corrosión intergranular, fenómeno conocido como "sensibilización",
que suele estar muchas veces ligado a los calentamientos que sufren las regiones

176. Capítulo 11. Aceros inoxidables
169
térmicamente afectadas en los procesos de soldeo de estos aceros. El acero sensibilizado
es susceptible de sufrir corrosión intergranular en atmósferas en las que normalmente
son inmunes.
1200
-soc
1000
ui
UJ
oc
soo
25C
UJ
600
95 C
Z
400
304 SS
Z
200
o
0.0
__
0.1
0.2
__
0.3
0.4
0.5
0.6
0.7
O.S
ENGINEERING STRAIN
Figura 11.17
El fenómeno de corrosión intergranular de los aceros austeníticos ocurre cuando estos
aceros se mantienen durante ciertos tiempos entre 600 y 800°C o cuando se enfrían
lentamente en este rango térmico. En estas circunstancias se produce la precipitación
intergranular (en las juntas de grano de austenita) de carburos de cromo del tipo M 23C6 y
debido a la gran concentración de cromo en el carburo, las regiones adyacentes quedan
muy empobrecidas en cromo (%Cr<12%) y dejan de ser inoxidables. La Figura 11.18
muestra la variación del porcentaje de cromo en las proximidades de una junta de grano
en la que ha precipitado una partícula de carburo. La Figura 11.19 reneja la cinética de
la precipitación de carburos de cromo en los aceros austeníticos en función del
contenido en carbono del acero. Son curvas típicas en "C", que identifican un
mecanismo de precipitación por nucleación y crecimiento. Por encima de 900°C no hay
precipitación, ya que el carbono y el cromo se disuelven perfectamente en la austenita,
mientras que a temperaturas bajas la difusión es tan lenta que la precipitación no es
operativa. Se aprecia que en un acero inoxidable austenítico con un contenido normal de
carbono (en torno a 0.08%) la precipitación de carburos es muy rapida, mientras que a
medida que se reduce el contenido en carbono del acero se necesitan tiempos mucho
mayores para que ésta tenga lugar. Estas curvas también explican la necesidad de
utilizar enfriamientos bruscos en agua en el recocido de los aceros austeníticos.

177. Capítulo 11. Aceros inoxidables
170
.
z
O
INCOHERENT
TWIN
a:
z
w
Z
O
O
a:
:r:
o
500 1500 2500 3500
1000 2000 3000
DISTANCE FROM GRAIN BOUNDARY
lA)
Figura 11.18
900
u
'.
700
E
600
500
400
__
10 s
1 min
10 min
1h
10 h
100 h
1000 h
Time lo sensilizalion
Figura 11.19
La Figura 11.19 también permite vislumbrar que la manera más efectiva de evitar los
problemas de corrosión intergranular es utilizar aceros de muy bajo carbono (grados L,
%C< 0.03%). Otra forma efectiva de evitar los riesgos de corrosión intergranular de los
aceros inoxidables es el uso de pequeñas adiciones de elementos fuertemente
carburígenos (se utilizan titanio, niobio o tántalo) en los grados, denominados
estabilizados, 321 y 347. En estos aceros los carburos que precipitan en las regiones
susceptibles son del tipo TiC, NbC, de manera que las regiones adyacentes mantienen
suficiente contenido en cromo para evitar la corrosión local.

178. 171
Capítulo 11. Aceros inoxidables
Por otro lado, si un acero inoxidable ha sufrido precipitación de carburos en juntas de
grano, puede recuperarse aplicando un calentamiento de solubilización a lOOO-1100°C
seguido de un enfriamiento rápido (en agua).
Largos tiempos de permanencia a temperaturas elevadas pueden producir la
precipitación de otras fases en los aceros austeníticos, que reducirían significativamente
su tenacidad y resistencia a la corrosión. Los aceros del tipo 18-8 son inmunes a la
formación de fase a, que sin embargo puede formarse en los grados más aleados (310,
p.e.) si se exponen largos tiempos entre 550 y 900°C. Se ha observado también la
formación de fase
en aceros altos en molibdeno, como el grado 317, y fase de Laves
en los grados con titanio o niobio (321, 347).
Por
ya se ha comentado que la resistencia a la oxidación a alta temperatura de
los aceros inoxidables es función directa de su contenido en cromo. De este modo los
aceros con menos de 18% de cromo se utilizan en servicos a temperaturas inferiores a
800°C y cuando se requieren aceros que soporten temperaturas superiores a los lOOO°C,
aceros denominados refractarios, hay que recurrir a productos con un contenido en
cromo en tomo al 25%. La Figura 11.20 muestra esquemáticamente el efecto del cromo
sobre la resistencia a la oxidación a 1000°C de los aceros inoxidables, y la Tabla 11.5
da cuenta de la máxima temperatura de servicio, basada en una velocidad de oxidación
de 10 mg/cm 2 en 1000 horas, de distintos aceros martensíticos, ferríticos yausteníticos.
..
"O
.
o
2
4
6
8
10
12
14 16
18
20
Chromium contento
Figura 11.20
11.5. Aceros inoxidables dúplex
Los aceros inoxidables dúplex o de estructura austenoferrítica combinan aspectos
característicos y diferenciadores de las familias de aceros austeníticos y ferríticos. De
este modo se trata de una familia de aceros que muestran una buena resistencia a la

179. 172
Capítulo 11. Aceros inoxidables
corrosión bajo tensión en medios que contienen cloruros (mejor comportamiento que los
austeníticos pero peor que los ferríticos), una ductilidad y tenacidad intermedia entre las
de ambas familias y un límite elástico apreciablemente mayor que el de los aceros
ferríticos y austeníticos. Es decir, en general combinan las ventajas e inconvenientes de
las otras dos familias, por lo que, en ciertas aplicaciones prácticas puede ser la opción
más ventajosa.
AI51 type
Nominal composition
Temperature.
e (F)
Marlensilic
410
420
440
11.5-13.5 Cr
12-14 Cr
16-18 Cr
430
446
14-18 Cr
23-27 Cr
675 (1250)
650 (1200)
750 (1400)
Ferrilic
845 (1550)
1090 (2000)
Auslenilic
302
303
304
309
310
316
321
347
17-19 Cr. 8-10 Ni
17-19 Cr. 8-10 Ni
18-20 Cr, 8-12 Ni
22-24 Cr, 12-15 Ni
25 Cr, 20 Ni
16-18 Cr. 10-14 Ni, 2-3 Mo
17-19 Cr, 9-12 Ni, Ti
17-19 Cr, 9-13 Ni, Cb
900
870
900
1090
1090
900
900
900
(a) Dala from A5TM. (b) Based on a rale of oxidation of 10
(1650)
(1600)
(1650)
(2000)
(2000)
(1650)
(1650)
(1650)
in 1000
h.
Tabla 11.5
Dado que los aceros duplex tienen estructuras bifásica a+y, sus propiedades van a
depender de las proporciones presentes de ambas fases (50/50 normalmente, con objeto
de optimizar sus propieedades). La estructrura bifásica equilibrada se obtiene entonces
controlando las adiciones de cromo y niquel, tal y como se observa en los cortes
realizados para un 70% y un 60% de hierro (representativos de los diversos grados de
aceros duplex) en el diagrama de equilibrio temario Fe-Cr-Ni, que se presentan en la
Figura 11.21. Nótese que dado que los límites de la zona bifásica no son verticales, la
proporción de las dos fases depende de la temperatura, de tal forma que al aumentar ésta
el contenido de ferrita aumenta siempre. La misma figura también muestra la gran
influencia del nitrógeno (gammágeno) sobre el reparto de ambas fases.
La Tabla 11.6 muestra las composiciones y propiedades mecánicas de algunos de estos
aceros e indica igualmente el contenido normal de ferrita de todos ellos. Obsérvese que
el contenido de cromo de los aceros dúplex se sitúa en tres niveles, 18,22 Y25% Yel de
niquel v.aría entre 3 y 7% con el Hn de lograr en cada caso la microestructura óptima.
Todos estos aceros tienen también cantidades importantes de molibdeno (2-3%) con el

180. 173
Capítulo 11. Aceros inoxidables
fín de mejorar su respuesta ante la corrosión, de tal modo que su comportamiento suele
ser superior al del acero austenítico 304 y, algunos de ellos, incluso mejor que el del
316. Su resistencia a la corrosión por picaduras es en general muy buena en virtud de su
composición ya que un índice muy utilizado para definir la resistencia a la corrosión por
picaduras de los aceros inoxidables (especialmente en medios que contienen cloruros)
es el PRE ("pitting resistance equivalent"), que tiene en cuenta la presencia de
elementos químicos que protegen frente a esta eventualidad:
PRE = %Cr + 3.3 %Mo + 16 %N
1600
(a) 70% Fe
(b) 60% Fe
1600
L
L
/
//
L+y
1400
1400
L+y
1300
1300
1200
1200
1100
1100
1000
1000
900
900
E
800
I
I
I
5
25
I
Ni% o
Cr%30
I
10
20
5
35
15
15
10
30
15
25
20
20
,
25 Ni%
15 Cr%
832304 (0.11 % N)
I
1
832550 (0.18% N)
-
80
1
1
60
--
·..·..··""
----
40
_-
} 8uperduplex
(0.22-0.28% N)
Q (N = 0.40)
1
Q: experimental heat I
O I_ _
oC
__
1100
1200
1300
Figura 11.21
Por otro lado, dado el bajo contenido en carbono típico de muchos de estos productos
(véase Tabla 11.6), también suelen mostrar buen comportamiento frente a la corrosión
intergranular.

181. Capítulo 11. Aceros inoxidables
174
Alloy
i
Name
Composition.
Slandard
Cr
Mn
Mo
Ni
329
AISI329
rem
26.0
5.0
ASME Code 1883
UNS S32550
rem
24127
4.5/6.5
ASME Code 1520
ASTM A268-72
rem
23128
2.5/5
1/2
I
N
P
S
Olher
0.08
Cu: U/4
1.0
U50(c)
rem
20122
5.5/8.5
AF22(d)
rem
21/23
4.5/6.5
25Cr-5Ni2Mo-N(e)
rem
25.0
5.0
2.0
0.5
0.5
1.7
213
Cu: 0.5
2.5/3.5
ASTM A669
ASME Code 1475
rem
18.5
4.7
2.7
1.5
SAF 2205(f)
ASTM A669
UNS S31803
rem
22.0
5.5
3.0
<2.0
0.025
0.15
Cu:I.O
<0.03
<0.8
0.03
0.14
<0.03
<0.03
<0.02
(a) Trade name of Cabol Corp. (b) Trade name of Carpenler Teehnology Corp. (e) Trade name of Creusot-Loire. (d) Trade name of Mannesmann AG. (e) Trade
name of Nippon Metals Ind. (f) Trade name of Sandvik AB.
Room-temperature ¡ensile properlies
(annealed condilion)(b)
MPa
Ferralium 255
7 Mo
U 50
3RE60
SAF 2205
ksi
MPa
ksi
480 min
565
315-440
450
410-450
70
82
46-64
65
59-65
740 min
683
590-800
700-900
680-900
107
99
86-116
102-131
99-131
'r.
20 min
31
20-25
30
25
Tabla 11.6
Un problema siempre presente en los aceros dúplex motivado por la presencia habitual
de aleantes en proporciones importantes (cromo, niquel, molibdeno) es la posibilidad de
precipitación de fases complejas que podrían fragilizar seriamente el producto y/o
reducir su resistencia a la corrosión. La Figura 11.22 expone la precipitación de
múltiples fases en el acero U50. Carburos del tipo M7C3 precipitan entre 950 y 1050°C,
y M23C6 alrededor de SOO°C. La máxima velocidad de formación de fase a ocurre en
torno a 900°C (especialmente en los grados más altos en molibdeno). La fase yz que
aparece a SOO°C y también por debajo de 700°C es una austenita secundaria con una
composición química muy parecida a la de la ferrita. Por otro lado la precipitación de
fases
y R necesita largos tiempos de mantenimiento y pueden ser facilmente evitadas.
La precipitación de fase
30-50
55-65
1.0
3RE60(f)
Alloy
Ferrile
60-70
214
7 Mo(b)
C
1.5
Ferralium 255(a)
Wl%
Si
tiene lugar exclusivamente en la ferrita y origina la
fragilización a los 475°C ya comentada a propósito de los aceros ferríticos. La forma de
evitar todas estas precipitaciones consisten en recocer el acero entre 1000 y 1150°C con
el fín de obtener la mezcla bifásica deseada y enfriar rápidamente a continuación.

182. Capítulo 11. Aceros inoxidables
175
U60
1000
(18301
900
(1650)
u
800
(1470)
700
E (1290)
X.R
600
(1110)
500
(930)
4 6 B 10 min
2
I
400
(760)0.01
I
11" I
0.1
100
Time. h
Figura 11.22
Finalmente, en la década de los 80 se han desarrollado aceros de muy bajo carbono, alto
nitrógeno y más aleados que los grados normales con objeto de prestar servicios en
ambientes aún más agresivos, es la familia conocida como aceros superduplex.
La Tabla 11.7 presenta la composición química y las propiedades mecánicas de algunos
de estos aceros.
UNS
Superduplex
Element, wt%
5
C
5i
P
0.200.35
0.51.0
0.5- 0.21.0 0.3
0.200.80
0.200.80
0.10- 0.100.50 0.30
1.50- 0.242.50 0.32
1.22.0
0.80- 0.231.20 0.33
0.030 0.020 0.035 0.8
1.20
532760
(Zeron 100)
0.03
539226
0.030 0.030 0.030 0.75
1.00
539274
(DP3W)
0.030 0.020 0.030 0.80
1.0
539277
(AF918)
0.025 0.002 0.025 0.80
1.0
Hardness
A5
%
HB
795
750
15
25
310
270
Tabla 11.7
0.5
24.0- 3.026.0 4.0
6.58.0
Rm
550
550
-
24.0- 3.06.026.0 4.0
8.0
5.50- 24.0- 2.5026.0 3.50
7.50
6.0- 24.0- 2.5026.0 3.50
8.0
532750
(2507)
532750
532760
N
0.503.00
1.5
Pa
W
24.0- 3.05.526.0 5.0
8.0
6.0- 24.0- 3.026.0 5.0
8.0
0.030 0.020 0.035 0.8
Grades
Cu
Mo
Ni
532520
(Uranus 52N+)
0.01 0.03 1.0
Cr
Mn
HRC
32
0.240.32

183. Capítulo 11. Aceros inoxidables
176
1l.6.Aceros inoxidables endurecibles por precipitación
Los aceros inoxidables endurecibles por precipitación son unos productos de alta
resistecia mecánica y tenacidad, en los que el endurecimiento se logra por precipitación
de compuestos intermetálicos del tipo Ni 3 (Al,Ti), (Ti,Mo)C o boruros tipo M 3B2 en una
matriz dúctil de austenita o de martensita de bajo carbono
La composición
química de estos aceros debe ajustarse con el fín de obtener a temperatura ambiente una
microestructura martensítica, austenítica metaestable (aceros semiausteníticos), que se
transforma en martensita por deformación en frío o enfriamiento subcero, o austenita
estable, existiendo entonces comercialmente estos tres grandes grupos de aceros
endurecibles por precipitación. La precipitación final que genera un fuerte
endurecimiento se realiza a temperaturas relativamente bajas: alrededor de 50ü°C en el
caso de los grados martensíticos y semiausteníticos y sobre 700°C en los grados
austeníticos. La Tabla 11.8 muestra la composición química, el tratamiento térmico
característico y las propiedades mecánicas fundamentales de estos aceros. Debe
destacarse el diferente contenido en niquel, elemento
responsable de la
microestructura de la fase matriz, de las tres grandes familias.
AISI
lype
Trade
designalion
Composilion(b),
Condilion
Offsel
yield
slrenglh,
MPa (ksi)
Tensile
slrength,
MPa (ksi)
Elongalion
in 50 mm
(2 in.).
Martensilic
635
Stainless W
0.07 C, 16.5 Cr, 6.75 Ni,
0.5 Mn, 0.5 Si, 0.4 Al,
0.8 Ti
Aged 510 C (950 F)
Aged 540 C (1000 F)
Aged 565 C (1050 F)
1170 (170)
1105 (160)
1035 (150)
1310 (190)
1240 (180)
1170 (170)
8
8
10
630
17-4 PH
0.04 C, 0.25 Mn, 0.20 P,
0.010 S, 0.60 Si, 16.0 Cr,
4.0 Ni, 3.2 Cu,
0.25 (Cb + Ta)
Solulion annealed
Aged 480 C (900 F), [ h, Ae
Aged 495 C (925 F), 4 h, Ae
Aged 590 C (1100 F), 4 h, AC
760
1275
1205
930
(110)
(185)
(175)
(135)
1035
1380
1310
1035
(150)
(200)
(190)
(150)
12
14
14
[7
15-5 PH
0.07 C, 15.0 Cr, 4.0 Ni,
4.0 Cu, 0.35 (Cb + Ta)
Solulion annealed
Aged 480 C (900 F)
Aged 495 C (925 F)
Aged 590 C (1100 F)
Aged 620 C (1150 F)
1275
1205
930
585
(185)
(175)
(135)
(85)
1380
1310
1035
860
(200)
(190)
(150)
(125)
14
14
17
19
PH 13 Mo
0.05 C, 0.5 Mn, 0.5 Si,
12.5 Cr, 8.0 Ni, 2.5 Mo,
1.1 Al
Aged 510 C (950 F)
Aged 540 C (1000 F)
1415 (205)
1310 (190)
1515 (220)
1380 (200)
6-10
6-10
Cuslom 450
0.05 C, 1 Me, 1 Si,
15 Cr, 0.75 Me,
8 x C eb min
Annealed
Aged 480 C (900 F)
Aged 540 C (1000 F)
Aged 620 C (1150 F)
655 (95)
1170 (170)
1035 (150)
515(75)
860 (125)
1240(180)
1035 (150)
860 (125)
10
10
12
15
Tabla 11.8

184. Capítulo 11. Aceros inoxidables
AISI
lype
Trade
designalion
177
Composilion(b),
yield
slrenglh,
MPa (ksi)
Condilion
Tensile
slrenglh,
MPa (ksi)
1000(145)
48
24
Elongalion
in 50 mm
(Z in.),
Austenilic
600
A286
17-10 P
17-14 CuMo
0.08 C, lA Mn, 0.4 Si,
15 Cr, 26 Ni, 1.3 Mo,
0,3 V, 2,0 Ti,
Al,
0.003 B
Annealed 980 C (1800 F)
Aged 720 C (1325 F) (16 h)
248 (36)
690 (100)
0.12 C, 0.75 Mn, 0.25 P,
S, 0.60 Si, 17.0 Cr,
10.0 Ni
Solution annealed 1120 C
(2050 F), h, WQ
Aged 705 C (1300 F), 24 h
Aged 705 C (1300 F) + 650
(1200 F), 12-24 h
262 (38)
614(89)
70
607 (88)
676 (98)
945 (137)
993 (144)
25
20
0.12 C, 0.75 Mn, 0.020 P,
0.010 S, 0.50 Si, 16.0 Cr,
14.0 Ni, 3.0 Cu, 2.5 Mo,
0.50 Cb, 0.25 Ti
Solution annealed 1230 C
(2250 F), h, WQ, and
aged 730 C (1350 F), 5 h
290 (42)
593 (86)
45
Solution annealed
Aged 565 C (1050 F)
Aged 510 C (950 F) after
refrigeration
480 C (900 F) after cold
rolling
275 (40)
1310 (190)
1450 (210)
895 (130)
1415 (205)
1550 (225)
35
9
6
1795 (260)
1825 (265)
2
Solulion annealed
Aged 565 C (1050 F)
Aged 510 C (950 F) after
refrigeration
Aged 480 C (900 F) after cold
rolling
380 (55)
1415 (205)
1480(215)
895 (130)
1480 (215)
1620 (235)
35
7
6
1795 (260)
1825 (265)
2
Solution annealed
Double aged
Subzero cooled and aged
Cold rolled and tempered(c)
415 (60)
1027 (149)
1193(173)
1310 (190)
[000 (145)
1282 (186)
1420 (206)
1450(210)
40
12.5
13.5
10
Solulion annealed
Doubled aged
Subzero cooled and aged
Cold rolled and lempered(c)
393
1055
1255
1450
1105
1296
1489
1585
26
e
641 (93)
Semi-Austenltlc
631
.632
17-7 PH
(sheet)
PH 15-7 Mo
(sheet)
0,07 C, 0.60 Mn, 0.020 P,
0.010 S, 0.40 Si, 17.0 Cr,
7.0 Ni, 1.15 Al
0.07 C, 0.60 Mn, 0.020 P,
0.010 S, 0.40 Si,
15.0 Cr, 7.0 Ni,
2.20 Mo, 1.15 Al
633
AM-350
(sheet)
0.10 C, 0.80 Mn, 0.020 P,
0.010 S, 0.25 Si, 16.5 Cr,
4.3 Ni, 2.75 Mo, 0.10 N
634
AM-355 (bar,
0.13 C, 0.95 Mn,
cold rolled
sheet)
0.010 S, 0.25 Si, 15.5 Cr,
4.3 Ni, 2.75 Mo, 0.10 N
P,
Tabla 11.8
(57)
(153)
(182)
(210)
(160)
(188)
(216)
(230)
16.5
19
12

185. Capítulo 11. Aceros inoxidables
178

186. Capítulo 12. Fundiciones de hierro
179
12. FUNDICIONES DE fiERRO
12.1. Introducción
Se denominan fundiciones a una muy extensa familia de materiales férreos cuya
característica común es que terminan su solidificación con la reacción eutéctica del
diagrama hierro-carbono (Figura 2.1). De acuerdo con este diagrama son las aleaciones
hierro-carbono con un contenido en carbono mayor que 2%, aunque también debe
tenerse en cuenta que la presencia de elementos de aleación modifica la máxima
solubilidad de carbono en la austenita, por lo que algunas fundiciones aleadas podrían
tener menos de 2% de carbono. Recuérdese también que la Figura 2.1 mostraba en
realidad dos diagramas distintos: el diagrama metaestable hierro-cementita y el
diagrama estable hierro-grafito y que una fundición puede seguir uno u otro (o ambos)
en función de su composición química (a través del potencial grafitizante) y de la
velocidad de enfriamiento utilizada, que a su vez depende del tamaño de la pieza.
La Tabla 12.1 muestra los elementos típicos que incrementan el potencial grafitizante de
una fundición y por lo tanto favorecen la aparición del carbono en forma de grafito y
también los elementos que favorecen la aparición del carbono en forma de carburos (son
todos los elementos carburígenos). Por otro lado, la velocidad de enfriamiento también
es otra variable que influye de manera importante en el estado de aparición del carbono:
los enfriamientos lentos favorecen la formación de grafito, mientras que, por el
contrario, los enfriamientos más rápidos favorecen la formación de carburos.
Potencial grafitizante positivo
(ordenados en sentido decreciente)
Carbono
Estaño
Fósforo
Silicio
Aluminio
Cobre
Niquel
Potencial grafitizante negativo
(ordenados en sentido decreciente)
Vanadio
Molibdeno
Cromo
Manganeso
Tabla 12.1
Cuando la fundición sigue el camino metaestable la fase rica en carbono del
constituyente eutéctico es cementita (Fe3C), mientras que cuando sigue el camino
estable el eutéctico es austenita + grafito. Se distinguen de este modo las fundiciones
blancas (diagrama metaestable), fundiciones grises
estable) y fundiciones

187. 180
Capítulo 12. Fundiciones de hierro
atruchadas ("mottled", siguen ambos diagramas simultáneamente, formándose en el
curso de su solidificación tanto cementita como grafito). Del mismo modo en el
enfriamiento posterior a la solidificación la austenita eutectoide puede transformarse en
perlita (diagrama metaestable) o en ferrita+grafito (diagrama estable). Existe una última
familia de fundiciones que se obtienen al tratar térmicamente una fundición blanca con
objeto de transformar la cementita en grafito: son las fundiciones maleables. La Figura
12.1 esquematiza la obtención de las diferentes familias de fundiciones.
Pearlile + Graphite
Fe + Fe3C)
Solid·slale lransformatlon
+ Graphite
(cooling through
eulecloid ¡nterval)
Graphile shape depends
on minor elemenls
Llquld
caat lron
iron· carbon.
alloy)
Flake
Compacted
Ferrile + Graphite
(aFe)
Spheroidal
caet
Iron
Solidificalion
+ Fe3C + Graphile
Graphitizatlon
pOlentlal
MoUled cast iron
Solid,slale lransformalion
Pearlile + Fe3C
(cooling lhrough
eulecloid ¡nlerval)
Reheal above
eulecloid inlerval
+
_
+ Graphite
+ Fe3C
Hold above
eulecloid
¡nlerval
eulecloid
¡nlerval
Pearlite + Temper graphite
Ferrile + Temper graphite
Malleable lron
Figura 12.1
Además de esta primera clasificación fundamental, en la práctica existen también otros
factores importantes a la hora de clasificar las fundiciones. Uno de ellos es la
microestructura de la fase matriz, que puede ser ferrita, perlita, bainíta, martensita o
White lron

188. Capítulo 12. Fundiciones de hierro
181
austenita y, en relación con las fundiciones grises, la forma del grafito es otro parámetro
de importancia capital, existiendo las fundiciones grises laminares, esferoidales o
nodulares y las de grafito compacto.
Nótese también que las fundiciones tienen unas temperaturas de fusión claramente
inferiores a las de los aceros (Figura 2.1), por lo que las instalaciones (hornos)
necesarias para su fabricación son más sencillas y económicas. Por otro lado, al ser
aleaciones con muy alto contenido en carbono son, en general, muy frágiles, no se
pueden conformar por forja, laminación o extrusión, sino que las piezas de fundición se
conforman directamente por moldeo.
12.2. Fundiciones blancas
Tal y como se esquematizaba en
Figura 12.1, se denominan fundiciones blancas a las
aleaciones de hierro y carbono' que terminan su solidificación a 1148°C con la
transformación eutéctica siguiente:
Liq (4.3%C)
Austenita (2.1%C) + Fe3C (6.67%C)
Este agregado eutéctico, que forma el constituyente matriz de las fundiciones blancas,
recibe el nombre de ledeburita. Dada la elevada proporción de cementita en la ledeburita
(48%), se trata de un constituyente muy frágil y duro. Por esta razón el interés industrial
máximo radica en las composiciones hipoeutécticas (2.1< %C< 4.3). De cualquier
manera, todas las fundiciones tienen, además de carbono, contenidos significativos de
silicio tal y como se refleja en la Figura 12.2, que tembién muestra, en lineas
discontinuas, la combinación de contenidos en carbono y silicio que saturan la austenita
(%C + 1/6%Si = 2.0)y los que definen la posición del punto eutéctico (%C + 1I3%Si =
4.3). Por todo ello podremos estudiar mejor la solidificación y las transformaciones en
estado sólido de las fundiciones blancas sobre un diagrama Fe-Fe3C modificado por la
presencia de un cierto porcentaje en silicio. La Figura 12.3 muestra la sección del
diagrama temario Fe-Fe3C-Si correspondiente a un 2% de silicio (recuérdese el carácter
gammágeno del silicio). El silicio es un elemento que no tiene afinidad por el carbono
(en realidad es grafitizante) sino que aparece formando una solución sólida tanto en la
ferrita como en la austenita. Vemos además, que las líneas! corrrespondientes a las dos
reacciones invariantes del diagrama binario, la transformación eutéctica y eutectoide,
ocurren en el diagrama temario en un cierto rango térmico (de acuerdo con la regla de
las fases, existe un grado de libertad).

189. 182
Capítulo 12. Fundiciones de hierro
+
%C
Si=4.3
Ductile Irans
I
Gray Irons
o
o
__
Silicon Content-Percent
Figura 12.2
-
1500
I
Del ta
I
260o
240o
oc
1
!
1'
I
I
I I
1400
!
I
220o
o
I
I
I
,
I
I
/
200o
I
E
18
0
o
I
I
I
1
l.
I
1
!
!
I
,
Austenite
I
I
,
+ Carbide
I,
I
I
16
0
o
Austenité
Ferrit e
+
140
o
1:
I
I
I
I
+-
i
Al!
Ferrite
I
IFerrite
Austenite
C¡rbide
700
I
120
o
I
i
Ferrite
I
i
!
+ Carbide
I
!
I
I
I
1.0
800
1+
I
I
000
900
,
1
V
i/-'1
I
I
¡
2.0
3.0
Carbon Content-Percent By Wcight
Figura 12.3
I
II
I I
4.0
I
600
o
C

190. Capítulo 12. Fundiciones de hierro
183
En el análisis de las fundiciones se suele utilizar el concepto de carbono equivalente
(CE) con el fín de determinar cual es la situación de una fundición cualquiera en
relación al punto eutéctico del diagrama binario Fe-Fe3 C. El carbono equivalente se
calcula a partir del contenido en carbono de la fundición modificado por el contenido en
silicio y fósforo del modo siguiente:
CE = %C + %Si/3 + %P/3
Así, una fundición con 3.2%C, 2%Si y O,4%P tiene un CE igual a 4%, de modo que
será hipoeutéctica, mientras que en una fundición con el mismo contenido de carbono y
silicio pero con 1.3%P, su CE es 4.3% y tendrá justo la composición eutéctica.
Al enfriar una aleación hipoeutéctica desde el estado líquido (por ejemplo 2.5%C-2%Si
en el diagrama de la Figura 12.3), primero se formará austenita y posteriormente la
solidificación termina por reacción eutéctica (ledeburita: austenita + cementita). Al
continuar el enfriamiento, la austenita pierde progresivamente carbono (línea
precipita en forma de Fe3C. Por último la austenita eutectoide termina transformándose
en perlita. De este modo, la microestructura final de cualquier fundición blanca
hipoeutéctica constará de unos dendritos globulares de perlita (constituyente disperso)
rodeados por el constituyente eutéctico o ledeburita, que a su vez consta de una fase
matriz de cementita con regiones dispersas de perlita en su interior. La imagen final
entonces de estas fundiciones se puede asimilar a una esponja de cementita cuyos
huecos están rellenos de perlita; se tratará entonces de unos productos duros (sobre 350
HB) y resistentes al desgaste, pero muy frágiles y dificiles de mecanizar. Debe
destacarse también la buena colabilidad de estas aleaciones ya que tienen una
temperatura de fusión 400°C menor que la del hierro puro.
12.2.1. Fundiciones blancas aleadas
Aunque la principal propiedad de las fundiciones blancas es su gran dureza y resistencia
al desgaste, estas propiedades pueden mejorarse significativamente aleándolas
convenientemente, de tal manera que la principal característica de la familia de las
fundiciones blancas aleadas es la obtención de productos con una extraordinaria
resistencia a la abrasión, que se utilizarán en la construcción de elementos de molienda
y trituración de minerales, áridos, etc.
Todas estas fundiciones tienen cromo con el doble propósito de evitar la formación de
grafito y de formar unos carburos de gran dureza. La norma ASTM A532 clasifica las
que

191. Capítulo 12. Fundiciones de hierro
fundiciones blancas aleadas en dos grandes grupos (clases 1 y 11) cuyas composiciones
químicas y dureza se presentan en la Tabla 12.2.
La clase 1 la constituyen las fundiciones al niquel-cromo, conocidas como fundiciones
Ni-Hard, mientras que la clase 11 agrupa a las fundiciones al cromo-molibdeno de alto
cromo.
El efecto principal del niquel, que es el principal aleante de las fundiciones Ni-Hard, es
el de incrementar su templabilidad, de tal manera que en piezas pequeñas (bolas de
molino, por ejemplo) se forma directamente martensita en un enfriamiento al aire. Los
grados más altos en níquel (menor temperatura Ms) originan importantes contenidos de
austenita retenida a temperatura ambiente. Estas aleaciones deben finalmente revenirse
entre 205 y 260°C con objeto de eliminar las tensiones de temple y transformar la
austnita retenida. Se obtienen de este modo productos muy duros dado que la presencia
de cromo promueve la aparición del carbono en forma de carburos mixtos de hierro y
cromo (el cromo contrarresta el efecto grafitizante del niquel) y la austenita se
transforma en martensita en el enfriamiento. Cuando el requisito principal es asegurar
una buena resistencia a la abrasión mientras la resistencia al impacto es solo un factor
secundario se emplearían las fundiciones de mayor contenido en carbono de la familia
(tipo A), mientras que si además se busca una cierta resistencia al impacto habrá que
seleccionar los grados de menor contenido en carbono (tipo B), que al tener una
proporción menor de carburos poseerán una mayor tenacidad. El mayor contenido en
184

192. Capítulo 12. Fundiciones de hierro
aleantes de la fundición Ni-Hard tipo D permite obtener un producto con una mayor
resistencia a la corrosión. Las fundiciones Ni-Hard se emplean principalmente en la
fabricación de bolas y placas antidesgaste de molinos y de tuberías y bombas que
manejan pastas abrasivas.
Cuando el contenido de cromo de una fundición blanca supera el 10%, los carburos
eutécticos que se forma son ya del tipo M 7C3 en vez del M3C que predomina en las
fundiciones de menor contenido en cromo, lo que supone un incremento de su dureza.
Este cambio supone también una modificación del patrón de solidificación de manera
que los carburos M7C3 aparecen dispersos en una matriz de austenita, mientras que por
el contrario los carburos M 3C son la fase matriz en las fundiciones de menor contenido
en cromo. De este modo las fundiciones blancas hipoeutécticas con carburos M 7C3 son
más duras y tenaces que las que poseen menos cromo, es decir, carburos M 3C. Así, las
fundiciones altas en cromo (%Cr entre 12 y 28) son unos productos con buena
resistencia a la abrasión, tenacidad y resistencia a la corrosión. Como el cromo está
unido al carbono formando carburos, su efecto sobre la templabilidad del producto es
mucho menor que el de otros elementos como el molibdeno, níquel, manganeso o cobre,
que se añaden con objeto de transformar la austenita en martensita.
La solidificación de todas estas fundicones hipoeutécticas comienza formando dendritos
de austenita y continúa dando lugar al constituyente eutéctico de austenita+M3C. En
condiciones de equilibrio (enfriamiento muy lento) precipita una cierta cantidad de
carburos de cromo entre la temperatura eutéctica y la eutectoide (en torno a 760°C) y
por debajo de esta temperatura la austenita se tansforma en perlita o en martensita
dependiendo de la velocidad de enfriamiento y del grado de aleación de la fundición.
Muchas veces la microestrucura del estado bruto de colada queda con una cantidad
importante de austenita no transformada.
Con objeto de conseguir la máxima dureza y resistencia a la abrasión es preciso realizar
un tratamiento térmico para obtener una matriz completamente martensítica. La Figura
12.4 muestra las curvas de transformación isoterma de dos fundiciones de alto cromo,
%Cr=IS y 28% respectivamente). El tratamiento térmico consiste en una austenización
que se realiza en el rango 9S0-10S0°C seguida de un temple al aire hasta una
temperatura algo inferior a la de la transformación perlítica (SOO-600°C), a continuación
puede ya emplearse una velocidad de enfriamiento menor para minimizar las tensiones
residuales. También se recomienda utilizar una velocidad de calentamiento pequeña
para evitar el posible agrietamiento inducido por tensiones térmicas (velocidad inferior
185

193. Capítulo 12. Fundiciones de hierro
186
a 30°C/h en formas complejas) y mantener la temperatura de austenización el tiempo
suficiente para permitir la disolución de los carburos de cromo. Finalmente se
recomienda también realizar un revenido entre 200 y 230°C para relajar las tensiones de
temple y transformar la austenita retenida (la microestructura
temple suele tener entre
10 y 30% de austenita retenida). En ocasiones, con objeto de eliminar completamente la
austenita retenida es preciso realizar tratamientos subcero o revenidos a temperaturas
del orden de los 730°C, que conllevan la desestabilización de la austenitaa en virtud de
la precipitación de carburos y su transformación en martensita en el enfriamiento
posterior.
1000
900
800
700
600
500
E 400
1-
300
200
100
o
1
10
I
10
I
10 2
10 3
min
!
4
Time
1100
Class 111
1000
Crl whita iron, 2.6C, 0.8Si, 0.6Mn. 27.8Cr
10
30 h
TA = 1010 oC
900
800
700
uo
600
500
c.
E 400
1-
300
200
100
o
1
10
103
10 2
10
Time
Figura 12.4
10 3
102
4
10
min
30 h

194. 187
Capítulo 12. Fundiciones de hierro
Por último, la Figura 12.5 expone (a. fundiciones austeníticas, b. fundiciones
martensíticas) la variación de la resistencia a la abrasión (volumen desgastado), la
dureza y la tenacidad a la fractura en condiciones dinámicas de estos productos en
función del contenido de carburos y de la microestructura de la fase matriz (austenita o
martensita).
650
.
·
20
...
550
HV50
188
500 o
>
450
O
O
900
20
E
350
··
IDA
10
950
EE 30
400
E
>
1000
600
·
E
E 30
lOSO
40
> 10
300
10
20
30
40
Carbide volume, %
63
O
O
50
650
10
20
30
40
Carblde volume, %
(b)
(a)
28
26
a.
24
22
20
18
u.
16
1
4
O
10
20
30
40
50
Carblde volume, %
Figura 12.5
12.3. Fundiciones grises
Las fundiciones grises son aquellas en las que el carbono aparece en forma de grafito, al
solidificar de acuerdo con el diagrama estable Fe-e. Se había indicado anteriormente
que para que una fundición siguiera el diagrama estable debía poseer una alto potencial
grafitizante (normalmente alto contenido en silicio) y/o haber sido enfriada muy
lentamente. Por esta razón todas las fundiciones grises tienen contenidos en silicio entre
el 2 y el 3%, de modo que las transformaciones de estos productos pueden seguirse
mejor sobre el diagrama hierro-carbono estable modificado por la presencia de un 2.5%
de silicio, que se muestra en la Figura 12.6. El concepto de carbono equivalente (CE),
50
>

195. 188
Capítulo 12. Fundiciones de hierro
que se había definido a propósito de las fundiciones blancas, sigue siendo igualmente
válido con las fundiciones grises.
El diagrama de la Figura 12.6 también muestra que en virtud de la pequeña proporción
de grafito en la eutéctica (menor del 3% en peso), la fase matriz de solidificación de las
fundiciones grises es siempre la austenita.
1500
Liquid (L)
Austenite + L
1200
a.
rustenite + L + graphite
E
Austenite + graphite
900
Q.
ferrite + austenite + graphite
u·ferrite
Ferrite + graphite
60
o
0.5
1.0
1.5
2.0
2.5
3.0
3.5
4.0
Carbono %
Figura 12.6
Hay tres factores principales que gobiernan las propiedades de las fundiciones grises:
- La ausencia de carburos
- La fonna y distribución del grafito.
- La microestructura de la fase matriz.
Una misma fundición, dependiendo de sus condiciones de enfriamiento, puede
solidificar como fundición blanca o como fundición gris. Para idénticas condiciones de
refrigeración (por ejemplo, moldeo en coquilla y enfriamiento al aire), la velocidad de
enfriamiento será tanto más lenta cuanto mayor sea el tamaño de la pieza o, mejor,
cuanto mayor sea su módulo másico (volumen/área superficial). De este modo si la
velocidad de enfriamiento es muy rápida se formará fundición blanca (con carburos),

196. Capítulo 12. Fundiciones de hierro
189
que se convierte progresivamente en gris conforme disminuye la velocidad de
enfriamiento empleada, pasando por una microestructura intermedia de fundición
atruchada (coexisten grafito y carburos). La fase matriz de la fundición gris a
temperatura ambiente, que se forma por transformación de la austenita en el
enfriamiento, evolucionará tambien desde perlita hasta ferrita conforme la velocidad de
enfriamiento disminuye. Por otro lado, definida una determinada velocidad de
enfriamiento, el potencial grafitizante de la fundición, que depende de su composición
química, debe ser suficiente para que todo el carbono aparezca en forma grafito. La
Figura 12.7 expresa el potencial grafitizante de los diferentes elementos de aleación
medido como profundidad de formación de una capa de fundición blanca ("depth of
chill"):
elementos más grafitizantes (Al, Si, Ti, C) son los que reducen más
significativamente el espesor de capa blanca. Por otro lado, el fuerte efecto blanqueante
del azufre normalmente no se aprovecha ya que se trata casi siempre de un elemento
residual, que además está fuertemente unido al manganeso formando MnS.
50
p
37.5
E
E
o
25
o.
Graphitizing elements. %
(el
50
s
37.5 ---+--+----+---+---+----+
E
E
25
o.
w
4
Carbide·promoting elements. %
Figura 12.7

197. 190
Capítulo 12. Fundiciones de hierro
Las diferentes morfologías del grafito (a 100x) se muestran en la Figura 12.8. El grafito
de las fundiciones grises aparece habitualmente en forma de láminas (grafito tipo A).
Este tipo de grafito suele estar asociado a un óptimo de las propiedades mecánicas de la
fundición. Cuando la solidificación tiene lugar de una manera más rápida se forma el
grafito tipo B o en forma de rosetas. El grafito tipo C, caracterizado por unas láminas
muy grandes y groseras, es el que aparece en las fundiciones hipereutécticas. La
morfología del grafito tipo D ocurre en fundiciones hipoeutécticas o eutéctícas enfriadas
a gran velocidad: es el grafito puntual. Por último, el grafito tipo E, caracterizado por
tener unas láminas muy finas y orientadas, es la morfología que aparece en las
fundiciones muy hipoeutécticas. No solamente la forma del grafito es importante, sino
también su tamaño y proporción, ya que ambos factores influyen directamente en la
resistencia mecánica de las fundiciones, como pone de manifiesto la Figura 12.9.
Type B
Type A
Unilorm di.tribulion,
rondom oru,ntohon
Type
Roselle
e
Type E
Interdendritic seQreQolion,
preferred orlentotion
lnterdendritlc
Superimposed tloke
rondo m orlenlation
rondom orientotion
rondom
Figura 12.8
415
a..
345
c:
c:
100
3.25
3.5
3.75
4.0
4.25
4.5
4.75
275
205
135
0.125
0.25
0.375
0.50
0.635
0.75
0.90
Maximum flake length, mm
Carbon equivalent, %
Figura 12.9
La fase matriz más habitual de las fundiciones grises es la perlita, que se forma por
transformación de la austenita en la región eutectoide, es decir que en esta gama de
temperaturas la fundición no sigue ya el diagrama estable (Figura 12.6) sino el diagrama
metaestable (Figura 12.3). De cualquier manera, si la velocidad de enfriamento es muy

198. 191
Capítulo 12. Fundiciones de hierro
lenta o si el potencial grafitizante de la aleación es elevado se pueden obtener matrices
fenito-perlfticas o incluso ferríticas, en cuyo caso la resistencia mecánica disminuye.
Por otro lado, cuando el contenido de fósforo de una fundición gris sobrepasa un
0.070% se forma un nuevo constituyente denominado esteadita, que es un eutéctico
ternario de hierro, Fe3C y Fe3P, que funde a 930°C, siendo de este modo el último
componente en solidificar (aumenta la colabilidad de la fundición). La presencia de
esteadita, como la de los carburos de hierro, aumenta la dureza pero disminuye la
resistencia mecánica de las fundiciones grises.
La norma ASTM A48 divide las fundiciones grises en diferentes clases en función de su
resistencia mecánica (el número identificativo de cada clase expresa su resistencia a la
tracción en ksi). La Tabla 12.3 muestra la composición química, resistencia a la
tracción, resistencia a compresión y módulo elástico a tracción de las distintas clases de
fundiciones grises. Ya se había puesto de manifiesto (Figura 12.9) que las fundiciones
que presentan la mayor resistencia y módulo elástico son las que poseen un menor CE y
que han sido enfriadas con una cierta rapidez para obtener láminas de grafito muy
pequeñas (la separación interlaminar de la fase matriz perlítica también será pequeña).
Debe también resaltarse que la resistencia a la compresión de las fundiciones es tres o
cuatro veces mayor que su resistencia a la tracción.
C1ass 20
C1ass 30
C1ass40
C1ass 50
C1ass6O
3.40-3.60
3.10-3.30
2.95-3.15
2.70-3.00
2.50-2.85
A48c1a.
20
25
30
35
40
50
60
2.30-2.50
2.10-2.30
1.70-2.00
1.70-2.00
modulu.
HB
152
179
214
252
293
362
431
572
669
752
855
965
1130
1293
I
,
156
174
210
212
235
262
302
66-97
79-102
110-138
130-157
141-162
Tabla 12.3
Las fundiciones grises constituyen más del 90% de todas las fundiciones. Aparte de su
fácil moldeo, se mecanizan muy bien (las láminas de grafito favorecen la operación al
cortar la viruta producida en el mecanizado). Otro efecto positivo de la presencia de
grafito es la capacidad que tienen estos productos para amortigüar vibraciones y
sonidos; de ahí su utilización en la fabricación de bancadas de máquinas y motores. Un

199. 192
Capítulo 12. Fundiciones de hierro
último problema inherente a las fundiciones es su inestabilidad dimensional al
calentarlas por encima de 400°C en virtud de la transformación de la cementita de la
perlita (p=7.4 g/cm 3 ) en grafito (p=2.2 g/cm3). La Figura 12.10 da cuenta del
hinchamiento lineal de las fundiciones grises a 455°C (aleación base: 3.3%C-2.2%Si) y
del efecto positivo que a este respecto tienen pequeñas adiciones de elementos
carburígenos como el cromo y el molibdeno.
0.050
o Iron A 0.31% Cr
· Iron B 0.23% Mo, 0.26% Cr
Iron C 0.29% Mo, 0.63% Cu
Iron D 0.29% Mo, 0.05% Sn
0.040
0.020
0.010
__
__
o
500
1000
1500
__
2000
2500
3000
3500
Time, h
Fi gura 12.10
12.3.1. Tratamientos térmicos
Aunque las fundiciones grises suelen utilizarse directamente en estado bruto de moldeo,
en ocasiones concretas puden ser objeto de tratamiento térmico con objeto de conseguir
unas características determinadas. Los tratamientos térmicos más habituales son los de
recocido, relajación de tensiones y normalizado. El resto de los tratamientos térmicos
habitualmente utilizados con los aceros (temple, austempering, martempering, etc.) solo
se ejecutan en las fundiciones ligeramente aleadas con el fín de incrementar su
templabilidad.
El tratamiento de recocido se utiliza para mejorar la maquinabilidad de estos productos
e implica la obtención de una matriz ferrítica. La transformación de la fase matriz
perlítica en ferrita se puede inducir en un recocido subcrítico entre 700-760°C o por
calentamiento hasta la región austenítica (800-900°C, Figura 12.6) y enfriamiento muy
lento en la región eutectoide.

200. 193
Capítulo 12. Fundiciones de hierro
El tratamiento de normalizado consiste en una austenización a 87S-900°C seguida de un
enfriamiento al aire para transformar la austenita en perlita.
Por último el tratamiento térmico de relajación de tensiones se utiliza para reducir las
tesnsiones internas que se generan durante la solidificación y el enfriamiento de una
estructutura en estado bruto de moldeo. Consiste en un mantenimiento entre SOO y
6S0°C durante un tiempo variable entre 2 y 8 horas, seguido de enfriamiento al aire.
12.3.2. Fundiciones
aleadas
Las fundiciones grises aleadas se utilizan en aquellas aplicaciones que requieren
resistencia a la corrosión o en servicios a alta temperatura (resistencia a la oxidación).
Sus elementos aleantes mayoritarios son el silicio y el niquel.
Las fundiciones grises altas en silicio son unos productos baratos muy utilizados en
aplicaciones a elevada temperatura. Estas fundiciones de matriz totalmente ferrftica,
poseen buena resistencia a la oxidación hasta 900°C, en virtud de la formación de una
película superficial protectora de silicato de hierro. La Tabla 12.4 muestra las
propiedades mecánicas de las fundiciones aleadas con 6% y 14.S% de silicio: nótese el
endurecimiento que introduce el silicio en solución sólida en la ferrita. La resistencia
mecánica y la resistencia a la fluencia de estos productos se pueden mejorar con
pequeñas adiciones de molibdeno (0.S-2% Mo).
Comp
TypeoriroD
HB
High-siücon iron (14.5% Si)
gray iran
13·26
Si)
(a) Unnotched 30.5 mm (1.2 in.)diam
lmpact
J
MPa
25-45
bar broken oyera 152 mm (6 in.) span in a Charpy
690
lOO
2.7-5.4{a)
0.1-3(b)
90·150
(b)
lI·lbr
2-4(a)
O.l·2(b)
15-23(a)
Charpy specimen.
Tabla 12.4
Las fundiciones grises aleadas al niquel son productos de matriz austenítica (su
temperatura Ms es inferior a la ambiente) que se caracterizan por una buena resistencia a
la corrosión y un buen comportamiento mecánico a alta temperatura. La Tabla 12.S
especifica 8 tipos de fundición alta en níquel normalizados en ASTM, cuatro de ellos (2,
2b,3 Y S) definidos para aplicaciones a alta temperatura y otros cuatro (1, lb, 4 Y 6)
para aplicaciones anticorrosivas (industria química, industria alimentaria, valvulería,
bombas, etc.). Tal y como se pone de manifiesto en la misma Tabla 12.S, las

201. 194
Capítulo 12. Fundiciones de hierro
fundiciones altas en niquel son considerablemente más resistentes (y también más
tenaces) que las fundiciones grises sin alear comparables.
UNS
1(b)
lb
2(e)
2b
3
4
S
6(f)
F41000
F41OO1
F41oo2
F41oo3
F4 1004
F4100S
F41006
F41oo7
SI
3.oomax
3.oomax
3.oomax
loomax
2.60max
2.60max
2.40max
3.oomax
NI
Mn
Cu
Cr
13.50-17.50
13.So-l7.50
TC(.)
5.50-7.50
S.S0-7.50
0.5Omax
O.SOmax
O.SOmax
O.SOmax
O.sOmax
3.So-S.50
1.50-2.50
2.S0-3.50
1.50-2.50
0.So-1.50
0.So-1.S0
0.50-1.50
18.00-22.00
1.50-2.S0
MP.
2.S0-3.50
4.So-S.50
O.10 max(e)
HB(b)
170
20S
170
20S
170
170
140
170
(al Total
(b) Type 1is
for appliealions in whieh!he presence ofeopperoffers eorrosion-resistance advantages. (el
2 is
for applieations in whieh eopper eonlaminalion cannol be tolerated. sueh as handling of foods or eaustics. (d)
Where sorne machining is required. 3.0 lO 4.0 Cr is reconnmended. (e) Where increasedhardness. strenglh, and hearresistance are desired.
and where
eKpansivity can be loleraled. Cr may be
lO 2.5103.0%. (f)
alsocontains
Mo.
131·183
149-212
118-174
171·248
118-IS9
149·212
99·124
124-174
(a) Mínimum. (b) 3000 kg load
Tabla 12.5
12.5. Fundiciones dúctiles o nodulares
Las fundiciones grises dúctiles, nodulares o esferoidales se caracterizan por presentar el
grafito en forma de pequeñas esferas, lo que se consigue al realizar una ligera adición de
magnesio inmediatamente antes de realizar la colada. Como se
de manifiesto en la
Figura 12.11 basta una proporción de magnesio residual de 0.03-0.05% para modificar
la forma del grafito. Se habla de magnesio residual, ya que el contenido real de
magnesio que debe añadirse al caldo depende de su contenido en azufre: en virtud de la
alta afinidad existente entre estos dos elementos, en primer lugar se forma MgS.
420
3S0
100
300
80
240
SO
180
c:
a.
40
1-
20
al
120
SO
O
o
o
0.01
0.02
0.03
0.04
0.1
0.2
0.3
Strain, %
Residual magnesium. %
Figura 12.11
0.4
0.5

202. Capítulo 12. Fundiciones de hierro
195
La Figura 12.11 también muestra que la transición de grafito laminar a nodular no es
brusca sino que para las adiciones insuficientes de magnesio se forma el grafito
compacto, de morfología intermedia entre las otras dos. Dado que el efecto del grafito
sobre las propiedades mecánicas de las fundiciones se puede asimilar a la existencia de
entallas internas, el paso de grafito laminar a grafito esferoidal se traduce en un fuerte
aumento de la resistencia mecánica y de la ductilidad (el cambio de morfología reduce
considerablemente la concentración local de la tensión). En la misma Figura 12.11
también se comparan las curvas tensión-deformación a tracción de una misma fundición
con diferentes morfologías de grafito.
LaTabla 12.6 presenta las propiedades mecánicas y aplicaciones de las fundiciones
nodulares más comunes. Los tres números que identifican el grado de estas fundiciones
son la carga de rotura (en ksi), el límite elástico (en ksi) y el alargamiento (en %). Los
grados menos resistentes mecánicamente tienen matrices ferríticas, mientras el grado de
mayor resistencia mecánica (120-90-02) corresponde a una fundición de matriz
martensítica, templada y revenida, siendo los grados intermedios fundiciones de matriz
ferrito-perlítica o perlítica.
No.
AS1MA395:
ASMESA395
AS1MA476:SAE
AMS5316C
Gradeor
..
Si
3.00rnin
80-60-03
Te(a)
2.50max(b)
3.00min(c)
3.0max
Mn
P
S
0.08max
0.08max
Ferrilic:
pans for use
al elevated
Paper rniU
0.05max
Ferritic: may be annealed
65-45-12(d)
Mostly fenitic:
Ferriliclpearlitic:
Mostly pearlilic: may be
normalized
l00-70-03(d)
[20-90-02(d)
SAEJ434
60-42-10
60-42·10
45-30-12
D40 18(1)
3.0-37
3.20-4.10
1.2-2.3
1.80-3.00
0.25 max
0.10-1.00
0.03max
0.015-0.10
04512(1)
0.005-0.035
oil quenched
and tempered
CenlrifugaUy casI
CenlrifugaUy casI
Ferritic
Ferritic
Ferriticlpearlitic
05506(1)
Ferriticlpearlitic
07003(1)
Pearlitic
OQ&T(I)
SAE AMS 5315C
ClassA
or
3.0min
2.50 max(g)
0.08max
Tabla 12.6
Ferritic: annealed
mUs. al
up 10 230 oC
Shock·resistant pans: low.
service
General service
General service
BeSI combination of
and
wear resistance and
response lO surface hardening
Highesl
and wear
resistance
Culven pipe
sewer pipe
service
Moderalely
pans
requiring good duclility and
machinability
pans
Moderately
requiring moderate
machinability
HighJy
pans requiring
good tOllghness
Highly
parts requiring
very good wear resistance and
good response to selective
hardening
HighJy
parts requiring
of microslrueture
and c10se control of
General shipboard service

203. Capítulo 12. Fundiciones de hierro
El m6dulo elástico de estas fundiciones, que varía entre 164 y 176 OPa, no depende
apenas del grado y aumenta significativamente con la nodularidad.
Los tratamientos térmicos habituales de las fundiciones nodulares son similares a los
que se ejecutan en las fundiciones grises laminares (apartado 12.3.1). La Figura 12.12
esquematiza la curva de transformaci6n en enfriamiento continuo (CCT) de una
fundici6n nodular genérica y sobre ella se especifican las microestructuras de la fase
matriz que se formaría en los enfriamientos propios de los tratamientos de recocido
(ferrita), normalizado (perlita) y temple (martensita).
La principal aplicaci6n de las fundiciones nodulares es la fabricaci6n de tuberías (por
colada centrifugada) mientras que la segunda aplicaci6n en importancia corresponde al
sector del autom6vil.
Upper critical temperature
y
---
Annealing
Quenching
Time
Figura 12.12
12.5.1. Fundiciones nodulares austemperizadas, ADI
Recientemente ha habido un gran interés en el desarrollo de las fundiciones nodulares
tratadas térmicamente por austemperizado (véase apartado 7.4.2). La Figura 12.13
muestra, sobre un diagrama genérico de la transformaci6n isoterma de una fundici6n
nodular ligeramente aleada, el tratamiento térmico de austemperizado. Este tratamiento
consiste en una austenizaci6n seguida de un enfriamiento rápido del producto
(normalmente en sales fundidas) hasta alcanzar una temperatura intermedia que se
mantiene el tiempo suficiente para que la austenita metaestable se transforme en ferrita

204. 197
Capítulo 12. Fundiciones de hierro
acicular al tiempo que la austenita no transformada se enriquece en carbono, YH (estadio
1 de la transformación). El tratamiento isotermo se detiene antes de alcanzar el estadio 11
de la transformación de la austenita, consistente en la formación de ferrita y cementita.
Esta transfonnación no habitual de la austenita en la región bainítica viene promovida
por la presencia de 2-3% de silicio, que por su carácter grafitizante, retrasa mucho la
fonnación del Fe3e. En el enfriamiento posterior al aire, la austenita no transformada,
enriquecida en carbono, YH, no se transforma en martensita ya que su temperatura M.,
como se observa en la misma Figura 12.13, ha descendido por debajo de la temperatura
ambiente.
Upper critical temperature
+ graphite
5tage 11
+ FeJe)
bainite
i
M
:
:
I
11
Mf
Room temperature
·
1
1
I
1
1
Time
Figura 12.13
Las fundiciones ADI ("austempered ductile iron"), cuyas propiedades mecánicas se
presentan en la Tabla 12.7, son unos productos que se han aleado ligeramente (1-2%)
con níquel, molibdeno y/o cobre para mejorar su templablidad y posibilitar la
realización del tratamiento de austemperizado. La Figura 12.14 compara las propiedades

205. 198
Capítulo 12. Fundiciones de hierro
mecánicas fundamentales de las fundiciones ADI con las de las fundiciones templadas y
revenidas y con los grados ASTM convencionales (recocidas y normalizadas).
Yleld (min)
lmpad(.)
1·lbr
125
80
850
150
100
1050
700
175-125-4
175
125
1200
850
200
155
1400
100
230
185
269·321
269·321
302-363
302·363
100
60
80
45
60
25
35
(b)
(b)
1300
1600
75
10
10
7
7
4
4
I
I
550
HB(c)
388-477
388-477
(b)
(b)
table are a minirnwn for the average of!he highesl
test
(a) Unnolehed Charpy bars tested at72±7 °F (22±4 oC). The values in
values offoar tesled samples. (b) Elongation and impacl requirements are no! specified. Although
155-1,
1100-1.
185, and
are
used for gear and wearresistanee applieations, grades
and
have applications
where some sacrifice in wear resistance is accep13ble in arder to provide a lirnited amount of
and toughness. (e) Hardness is nal
mandalory and is shown for infonnalion
Tabla 12.7
1400
AUSTEMPERED
1200
160
1-
140
z
a:: 120
1000
,
1(J)
100
800
TEMPER
80
600
1-
...J
z
1-
60
400
ASTM GRADES
40
1(J)
...J
z
1-
z
0
5
10
15
20
ELONGATION
Figura 12.14
Otro punto, importante a tener en cuenta es que las propiedades finales de las
fundiciones ADI están muy influenciadas por la temperatura a la que se realiza el
mantenimiento isotérmico de austemperizado. Cuando esta temperatura es baja (200260°C) se obtiene una microestructura muy fina de gran dureza y resistencia al
desgaste, mientras que para las temperaturas más altas (300-350°C), se obtienen
productos de alta tenacidad y resistencia a la fatiga. La Figura 12.15 muestra la
variación de las propiedades mecánicas fundamentales de dos fundiciones ADI (con
diferente contenido en manganeso) al variar la temperatura de austemperizado.

206. 199
Capítulo 12. Fundiciones de hierro
1790
Tensile strength
1655
150
1515
1380
...
.,
1240
120
90
11 00
Yield
strength
965
60
825
30
690
240
260
290
315
345 370
Austempering temperature. ·C
400
o
240
260
290
315
345
370
Austempering temperature. oc
400
Figura 12.15
12.6. Fundiciones maleables
Las fundiciones maleables difieren del resto de las fundiciones descritas en los
apartados anteriores en que se trata de fundiciones que inicialmente son blancas
(microestructura a base de cementita y perlita) y se convierten en fundiciones grises en
un tratamiento térmico postrerior. Por esta razón esta familia de fundiciones tienen un
contenido en silicio intermedio entre las fundiciones blancas y grises (véase Figura
12.2).
El tratamiento de maleabilización de la fundición blanca consiste en un calentamiento
de austenización entre 800 y
y mantenimiento suficientemente prolongado (entre
20 y 30 horas) para descomponer toda la cementita en grafito, de acuerdo con la
siguiente reacción:
Fe3 C
y + Grafito
La microestructura final resultante del tratamiento será grafito, del tipo compacto, en
una matriz de ferrita, ferrita y perlita o perlita, dependiendo de la velocidad del
enfriamiento posterior a la austenización. Las propiedades mecánicas de esta familia de
fundiciones va a depender principalmente de la microestructura de la fase matriz.
Una fundición maleable de matriz perlítica puede tener una resistencia de 400-600 MPa
con alargamientos entre 10 y 2%. Estas fundiciones reciben el nombre de fundiciones
maleables de corazón negro o americanas para diferenciarlas de otras fundiciones
maleables que se producen en Europa, denominadas de corazón blanco, y que resultan
de la descarburación superficial de la fundición blanca de partida.

207. Capítulo 12. Fundiciones de hierro
200
El tratamiento de maleabilización europeo consiste en un recocido oxidante con el que
se trata de descomponer la cementita y eliminar todo el carbono del producto por
difusión hasta la periferia de la pieza y salida de ésta por combinación con el oxígeno
para producir CO2· El tratamiento consiste entonces en la austenización de la fundición
blanca de partida a una temperatura muy alta (950-1050°C) y permanencia durante 75100 horas para facilitar la salida del carbono. De cualquier manera no todo el carbono
disuelto en la austenita logra difundir hasta la superficie, por lo que es necesario realizar
un enfriamiento lento hasta unos 650°C para evitar la precipitación de Fe3C y la
formación de perlita en la región central de la pieza. La microestructura final de estas
fundiciones es totalmente ferrítica en la superficie, pudiendo también quedar pequeños
nódulos de grafito en el centro de la pieza, cuando éstas tienen un diámetro superior a 7
mm.
La fundición maleable europea posee una resistencia a la tracción en torno a 350 MPa,
5-20% de alargamiento y una dureza Brinell de aproximadamente 150 unidades.

208. 201
BIBLIOGRAFIA
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and high-performance alloys, ASM Intemational, EE.U.U., 1990
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ROBERTS G., KRAUSS G. y KENNEDY R, Tool Steels, ASM International,
E.E.U.U., 1998.

209. 202

210. 203
AnexoI
6.0
2.0
1.0
0.0
I
I
:
I
I
,
,
0.70
I
z
0.20
o
3.0
III
2.0
ROUND
BARS
1.0
I
11/4
.1 1/2
WATER- COOl.ED END -INCHES
DISTANCE
B.O
r
7.0
0.1
11
6.0
Ir
"
2.0
I
1.0
0.70
I
1
4.0
0.2
3.0
2.0
ROUND BARS
1.0
I
11/2
'/2'
I
DISTANCE FROM WAn:R-COOLED END-INCHES
2

211. 204
AnexoI
8.0
0.2
7.0
,1
LO
1
0.7
I
2.0
1.0
ROUND
RS
I
I
11/2
1/2
OISTANCE FROM WATER-COOlEO ENO -INCHES
2
8.0
7.0
6.0
¡I I
II
2.0
z..J
1.0
0.7
I
Z
a:CIl
>0
4.0
0.2
2.0
1.0
I
1
OISTANCE FROM WATER-COOlEO ENO-INCHES
2

212. AnexoI
205
B.O
0.4
7.0
2.0
&.0
I
CI'I
LO
0.7
I
I
1
I
4.0
ID
2.0
ROUND
1.0
2
I
1/2
DISTANCE FROM WATER-COOLED END-INCHES
8.0
r ·
2.0
7.0
1I
6.0 1CI'
I
I
r
I
1.0
0.70
I
I
I
4.0
2.0
1.0
ROUND BARS
DISTANCE FROM WATER-COOLED END-INCHES

213. AnexoI
206
100
O··
20
eo
,
,
I
I
"
I
10
010
60
I
0.2
20
z
10
1"2
OIST"NC[
2
[NO
10.0
2.0
LO
,
1,
7.0
0.7
I
i5
2.0
LO
III
0.70

214. AnexoI
1.0
10.0
0.7
ooNO
7.0
I
0
..
· O.,
1.0
.
Il't
ENO
1.00.7
10.0
7.0
,
0
2.0
o.·
1.0
lit
r
,1,.

215. AnexoI
208
o.s
10.0 1.5 1.0 0.1
1
I
I
I
.0
1
I
I
I
1
I
1.0
1
.
,
/
1
ES.o
.!
/
.o
3.0
2.0
1.0
I
I/
//
/
V
I
-
-
1/ //
o
I
Di
I
1
"H" or severity ot quench values tor various
quenching conditions
H
0.10
0.35
0.50
0.70
1.00
1.50
2.00
5.00
Quenchlng candlllan
Poor oil quench·no agllatlon
Good oil quench-moderale agltatlon
Very good 011 quench·good agltatlon
Strong 011 quench·vlolenl agilalion
Poor water quench-no agitallon
Very good water quench-strong agitatlon
Brine quench-no agltallon
Brine quench-violenl agltalion
Ideal quench