Este documento describe un proyecto de investigación que busca determinar los parámetros del temple bainítico del acero AISI 52100 para la fabricación de rodamientos. El proyecto analizará cómo la temperatura y el tiempo de temple afectan la resistencia al impacto y la dureza del acero. El estudio justifica la importancia de conocer estos parámetros para mejorar las propiedades mecánicas de los rodamientos fabricados en el país.

1. I. GENERALIDADES:
TITULO:
DETERMINACION DE LOS PARAMETROS DEL TEMPLE BAINITICO DEL
ACERO AISI 52100 PARA FABRICACION DE RODAMIENTOS
1.1 AUTORES:
 BRICEÑO RAMIREZ JOSE LUIS
 DIESTRA GALDOS HAGLER MARCO
 LEON CHACON CARLOS ALBERTO
 LOZANO VILLANUEVA GLIDER DARWIN
 NUREÑA RODRIGUEZ JAVIER
1.2 ASESOR:
DR. VICTOR ALCANTARA ALZA
1.3 TIPO DE INVESTIGACIÓN
1.3.1 De acuerdo a la orientación: Tecnológica
1.4 LOCALIDAD
Localidad: Trujillo
Institución: Universidad Nacional de Trujillo
Escuela de ingeniería mecánica
1.5 Duración de la ejecución del proyecto
1.6 Cronograma:
Etapas: Fecha de inicio Fecha de término
Horas/semana
1.6.1 Recopilación, análisis e interpretación de datos y antecedentes
1.6.2 Descripción de la metodología de trabajo
1.6.3 Ejecución del proyecto y procesamiento de datos
1.6.4 Análisis del resultado
1.6.5 Discusión de resultados
1.6.6 Elaboración del informe
1.7 RECURSOS
Bienes
1.7.1 De consumo
1.7.2 De inversión
1.7.3 Servicios: Transporte, estadía, etc.
1.8 FINANCIAMIENTO
El proyecto será financiado por recursos propios.

2. II. PLAN DE INVESTIGACION
1. REALIDAD PROBLEMÁTICA:
Los aceros bainíticos han sido motivo de investigación desde aproximadamente 15 años,
la razón fundamental se basa en la combinación de sus propiedades mecánicas tanto de
resistencia última como de tenacidad, propiedades que en aceros comunes no es lograda
con facilidad, ahora bien, este tipo de aceros tienen una particularidad en su obtención y
es la condición de que sean libres de carburos, esta característica es obtenida por la
adición de elementos de aleación que favorecen la no aparición de este tipo de
compuestos, que para este caso se pueden considerar nocivos ya que irían en detrimento
de las mejoras en las propiedades mecánicas que se buscan mejorar en comparación con
aceros convencionales.[1]
En la industria de los rodamientos se emplean los aceros bainíticos gracias a las
características peculiares de elevada dureza, resistencia a la fatiga, resistencia a la
influencia térmica, resistencia al desgaste, acabado superficial y tolerancias
dimensionales [2-3]
EL Acero AISI 52100 es el acero de alto contenido de carbono y bajo de cromo el cual
ha sido el material más difundido para las aplicaciones de rodamientos en industrias
automotrices y de rodamientos [3-4]. La popularidad universal de estos aceros en las
mencionadas aplicaciones surge de la atractiva combinación de bajo costo, alta dureza,
alto esfuerzo de fluencia, así como una buena maquinabilidad y formabilidad [3-5].
El proceso de tratamiento térmico convencional usado en la fabricación de cojinetes de
rodamiento es especificado normalmente para la producción de una estructura
martensitica de aceros con alto contenido de carbono. El acero AISI 52100 es
usualmente empleado en endurecido y recocido con una microestructura martensitica
recocida a temperatura ambiente.[3-5]
Los estudios recientes muestran que las propiedades mecánicas del AISI 52100 pueden
mejorarse por tratamientos térmicos isotérmicos como el templado bainíticos [3-6]. La
temperatura y tiempo del templado bainíticos tienen una gran influencia en el control de
las propiedades del AISI 52100.
AkbasogluyEdmods[4] han demostrado que el acero para rodamientos con
microestructura bainitica provee resistencia a la abrasión mejorada y fragilización por
hidrógeno. Es sabido que los esfuerzos de tensión, resistencia al impacto y dureza
pueden simultáneamente incrementarse por templado bainítico del AISI 52100.
En nuestro país no se tiene referencia de estudios relacionados con este proceso, por
consiguiente se carece de industrias que realicen este proceso, por este motivo las
empresas que fabrican rodamientos realizan sus procesos de templado bainíticos en
empresas extranjeras.

3. El presente estudio intenta determinar los parámetros de templado bainítico para el AISI
52100 para lograr la mejor resistencia al impacto y dureza y contribuir con el sustento
científico para poder realizar este proceso en nuestro país.
VARIABLES:
Temperatura y tiempo de temple bainitico —resistencia al impacto y dureza
2. ANTECEDENTES:
VolkanKilicli, Ph.D. and MucahitKaplan,effect of austempering temperatures on
microstructure and mechanical properties of a bearing Steel. Donde se hace un estudio
acerca del proceso de temple bainítico del acero AISI 52100tomando como variables de
entrada el tiempo y la temperatura para obtener las propiedades mecánicas como son la
resistencia al impacto y la dureza.M.Sc.Department of Metallurgical and
MaterialsEngineering, Faculty of Technology, GaziUniversity, 06500, Teknikokullar,
Ankara, Turkey
F.G. Caballero, Diseño de nuevos aceros bainíticos. Estudió la posibilidad de optimizar
la citada combinación de propiedades, generalmente antagónicas, en muestras masivas
para aplicación industrial sujetas a transformaciones por enfriamiento continuo. Revista
de Metalurgia, Vol 38, No 1 (2002)
3. ENUNCIADO DEL PROBLEMA:
¿Cuáles son los parámetros del templado bainítico en el acero AISI 52100 para la
fabricación de rodamientos?
4. JUSTIFICACION:
a. JUSTIFICACION TEORICA: con este estudio se logrará conocer los parámetros
para realizar el proceso de templado bainítico (austempering) a partir del acero
AISI 52100 para la fabricación de rodamientos.
b. JUSTIFICACION TECNOLOGICA: con este estudio determinaremos una
metodología para la obtención de aceros con mejores propiedades mecánicas como
son la resistencia al impacto y la dureza para la fabricación de rodamientos en
nuestro país.
c. JUSTIFICACION ECONOMICA: Nuestro país tiene la propuesta de poner
ensambladoras de automóviles bajo los tratados de libre comercio, esas propuestas
pueden venir condicionadas para que se haga los procesos para rodamientos con
tratamientos térmicos.

4. d. JUSTIFICACIÓN SOCIAL: Con la creación de plantas de tratamiento bainítico se
generaran puestos de trabajo para profesionales y conociendo la tecnología de
tratamiento térmico crearemos nuestra propia tecnología, así lograremos mejorar la
realidad de nuestro país y alcanzar un crecimiento teórico y social sostenible.
5. HIPOTESIS:
La energía reactiva de la carga puede ser distribuida en los generadores tal que optimice
la producción de energía activa.
6. OBJETIVOS:
a. OBJETIVO GENERAL:
Determinar los porcentajes de distri
Determinar los parámetros del templado bainíticos en el acero AISI 52100 para la
fabricación de rodamientos.
b. OBJETIVOS ESPECIFICOS:
1. Determinar la resistencia al impacto del acero AISI 52100 sometido a temple
bainítico a diferentes tiempos y temperaturas.
2. Determinar la dureza del acero AISI 52100 sometido a temple bainítico a
diferentes tiempos y temperaturas.
3. Obtener gráficos experimentales y establecer su concordancia con los modelos
analíticos o de simulación.
7. MARCO TEORICO
a. LA TRANSFORMACIÓN HIERRO 𝛂 Y 𝛄
La gran mayoría de los aceros se basa en solo dos alotropos, α y γ. El hierro es un
elemento peculiar en el que a presión ambiente, la ferrita BCC es estable para todas las
temperaturas hasta 910°C, cuando se transforma en austenita FCC, solo para regresar a
ferrita a 1390°C. La ferrita de alta temperatura es llamada δ, a pesar de que no hay una
estructura diferente de α. La ferrita δse mantiene en fase estable hasta que su fusión
ocurre a 1536°C.
La figura 01 muestra los cambios de fase en una gráfica que muestra el volumen por
átomo de hierro en función de la temperatura.

5. Figura 01 Temperatura en función del volumen por átomo de hierro. (Hume-Rochery,
The structur of Alloys of Iron, Pergamon Press, UK, 1966).
Debe notarse que la transformación de 𝛾 a 𝛼 está acompañada por un cambio atómico
de volumen de aproximadamente 1%, lo que puede llevar a la formación de esfuerzos
internos durante la transformación.
El detalle de la geometría de las celdas de los cristales de hierro 𝛼 y 𝛾 es
particularmente relevante, por ejemplo, la solubilidad en las dos fases de elementos no
metálicos como carbono y nitrógeno, la difusividad de elementos aleantes a elevadas
temperaturas y el comportamiento general en la deformación plástica. La estructura
BCC del hierro 𝛼 es menos compacta que la estructura BCC del hierro 𝛾 (Fig. 1.4 a,
b). Las grandes cavidades en la estructura BCC están huecos tetraédricos existentes
entre dos bordes y dos átomos centrales en la estructura, lo cuales juntos forman un
tetraedro (Fig. 1.4 e). Los segundo más largos son los huecos octaédricos que ocupan
los centros de las caras y los bordes <001> del cubo centrado en el cuerpo (Fig 1.4d)
Los átomos de hierro circundantes están en las esquinas de un octaedro plano (fig.
1.4e)
Es interesante que la estructura FCC, aunque más compacta tiene agujeros más grandes
que la estructura BCC. Estos huecos están en el centro de las puntas cubo, y están
rodeadas por seis átomos en forma de octágono, así ellas se refieren como huecos
octaédricos (fig. 1.4 f). Hay también intersticios tetraédricos más pequeños. Las esferas
de tamaños más grandes que entraran en los intersticios están dadas en la tabla 1.1.

6. La transformación 𝛼 a 𝛾 en el hierro puro ocurre muy rápidamente, así que no es
generalmente posible retener una alta temperatura de formación FCC a temperatura
ambiente. El revenido rápido puede sustancialmente alterar la morfología del hierro 𝛼
resultante, pero este aún conserva su estructura BCC. Sigue que todo estudio detallado
de la austenita en el hierro pero debe ser hecho a elevadas temperaturas, por ejemplo,
usando rayos x o difracción de neutrones. La transformación de la austenita en
enfriamiento puede ser solamente seguida usando la difracción basada en intensos
rayos X generadas por un sincrotrón o usando dilatometria de precisión. Las técnicas
más recientes se basan en el cambio de volumen acompañando la transformación de
austenita a ferrita.
Hay ocasiones cuando es necesario estudiar austenita pura a temperaturas justo debajo
de la ambiente. El hierro puro puede ser retenido en su estado austenitico a muy bajas
temperaturas por coherente precipitación en cobre, el cobre tiene una estructura
cristalina FCC y esto previene que las partículas coherentes de hierro austenita se
transformen durante el enfriamiento. Esta técnica ha sido usada para establecer la
naturaleza anti-ferromagnética de la austenita con una temperatura Néel de cerca de -
190°C (la austenita es ferromagnética a altas temperaturas, con un punto de Curie de
1525°C).
i. Mecanismos de transformación:
Una de las razones por las cuales hay una gran variedad de microestructuras en los
aceros es porque las mismas transiciones alotrópicas pueden ocurrir con una variedad
de formas en las cuales los átomos pueden moverse para lograr un cambio en la
estructura cristalina. La transformación puede ocurrir incluso rompiendo todas las
uniones y re arreglando los átomos en un patrón alternativo (transformación
reconstructiva), o por deformación homogénea del patrón original en una nueva
estructura cristalina (displasiva o deformación cortante). (Fig.1.5).
En el mecanismo displasivo el cambio en la estructura del cristal altera la forma
macroscópica de la muestra cuando la segunda no está restringida. La forma de la
deformación durante la transformación restringida esta acomodada por una
combinación de esfuerzos elásticos y plásticos en la matriz circundante. La fase del
producto crece en forma de finos platos para minimizar los esfuerzos. Los átomos son
desplazados a una nueva posición del movimiento coordinado. Algunos solutos pueden
ser forzados en la fase producto, un fenómeno conocido como entrampamiento del
soluto. Ambos el entrampamiento de los átomos y las presiones generan
transformaciones displasivas menos favorables para un punto de vista termodinámico.
Es la difusión de átomos lo que lleva a una nueva estructura de cristal durante la
transformación reconstructiva. El flujo de materia es suficiente para evitar
componentes cortantes de deformación de forma, dejando solo los efectos de cambio
de volumen. En las aleaciones, el proceso de difusión puede también llevar a la
redistribución del soluto en forma consistente con la reducción de la completa energía
libre.

7. Todas las fases de transformación en aceros pueden ser discutidas en el contexto de
estos dos mecanismos.
ii. Solubilidad de carbono y nitrógeno en el hierro 𝜶 y 𝜸:
9.1.2.1. Solubilidad del carbono y nitrógeno en hierro 𝜶 y 𝜸
La adición de carbono al hierro es suficiente para formar acero. Sin embargo, acero es
un término genérico que cubre una gran variedad de composiciones complejas. La
presencia de incluso una pequeña composición de carbono, por ejemplo, 0.1 -0.2 %
en peso; aproximadamente 0.5-1.0 % atómico, tiene un efecto fortalecedor en el
hierro ferrítico, un hecho conocido por los herreros hace más de 2500 años desde que
el hierro calentado con carbones podía rápidamente absorber el carbón por la difusión
del estado sólido.
Sin embargo, el proceso detallado por el cual la absorción de carbono en el hierro
convierte a un metal relativamente suave en uno muy fuerte y frecuentemente tenaz
ha sido solo recientemente completamente explorado.
Los tamaños atómicos de carbono y nitrógeno (Tabla 1.2) son suficientemente
pequeños para que ingresen en el lattice del hierro 𝛼 y 𝛾 como átomos solutos
intersticiales. En contraste, las aleaciones metálicas como el manganeso, níquel y
cromo tienen átomos mucho más grandes, esto es, cercanos en tamaño a los de hierro,
y consecuentemente ellos entran en una solución solida sustitucional.
Sin embargo en comparación con el tamaño atómico del carbono y nitrógeno con
tamaños de los intersticios disponibles deja en claro que algunas distorsiones del
lattice deben tomar lugar cuando estos átomos entran en el lattice del hierro. En
realidad, se sabe que el C y N en el hierro 𝛼 no ocupa los agujeros tetraédricos sino
los intersticios octaédricos que están mejor posicionados para aliviar el esfuerzo, lo
cual ocurre por movimiento de los dos más cercanos átomos vecinos de hierro. En el
caso de los intersticios tetraédricos, cuatro átomos de hierro son los vecinos más
cercanos y el desplazamiento de estos requerirá de mayor energía de presión. En
consecuencia estos intersticios no son lugares preferidos por el carbono y el
nitrógeno.
La solubilidad de C y N en la austenita debe ser mayor que en la ferrita, por la mayor
cantidad de intersticios disponibles. La tabla 1.3 muestra que esto es así para ambos
elementos, la solubilidad en hierro 𝛾 aumenta tanto como del 9 al 10% en átomos en
contraste con la solubilidad máxima del carbono en hierro 𝛼 del 0.1 % en átomos y de
N en hierro de 0.4% en átomos.
Está marcada diferencia de solubilidades del soluto intersticial principal en 𝛼 y 𝛾 son
de profunda significancia en el tratamiento térmico de aceros, y son completamente
explotados para incrementar la dureza. Debe notarse que la temperatura ambiente de
ambos C y N en el hierro α son extremadamente bajas, bien bajo los contenidos
intersticiales reales de muchos hierros puros.

8. Es, por tanto, razonable esperar que durante los tratamientos térmicos simples, el
exceso de carbono y nitrógeno se precipite. Esto podría pasar en tratamientos
térmicos que involucren revenido desde el estado γ, o incluso después de tratamientos
enteramente en el campo α, donde la solubilidad de C varia de cerca de tres órdenes
de magnitud entre 720°C y 20 °C.
Afortunadamente, las técnicas físicas sensitivas permiten estudiar pequeñas
concentraciones de átomos solutos intersticiales en hierro α. Snoek fue el primero en
mostrar que la medida de fricción en un cable de hierro oscila en un péndulo torsional
sobre un rango de temperatura justo encima de la temperatura ambiente, revelando un
pico de energía perdida (pico de Snoek) a la particular temperatura para una
frecuencia dada. Se sabe que la energía perdida está asociada con la migración de
átomos de carbono de intersticios octaédricos elegidos al azar a aquellos espacios
que estaban alargados por la aplicación de esfuerzo en una dirección, seguidas por
una migración en reversa cuando el esfuerzo cambia de dirección y hace otros
intersticios mayores.
Este movimiento de los átomos de carbono a la temperatura crítica es una forma
adicional de damping o fricción interna: debajo de la temperatura crítica de
difusividad es muy pequeña para la migración atómica, y encima de esta la migración
es demasiado rápida para llevar a un damping apreciable. La altura del pico de Snoek
es proporcional a la concentración de atomos intersticiales, asi que la técnica puede
ser usada no solo para determinar las muy bajas solubilidades de elementos
intersticiales en hierro pero también para determinar la precipitación de exceso de
carbono y nitrógeno durante un tratamiento de ageing.
iii. Precipitación de carbono y nitrógeno en hierro γ
El hierro α que contiene aproximadamente 0.02% en peso de C es substancialmente
sobre saturado con carbono si después de alcanzar los 700°C, se reviene a la
temperatura ambiente. Esta solución solida sobresaturada no es estable, incluso a
temperatura ambiente, dada la facilidad que los carbonos pueden difundirse en el
hierro α.En consecuencia, en el rango de 20-300°C, el carbón se precipita como
carburo de hierro. Este proceso ha sido seguido por visibles cambios en las
propiedades físicas como la resistividad eléctrica, fricción interna, y por observación
directa de los cambios estructurales en el microscopio electrónico.
El proceso de ageing es de dos etapas en una. La primera etapa ocurre hasta la
temperatura de 200°C e involucra la formación de una fase de carburo de hierro
transicional (ε) con una estructura hexagonal la cual es difícil de identificar, a pesar
de que se ha establecido una morfología y cristalografía establecida. Si forma
plaquetas en los planos {100} 𝛼 , aparentemente homogéneamente en la matriz de
hierro α, pero a mayores temperaturas de ageing, (150-200°C) la nucleación ocurre
preferencialmente en las dislocaciones. La composición esta entre 𝐹𝑒2.4 𝐶 y 𝐹𝑒3 𝐶. La
ageing a 200°C y encima conduce a una segunda etapa de ageing en la cual cementita

9. orto-rómbica está formada por plaquetas en los planos {110} 𝛼 en las direcciones <
111 > 𝛼 . Frecuentemente las plaquetas crecen en varios con un centro común dando a
lugar a la aparición de estructuras de apariencia dendrítica. La transmisión del
carburo de hierro ε a cementita dificulta el estudio, pero su aparición solo ocurre por
nucleación de la cementita en el carburo ε, α interface, seguido de una solución meta
estable de carburo ε precipitable.
iv. La cinética de la transformación γ→α
La transformación de la austenita en aceros puede ser estudiada continuamente
durante enfriamiento usando varios tipos de mediciones físicas, por ejemplo
dilatometría, análisis térmico, resistividad eléctrica, etc. Sin embargo, los resultados
obtenidos son muy sensibles a la tasa de enfriamiento usada. Davenport y Bain
fueron los primeros en introducir la aproximación de transformación isotérmica y
mostraron que estudiando la reacción isotérmicamente a una serie de temperaturas, se
podía obtener una curva característica Tiempo-temperatura-transformacion o TTT
para cada acero particular. En su forma más simple, estas curvas de transformación
tienen definida bien la forma de una letra C, donde la nariz de la curva representa la
temperatura a la cual la reacción ocurre más rápidamente, disminuyendo mayor o
menor temperatura. Esto puede ser explicado en términos generales como sigue.

10. Diagrama TTT para un acero al carbono de 0,89% (US Steel Co., Atlas of Isothermal
Diagrams).
Para un acero eutectoide transformado cerca a la temperatura eutectoide, el grado de
sobre enfriamiento, ΔT, es bajo, así que la fuerza generadora para la transformación
es pequeña. Sin embargo, cuando como ΔT se incrementa la fuerza generadora
también, y la reacción ocurre más rápidamente, hasta la rapidez máxima de la curva.
Debajo de esta temperatura, la fuerza generadora para la reacción continua
incrementándose, pero la reacción ahora se retarda por la baja difusividad del

11. elemento que controla la rapidez de reacción, que en aceros al carbón puros puede ser
carbono o hierro. [7]
b. CAMBIOS DE FASE EN EL DIAGRAMA DE HIERRO-CARBONO:
A presión atmosférica, el hierro puro puede presentar dos formas alotrópicas en función
de la temperatura. El hierro-α es estable entre la temperatura ambiente y 910ºC, y posee
una estructura cúbica centrada en el cuerpo (BCC), mientras que a temperaturas
superiores y hasta 1390ºC, el hierro puro adquiere una estructura cristalina centrada en
las caras (FCC) constituyendo el denominado hierro-γ. A partir de los 1390ºC, el hierro
es de nuevo estable con una estructura BCC, dando lugar al hierro-δ.
El cambio de estructura cristalina entre el hierro-γy el hierro-αse puede producir
mediante dos mecanismos de transformación bien diferenciados. Así, si se favorece en
el material una movilidad atómica suficiente, la estructura cristalina FCC del hierro-γ
puede sufrir una reconstrucción completa a la forma BCC del hierro-α. En este caso, el
ordenamiento atómico del cristal original es alterado mediante la rotura de los enlaces
que, a continuación, se reordenan (o reconstruyen) en un nuevo patrón. En este caso, se
dice que la transformación ha sido reconstructiva. Sin embargo, si la fase FCC se enfría
rápidamente a una temperatura muy baja, muy por debajo de los 910ºC, la movilidad
atómica no es suficiente para posibilitar una transformación reconstructiva. No
obstante, la energía libre para la transformación sufre un aumento que permite la
formación de una red mediante el movimiento coordinado de átomos a través de la
intercara, dando lugar a la microestructura denominada martensita o α’. La
transformación martensítica se produce, por tanto, mediante una deformación
homogénea del patrón original. Este tipo de transformación se denomina displaciva.
La adición de carbono modifica la estructura y el intervalo de temperaturas de estabilidad de las
fases del hierro. Estas modificaciones están representadas en el diagrama de equilibrio hierro-
carbono (Fe-C) representado en el gráfico inferior.

12. Figura 01: diagrama hierro-carbono
La solución sólida de carbono en hierro γ se denomina austenita (también γ), y en ella
los átomos de carbono se distribuyen en posiciones intersticiales de la red FCC. La
adición de carbono estabiliza la austenita a temperaturas menores que 910ºC, hasta los
723 ºC para un acero con contenido en carbono de 0,77% en masa. Esta composición de
hierro y carbono se denomina eutectoide, y la temperatura correspondiente, temperatura
eutectoide. Por su parte, la solución sólida de carbono en hierro α constituye la
denominada ferrita (también α), con una solubilidad máxima del carbono igual a un
0,02% en masa. En el diagrama de equilibrio Fe-C se observa que, a la temperatura
eutectoide, el grado de enriquecimiento de la austenita es tal que descompone en una
estructura laminar, constituida por ferrita y cementita, denominada perlita. La cementita
(θ), por su parte, es un compuesto intersticial de carácter metálico y de fórmula Fe3C,
que cristaliza en el sistema ortorrómbico.
c. LA TRANSFORMACIÓN BAINITICA
Los aceros y las fundiciones nodulares, en estado bainítico, son familias de aleaciones
de
Fe-C que permiten obtener una amplia gama de propiedades mecánicas. Este hecho ha
incentivado el estudio de la reacción bainítica y sus aplicaciones dirigidas a la

13. sustitución de aceros altamente aleados para la fabricación de componentes de
maquinaria en los que se requiere alta resistencia a la tracción y capacidad de absorber
energía de impacto. [7]. Adicionalmente, las microestructuras bainíticas han encontrado
aplicación en sistemas donde se requiere resistencia al desgaste, ya sea asociado a
fenómenos de rodadura y deslizamiento, como es el caso del contacto rueda-riel. [8].
La microestructura de la bainita consiste enlistones o placas nucleados en los límites de
grano austenítico, al igual que en las transformaciones de fase difusivas. El paquete
bainítico está conformado por listones o placas (subunidades micro-estructurales)
paralelos como se puede observar en la Fig. 1.
Figura 02. Evolución de una pluma bainítica en función del tiempo. [7]
El estudio de la transformación bainítica se ha visto limitado algunas veces debido al
tamaño de las unidades micro-estructurales, ya quela placa observada en el microscopio
óptico esen realidad una pluma bainítica formada por varias subunidades; este tamaño
reducido se debe principalmente a las temperaturas de transformación, que afectan la
difusión del carbono, y a la precipitación de películas de cementita en los límites entre
las subunidades, que impiden su crecimiento. [9].
La complejidad de la micro estructura bainítica ha dado lugar a la existencia de multitud
de terminologías para representar su morfología, lo que ha conducido a cierta
confusión. [10]. Se denomina ferrita bainítica (αb) a la fase ferrita cuando se encuentra
en forma de subunidad de bainita.
Las subunidades de ferrita bainítica pueden contener partículas de cementita en su
interior, que da lugar a la denominada bainita inferior. Si, por el contrario, la ferrita
bainítica está libre de partículas de cementita, la micro estructura bainítica se denomina
bainita superior. La bainita superior se forma a mayores temperaturas quela inferior.
[11].

14. Figura 03. Esquema de bainita superior y bainita inferior [11]
Fuente: Handbook Volume 4: Heat treating, ASM International
d. Revenido de aceros
El revenido se refiere al proceso de rápido enfriamiento de las partes metálicas de un
temple bainitico o solución líquida a temperatura de este tratamiento térmico,
usualmente en el rango de 815 a 870 °C (1500 a 16500°F) para el acero. Aceros
inoxidables y aceros altamente aleados pueden ser revenidos para minimizar la
presencia de carburos en la frontera de grano o para mejorar la distribución de ferrita
pero casi la mayoría de los aceros que incluyen carbono, bajas aleaciones y aceros para
herramientas, son revenidos para producir cantidades controladas de martensita en la
microestructura. El endurecimiento exitoso significa frecuentemente alcanzar la
microestructura requerida, dureza, tenacidad minimizando los esfuerzos residuales, la
distorsión y la posibilidad de agrietamiento.
La selección de un medio para el revenido depende de la dureza de la aleación
particular, el espesor de la sección, la forma de interés y las tasas de enfriamiento
necesarias para alcanzar la microestructura deseada. El medio más común de revenido
son los líquidos o gases. El líquido para revenido comúnmente usado incluye:
 Aceite que puede contener variedad de aditivos.
 Agua.
 Solución de polímeros acuosos.
 Agua que puede contener sal o aditivos cáusticos.
Los fluidos para revenido gaseoso más común son los gases inertes incluyendo helio,
argón y nitrógeno, estos revenidos son usados frecuentemente después del austempering
en vacío.
i. Nociones básicas de revenido y evaluación del revenido.
Básicamente, el objetivo del proceso de revenido es el de enfriar el acero desde la
temperatura austenítica suficientemente rápido para formar las fases micro

15. estructurales deseadas, a veces para formar bainita y frecuentemente martensita. La
función de austempering es controlar la tasa de calor desde la superficie de la parte a
revenir.
ii. Proceso de revenido:
La tasa de extracción del calor por un medio para revenido y la forma en la que se
usa sustancialmente afecta el comportamiento del revenido. Variaciones en los
procedimientos de revenido han resultado en la asignación de nombres específicos a
las técnicas de revenido.
 Revenido directo
 Revenido por tiempo
 Revenido selectivo
 Revenido Spray
 Revenido Fog (neblina)
 Revenido interrumpido
1. El revenido directo
Se refiere al revenido directamente desde la temperatura austenítica y está lejos de
las prácticas comúnmente realizadas. El término revenido directo se usa para
diferenciar este tipo de ciclo de otras prácticas más indirectas que incluyen
carburación, enfriamiento lento, recalentamiento, seguidas del revenido.
2. Revenido por tiempo:
Es usado cuando la tasa de enfriamiento de una parte a revenir requiere ser
abruptamente cambiada durante el ciclo de enfriamiento. El cambio en la tasa de
enfriamiento debe consistir en un incremento o disminución de la tasa de
enfriamiento dependiendo de que se requiera para obtener los resultados deseados.
La práctica usual es disminuir la temperatura de una parte por un medio para
revenido con características que remuevan la mayor cantidad de calor (por ejemplo
agua) hasta que la parte se halla enfriado por debajo de la temperatura “de la nariz
de la curva TTT Time-temperature-transformation” y después debe transferirse a un
segundo medio para revenido (por ejemplo aceite), asi que el enfriamiento es más
lento a través del rango de las temperaturas de la formación de la martensita. En
algunas aplicaciones, el segundo medio debe ser aire o gas inerte. El Revenido por
tiempos es frecuentemente usado para minimizar la distorsión, agrietamiento y los
cambios en las dimensiones.
3. Revenido selectivo:

16. Es usado cuando que ciertas áreas de una parte a revenir no sean afectadas por el
medio para revenido. Esto debe ser alcanzado aislando una área para que el
enfriamiento sea más lento tal que el fluido para revenido tome contacto con ciertas
áreas de la parte que se quiere sean enfriadas más rápidamente.
4. Revenido Spray:
Incluye dirigir corrientes a alta presión de líquido para revenido dentro de áreas de
la pieza del trabajo donde se desea que las tasas de enfriamiento sean mayores. La
tasa de enfriamiento es mayor porque el fluido que cae formado por la alta
intensidad impacta la superficie de la parte y remueve el calor muy efectivamente.
Sin embargo, los spray de baja presión, es preferible con ciertos polímeros para
revenido.
5. Revenido Fog:
Utiliza una fina neblina o liquido disperso en un gas de transporte como agente
enfriador. A pesar de ser similar al revenido por Spray, produce menores tasas de
enfriamiento porque es relativamente bajo el líquido contenido en el flujo.
6. Revenido interrumpido:
Se refiere al enfriamiento rápido del metal desde la temperatura austenítica al punto
encima de 𝑀𝑠 el cual se mantiene por un periodo específico de tiempo, seguido por
el enfriamiento en aire. Hay tres tipos de revenido interrumpido: austempering,
martempering, y revenido isotérmico. La temperatura a la cual el revenido es
interrumpido, la cantidad de tiempo que el acero es mantenido a una temperatura, y
la tasa de enfriamiento puede variar dependiendo del tipo de acero y el espesor de la
pieza de trabajo.

17. Revenido convencional y proceso de recocido que usa aceite, agua o polímeros para el
revenido.
7. Austempering:
Consiste en el enfriamiento rápido de una parte metálica desde la temperatura
austenítica hasta acerca de 230 a 400°C (450 a 750°F), dependiendo de las
características de la transformación de un acero particular, manteniendo a una
temperatura permitiendo una transformación isotérmica, seguida por enfriamiento
por aire.
El austempering es aplicable a la mayoría de aleaciones de aceros al carbono medios
y aceros aleados. Los aceros de baja aleación están usualmente restringidos a 9.5
mm o secciones más delgadas, mientras los aceros que puedan adquirir mayor
dureza pueden pasar por un austempering con secciones superiores a los 50 mm de
espesor.
Los baños de sal derretida son usualmente las aplicaciones más prácticas de
austempering. Los aceites han sido desarrollado tal que son suficientes en algunos
casos, pero las sales derretidas poseen mejores propiedades de transferencia de calor
y eliminan el riesgo de incendios.
Austempering, que usa sal para el revenido
Ventajas:
 Incrementa la ductibilidad, tenacidad, a determinada dureza.
 Reduce la distorsión lo que disminuye el tiempo de maquinado.

18. El acero puede someterse austempering siendo:
 Calentado a una temperatura dentro del rango de 790 a 915°C (1450 a 1675°F)
 Revenido en un baño que se mantiene a una temperatura constante, usualmente
en el rango de 260 a 400°C (500 a 750°F).
 Permitiendo la transformación isotérmica a bainita en este baño.
 Enfriado a temperatura ambiente.
El proceso es descrito en detalle por inventrotes como E.S. Davenport y E.C. Bain
con la patente 1,924,099.
Comparación entre el recocido convencional y el austempering
Aceros para austempering
La selección de aceros para austempering debe basarse en las transformaciones
características como indican los diagramas de tiempo-temperatura-transformación
(TTT). Tres importantes consideraciones son:
 La localización de la nariz de la curva TTT y la velocidad de revenido a utilizar.
 El tiempo requerido para la transformación completa de austenita a bainita y la
temperatura de austempering.
 La localización del punto 𝑀 𝑆.
8. Marquenching:
El marquenching (proceso de martempering) es similar al austempering en que la
pieza es revenida rápidamente desde el rango de temperaturas austeníticas en un
baño agitado que tiene una temperatura cercano a 𝑀 𝑆. Se diferencia del
austempering en que la pieza de trabajo permanece a una temperatura solo el tiempo
suficiente para que la temperatura se iguale en toda la pieza de trabajo. Cuando la
temperatura alcance el equilibrio, antes de que la transformación empiece, la pieza
es removida del baño de sal y es enfriada con aire a temperatura ambiente. Los

19. aceites son usados con éxito para el marquenching, pero la sal derretida es
usualmente preferida por sus mejores propiedades de transferencia de calor.
El enfriamiento desde un baño de marquenching a la temperatura ambiente es
usualmente llevado a cabo usando aire. Los endurecimientos más profundos en los
aceros son susceptibles a agrietamiento mientras ocurre la formación de la
martensita si la tasa de enfriamiento es muy rápida. Aceros aleados carburizados,
que tienen un centro suave, son insensibles al agrietamiento durante la formación de
la martensita, y la tasa de enfriamiento desde 𝑀 𝑆 no es crítica.
El Marquenching no retira la necesidad subsecuente del recocido. La estructura del
metal es en esencia la misma que se forma durante el revenido.
Ventajas: La ventaja del martempering reside en la reducción del gradiente térmico
entre la superficie y el centro de una parte a revenir hasta una temperatura
isotérmica y es enfriada con aire a temperatura ambiente. Los esfuerzos residuales
desarrollados durante el martempering son menores que aquellos desarrollados
durante el revenido convencional porque las mayores variaciones térmicas ocurren
cuando el acero está en la condición austenítica que es relativamente plástica y
porque la transformación final y los cambios térmicos ocurren a través de la parte
casi al mismo tiempo. El Martempering también reduce o elimina la susceptibilidad
al agrietamiento.
Otra ventaja del martempering en sal derretida es el control de la superficie
carburada o sin carburo. Cuando el baño austenítico es sal neutral y es controlada
por la adición de gas metano o rectificadores adecuados para mantener su
neutralidad, partes son protegidas con un recubrimiento residual de sal neutral hasta
que se sumerja en el baño de marquench.
A pesar de que el martempering es usado fundamentalmente para minimizar la
distorsión, elimina el agrietamiento y minimiza los esfuerzos residuales, también
reduce el problema de contaminación y riesgo de incendios tanto como se use sales
de nitrato-nitrito en vez de aceites para martempering.
Marquenching que usa sal o aceite caliente para el revenido

20. 9. Revenido isotérmico:
Es algo similar al austempering en el que el acero es rápidamente enfriado desde el
rango de temperatura entre ferrita y perlita hasta justo encima de 𝑀 𝑆. Sin embargo,
el revenido isotérmico difiere del austempering en que se emplean dos baños.
Después del primer revenido, y antes de la que la transformación tenga tiempo de
empezar, la pieza de trabajo es transferida a un segundo baño y a una temperatura
algo más grande donde se transfiere isotérmicamente, seguido de un enfriamiento
con aire.
Medios de revenido para austempering:
La sal derretida es el medio más comúnmente usado en el austempering porque:
- Transfiere calor rápidamente.
- Virtualmente elimina el problema de una barrera en la fase de vapor durante la etapa
inicial del revenido.
- Su viscosidad es uniforme en un rango amplio de temperatura.
- Su viscosidad es menor para temperaturas de austempering (cerca de la temperatura
del agua a temperatura ambiente).
- Permanece estable a temperaturas de trabajo y es completamente soluble en agua,
así facilita las subsecuentes operaciones de limpieza.
- La sal puede ser fácilmente recuperable de las aguas del lavado por evaporación.
La siguiente tabla muestra la composición y características de las sales usadas para
austempering
Highrange Wide range
Nitratode sodio,% 45-55 0-25
Nitratode potasio,% 45-55 45-55

21. Nitritode Sodio,% … 25-55
Puntode fusión(aprox.) °C 220 150-165
Rango de temperatura
de trabajo,°C 260-595 175-540
8. Materiales y métodos:
a. Material de estudio:
El acero en estudio tiene como norma americana AISI 52100, cuyos equivalentes
son los que se muestran en la tabla:
b. CARATERISTICAS:
El acero AISI 52100 Se utiliza en fabricación de engranes, piñones, árboles de
levas, moldes para la industria del plástico, mordazas, coronas y satélites entre
otros.
c. COMPOSICIÓN QUÍMICA:
La composición del acero AISI 52100 se expresa en determinados rangos
proporcionados por los fabricantes de aceros. La tabla siguiente ofrece la
composición:
Composición química Acero AISI 52100 []
d. PROPIEDADES MECANICAS ESTIMADAS:
La tabla siguiente muestra las propiedades físicas fundamentales del acero AISI
52100.
Carbono C 0.95-1.10%
Cromo Cr 1.30-1.60
Manganeso Mn 0.25% máx
Silicio Si 0.15-0.30
Fosforo P 0.03% máx
Sulfuro S 0.025% máx

22. Propiedades mecánicas mínimas para el AISI 52100 []
III.1.4.Microestructura del acero AISI 8620 al usuario en el estado de normalizado,
con la finalidad de que este acero pueda tratarse térmica o termoquímicamente y
adaptarlo a las propiedades de uso y aplicaciones que se deseen obtener. No sucede
lo mismo con los aceros estructurales que lo entregan en estado bonificado, o lo que
es lo mismo con tratamiento de temple-revenido previo listo para ser usado.
La microestructura inicial o de partida del acero en estudio la podemos observar de
la figura III.1.
e. Equipos, instrumentos de medición y materiales consumibles.
 Fresadora universal TOS para preparación de probetas.
 Cepillo de codo Furlanetto y rectificadora plana, para precisar el maquinado de
probetas.
 Rectificadora plana para el pulido de probetas antes de la toma de ensayos de
dureza.
 Horno eléctrico digital Thermolyne, (esto no)
 Horno de sales usado en el tratamiento de austemperado.
 Durómetro digital IDENTEC, en escala HRC, con 150 Kg de carga y cono de
diamante de 120°.
 Máquina de ensayos Charpy para medir resistencia al impacto.
 Microscópio Leica DMILM, 50X-1000X, para análisis metalográfico.
 Lijas al agua grado 180, 240, 400, 600, 1000, 2000.
 Alumina: 5μ; 3μ; 0,3 μ; 0,1μ.
 Paños de pana.
 Reactivo Nital al 3%
 Reactivo Vilella
 Alcohol.
9. Diseño experimental:
a. Variables de estudio:
- Variables independientes.
Dureza 60-67 HRC
Densidad 0.283 libs/in3
Tensión última 325000 psi
Esfuerzo de fluencia 295000 psi

23. Temperatura de revenido ()
Temperatura de Austempering ()
Tiempo de austempering ()
- Variables dependientes o de respuesta
Dureza superficial
Resistencia al impacto
Microestructura
- Variables no controlables:
Temperatura ambiente.
Humedad relativa.
Presión atmosférica
Otros.
10. Procedimiento experimental
a. Preparación de probetas
Se partirá de planchas de acero de ## pulgadas de espesor de acero AISI 8620 en
estado de suministro. Luego se fabricaran todas las probetas según norma ASTM.
Según el esquema de variables el número de probetas calculadas será:
X1: T° DE REVENIDO
X2: T° DE AUSTEMPERING
ACERO AISI 52100
TEMPLE BAINITICO
VARIABLES NO CONTROLABLES
X3: TIEMPO DE AUSTEMPERING
DUREZA
RESISTENCIA AL IMPACTO
MICROESTRUCTURA

24. Para el temple×= (probetas sin repetición).
Para el revenido ×= (probetas sin repetición).
Considerando dos repeticiones por experimento tenemos:
N° total de probetas: (+) ×= (probetas en total).
b. Revenido:
Las muestras se templaron con aceite hasta llegar a la temperatura ambiente, luego
se les hizo un revenido a las temperaturas de 350-400°C durante 1 hora. Estas
temperaturas fueron seleccionadas tomando en cuenta el gráfico de revenido de este
acero cementado que se observa en la figura III.10
c. Austemperado:
El Austempering por ser un tratamiento isotérmico, tiene que garantizar que la
temperatura de tratamiento permanezca constate durante todo el proceso. Por esta
razón se rodea la pieza con un baño de sales fundidas. Estas sales tienen la
propiedad de fundirse a bajas temperaturas, lo que hace que la pieza siempre esté
rodeada de líquido a una misma temperatura transmitiendo su calor a la pieza.
Expondremos 4 razones adicionales de las ventajas de esto baños.
Transfieren calor rápidamente
Virtualmente eliminan el problema de la fase vapor que se produce en un temple
normal.
Su viscosidad es uniforme sobre un amplio rango de temperaturas.
Permanece estable a las temperaturas de operación de tratamiento.
Según lo anterior se seleccionó un baño de sales de nitrato de sodio y potasio con la
siguiente composición:
Nitrato de sodio: 45%, nitrato de potasio 55%
Punto de fusión: aprox. 220°C
d. Selección de las temperaturas de austempering
Las temperaturas se seleccionaron en base al diagrama
La temperatura 𝑀𝑠 puede hallarse también como sigue:

25. 𝑀𝑠 = 538 − (361× %𝑪) − (39 × %𝑴𝒏) − (19 × %𝑵𝒊) − (39 × %𝑪𝒓)
REFERENCIAS:
[1] Mauricio Alejandro Sierra Cetina, Obtención y evaluación de las propiedades
mecánicas del acero bainíticos Fe-0.32C-1.45Si-1.97Mn-1.26Cr-0.26Mo-0.10V
aleado con Boro, 2011.
[2] Schaeffler Technologies, Materials for Rolling Bearing Technology. 2013. P. 2
[3] H. Burrier, ASM Handbook, Properties and Selection of Iron Steels and High
Performance Alloys, 1987 p. 380-388,
[4] Akbasoglu F.C. and Edmonds D.V., Rolling contact fatigue and fatigue crack
propagation in 1C-1.5Cr bearing steel in the bainitic condition, Metallurgical and
Materials Transactions A, vol.21, 1990, pp.889-893.
[5] Beswick, J.M., Fracture and fatigue crack propagation properties of hardened
52100 steel, Metallurgical and Materials Transactions A, vol.20, 1989, pp.1961-
1973.
[6] Basu A., Chakraborty J., Shariff S.M., Padmanabham G., Joshi S.V.,
Sundararajan G., Dutta Majumdara J. and I. Manna, Laser surface hardening of
austempered (bainitic) ball bearing steel, Scripta Materialia, vol.56,2007 pp.887-
890.

26. [7] H.K.D.H. Bhadeshia. Bainite in Steels: Transformations, Microstructure and
Properties, The Instituteof Materials, 1992, pp 16-199.
[8] C.C. Viáfara, M.I. Castro, J.M. Vélez y A. Toro. Unlubricated Sliding Wear of
Pearlitic and Bainitic Steels, Wear, 2005, pp, 259, 411-416.
[9] F.B. Pickering. The estructure and Properties ofBainite in Steels, Symposium:
Transformation and Hardenability in Steels, 1967.
[10] Bramfitt B L, Speer J G. Steels Alloys with Lower Bainite Microstructures for
Use in Railroad Carsand Track. Federal Railroad Administration. 2002.
[11] Mauricio Alejandro Sierra Cetina. Obtencióny evaluación de las propiedades
mecánicas del acero bainítico Fe-0.32C-1.45Si- 1.97Mn-1.26Cr-0.26Mo-0.10V
aleado con Boro. BOGOTÁ, D.C. 2011.
[12] Handbook Volume 4: Heat treating, ASM International