Ejercicios Resueltos Sistema Hierro-Carbono

En el diagrama de equilibrio o de fases hierro-carbono (Fe-C) se representan las transformaciones que sufren los aceros al carbono con la temperatura, admitiendo que el calentamiento (o enfriamiento) de la mezcla se realiza muy lentamente de modo que los procesos de difusión (homogeneización) tengan tiempo para completarse.

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

3. P1/ Problema A
Sean:
C
pe: cementita primaria o proeutéctica
C
e: cementita eutéctica
C’
pe: cementita secundaria o proeutectoide
p: perlita
C’
e: cementita eutectoide o que forma parte de la perlita
C
V: cementita terciaria o vermicular
C
T: cementita total
F
pe: ferrita proeutectoide
F
e: ferrita eutectoide

Se pide:
1°- Determinar los porcentajes en peso de estos valores en una aleación férrea, binaria, de 3.5 % de carbono.
2°- Curva de solidificación y enfriamiento de equilibrio (T, t) de una aleación 0.45 % de carbono, hasta la temperatura ambiente, señalando
sobre dicha curva las temperaturas en que se rompe el equilibrio, y las fases presentes a esas temperaturas.
3°- Después de un normalizado, la estructura de ese acero de 0.45 % de carbono, resultó ser 100 % perlítica. Determinar el porcentaje de
ferrita que tiene esa perlita diluida.
4°- Comparando el acero de 0.45 % C con la aleación del apartado 1° y 2° -de 3.5 %C- señalar, razonadamente, cuál de estas dos aleaciones es
más propensa al agrietamiento por temple en agua.
5°- Comparando dos piezas iguales de aceros de 0.45 % C -uno aleado y otro no- indicar, razonándolo, cuál de las dos presentará más austenita
residual tras temple en aceite.
6°- ¿Cuál es la temperatura límite, más alta, a la que puede efectuarse un revenido del acero no aleado de 0.45 % de carbono?
7°- Justificar por qué - o por qué no- es necesario austenizar un acero, por ejemplo, de 0.1 %C, si se desea incrementar periféricamente su
contenido en carbono mediante una adecuada atmósfera carburante.
8°- Contenido máximo de carbono que podría llegar a alcanzar la austenita a 930 ºC en esa atmósfera carburante.

4. 3.5 %C
T´
e
T
e
L(4.3 %C)  (0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C)
1.-Determinar el contenido, de los microconstituyentes de la derecha, en una aleación Fe-3.5 %C.
Sean:
C
pe: cementita primaria o proeutéctica
C
e: cementita eutéctica
C’
pe: cementita secundaria o proeutectoide
p: perlita
C’
e: cementita eutectoide o que forma parte de la perlita
C
V: cementita terciaria o vermicular
C
T: cementita total
F
pe: ferrita proeutectoide
F
e: ferrita eutectoide
Reacción eutéctica
C’
pe: es la que precipita al bajar la solubilidad del C en la fase  al bajar la temperatura, entre T’
e y T
e
Por otro lado se verifica que: C
T= Te+ = C
e+C’
pe:, es decir: 46.27 = 30.5 + C’
pe , luego C’
pe = 15.77 %
C’
pe = 15.77 %
C
pe = 0 %
C
e = 30.5 %
C
pe: es la que precipita a partir del líquido, en este caso C
pe = 0, ya que lo que aparece es γ primaria
(Fundición hipoeutéctica).
C
e: es la que aparece fruto de la reacción eutéctica. Se calcula en el
segmento eutéctico, mediante la regla de los segmentos inversos
e
C 
%C  2.11
100 
3.5  2.11
100  30.5 %
6.67  2.11 6.67  2.11
C
(TTe)

%C  0.77
100 
3.5  0.77
100  46.27 %
6.67  0.77 6.67  0.77

5. T
C 
3.5  0.003
100  52.45 %
6.67  0.003
C
T Te

3.5  0.0218
100  52.32 %
6.67  0.0218
C’
e = 6.05 %
C
V: es la que precipita por descenso de la solubilidad del carbono en  al bajar la
temperatura, sabiendo que a temperatura ambiente, el máximo de solubilidad en la fase α
es de 0.003% de C.
C = C – C
V T T=Te- C
V = 52.45– 52.32= 0.13 %
C
V = 0.13 %
(0.77 %C)  (0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C)
C’
e: es la que hay en la perlita:
C
L: cementita libre (la que no forma parte de la perlita).
Toda la generada hasta 727 ºC, es decir: C
L = C
pe+ C
e+ C’
pe= 0 + 30.5 + 15.77= 46.27 %
O bien:
C
L = C
T-C
PERLITA = 52.45 – (C’
e – C
V) = 52.45 – (6.05 + 0.13) = 52.45 – 6.18 = 46.27 %
C
T Te

3.5  0.0218
100  52.32 %
6.67  0.0218
C
T=Te- = C’
e + C
e+ C’
pe
52.32 = C’
e + 30.5+ 15.77
Perlita EUT e
C  C
'
 (% perlita)x(Cementita ) 
6.67  3.5
100
0.77  0.0218
 6.05 %
6.67  0.77 6.67  0.0218
3.5 %C
C
T = 52.45 %
P= Ligeramente por debajo de 727º C
hay perlita [(α+Fe
3C)+Fe
3C] donde la
perlita es el  residual de antes.
P = 100-C
T(727 ºC-) = 100 – 46.27 = 53.73
Reacción eutectoide
P(  ) 
6.67  %C
100 
6.67  3.5
100  53.73 %
0.77
6.67  0.77 6.67  0.77

6. C
pe: cementita primaria o proeutéctica
C
e: cementita eutéctica
C’
pe: cementita secundaria o proeutectoide
P: perlita
C’
e: cementita eutectoide o que forma parte de la perlita
C
V: cementita terciaria o vermicular
C
T: cementita total
F
pe: ferrita proeutectoide
F
e: ferrita eutectoide
Reacción eutectoide
(0.77 %C)  (0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C)
F
pe: Al tener el acero un contenido en carbono mayor de 0.77 % (C>0.77 %)
no aparece ferrita proeutectoide, por lo que F
pe = 0
F
e: es la que aparece fruto de la reacción eutectoide. Se calcula en el
segmento eutéctico, mediante la regla de los segmentos inversos
e EUTECTOIDE
F  F 
6.67  3.5
100  47.68 %
6.67  0.0218
3.5 %C
Ferrita total = F
T →
6.67  3.5
F
T

6.67  0.003
100  47.55 %

7. 
727 ºC



PRO (0.0218 %C)


EXPULSA C



1 [%C<0.0218] +
Fe
3C
Fe
3C Fe
3C +
= CEMENTITA TERCIARIA
(LA QUE PRECIPITA POR DESCENSO DE LA SOLUBILIDAD
DEL C EN LA FASE  AL BAJAR LA TEMPERATURA)
Fe
3C = CEMENTITA VERMICULAR

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

9. 2°- Curva de solidificación y enfriamiento de equilibrio (T, t) de una aleación 0.45 % de carbono, hasta la temperatura ambiente, señalando
sobre dicha curva las temperaturas en que se rompe el equilibrio, y las fases presentes a esas temperaturas.
F+L = C+1 (presión constante), C = 2
(Fe, C), luego:
F + L = 3
Por le Chatelier – Brown la aparición de una nueva
fase en el sistema produce desprendimiento de
calor, dando lugar a un cambio de concavidad.
Reacción eutectoide
(0.77 %C)  (0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C)
1493 ºC
 (0.17 % C)  Liq(0.53 % C)  (0.09 % C) 
Reacción peritéctica

10. C=0.45 %
T
i 1495 1538 1495

0.53  0 0.53  0.45
1
1495
T
i=1499 ºC
Tf
T
f
1148
1495 1148

2.11 0.17 2.11 0.45
T
f=1442 ºC
0.45 %
T
i
Intervalo de solidificación =I
S=
= T
i – T
f = 1499 – 1442 = 57 ºC
La temperatura A
3 es:
A
3
 727 912  727

0.77  0 0.77  0.45
A
3=804 ºC
A
3
Las temperaturas en que se rompe el equilibrio son:

11. 3°- Después de un normalizado, la estructura de ese acero de 0.45 % de carbono, resultó ser 100 % perlítica. Determinar el porcentaje de
ferrita que tiene esa perlita diluida.
(0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C)
El normalizado consiste en austenizar el acero de 0.45 % C [Calentando por encima de A
3 (804 ºC en este caso)] y enfriar al aire.
La velocidad de enfriamiento al aire es mayor que la velocidad de enfriamiento de equilibrio → Modificaciones en el diagrama Fe-C
Reacción eutectoide
 (0.77 %C) 
PERLITA
100 % Perlita  (0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C)
100
0.45
% C acero
% C perlita diluida
% C Perlita diluida
% perlita transformada tras normalizado

1   % C Perlita diluida  0.45 %
1
1
La composición del eutectoide coincide con el % C del acero
(% perlita diluida)  100 
0.45  0.0218
100  C  0.45 %
C  0.0218
T
E
  E
0.45
C
e (%C PERLITA)
0.45 %C
% ferrita % perlita diluida
(%
PERLITICO
)  (Tanto por uno perlita) 
PERLITA  
 1x
6.67  0.45
100  93.56 %
6.67  0.0218
C
0
0.0218
 
e e
C
0 % perlita
100
Si se sup one C
0
, C
e
C
0
 0.0218
% perlita 
C
0.0218  
C
100 
 0.0218
NOTA

12. VELOCIDADES DE ENFRIAMIENTO MAYORES DE LA DE EQUILIBRIO
velocidad:
v
1→f
w(perlita-proeutectoide) = OA/Ae
v
2→f
w(perlita-proeutectoide) = OA/Ae´
v
3→f
w(perlita-proeutectoide) = OA/Ae´´
Ae >Ae´>Ae´´, luego
↑ v
enfriamiento  ↑ f
w(perlita)
Al desplazarse hacia la izquierda el punto e (→e’→e’ ) aumenta f
w(perlita)
luego:
La carga de rotura de un acero ferritoperlítico es aproximadamente:
R
m(acero) = 300 f
w(α)+800 f
w(p) R
m(acero) ↑ cuando aumenta f
w(p)
f
w(α)+ f
w(p)=1 ↑ v
enfriamiento  ↑ f
w(p)  ↑ R
m(acero)
↑ v
enfriamiento  ↓ d
α(tamaño de grano ferrita proeutectoide)  ↑ R
e (↑σ
y)
Comparando dos muestras de un mismo acero, calentadas ambas hasta idéntica temperatura de austenización —enfriada
una de ellas con enfriamiento de equilibrio y la otra con enfriamiento ligeramente más rápido—,
LA CANTIDAD DE PERLITA OBSERVADA A LA TEMPERATURA AMBIENTE ES MAYOR EN EL SEGUNDO CASO.
En general, un aumento de la velocidad de enfriamiento (v
3>v
2>v
1) -siempre que ésta origine ferrita proeutectoide y perlita
como constituyentes- se traduce en una disminución de la temperatura A
3r. Ello se debe a que la formación de ferrita
proeutectoide durante el enfriamiento se realiza por un proceso de nucleación y crecimiento.
Al aumentar la velocidad de enfriamiento continuo de la austenita para un acero con C
1 % de carbono (< 0.77 %), disminuye
la temperatura a la que comienza la formación de ferrita: T
1 para velocidad v
1, T
2 para la velocidad v
2, etc. Además, puede
decirse que el tamaño crítico del núcleo de ferrita disminuye con la velocidad de enfriamiento. Por consiguiente, el grano
de ferrita proeutectoide será más fino si el enfriamiento es más rápido. Las líneas de transformación en el diagrama Fe-C
quedarán modificadas para velocidades de enfriamiento creciente. El punto eutectoide para la velocidad de enfriamiento v
1
corresponderá a la temperatura y composición de E
1. Análogamente, para la velocidad v
2 el punto eutectoide será E
2, para v
3
será E
3, etc. Una vez transformada la austenita C
1, la relación perlita/ferrita es mayor cuando las velocidades de enfriamiento
han sido más rápidas.
El aumento de la velocidad de enfriamiento también hace que baje A
1 y A
cm sigue su tendencia. Al descender el punto e
(eutectoide), baja también el valor de la temperatura T
e, bajando el %C.
Estudiemos la fracción de perlita proeutectoide en función del aumento de
Al ir aumentando la velocidad de enfriamiento
aumenta el número de núcleos y el tamaño de
grano será más fino (menos grosero)
v
1
v
2
v
3
v
1
v
2
v
3
T
1
T
2
T
3

13. Podría objetarse que la perlita, por ser más diluida (menos rica en carbono para velocidades crecientes) no
presentará una carga de rotura de 800 MPa; pero dado que el aumento de velocidad, disminuye el espaciado S
0
entre láminas de ferrita y cementita, aquélla -aunque empobrecida en C- llega a tener cargas de rotura
superiores a 800 MPa. Luego al aumentar la velocidad de enfriamiento, v
ENF, la perlita aparece diluida ↑ R
m (p) y
aumenta la tenacidad. La ferrita de la perlita en el caso de un aumento de la velocidad es mayor que en el
equilibrio.
Por tanto, crece el α perlitico con la velocidad de enfriamiento
Si hay una grieta en el bastón de Fe
3C, la vibración se amortigua  la perlita
diluida es más tenaz. La fase acolcha los bastones de cementita
Luego S
0´> S
0, aumenta a expensas solo de la ferrita.
Factor de dilución, f
D
0
;
0
;
S S´
t t
f
D
 f
D´
 f
D´
 f
D
; t  t´
VELOCIDADES DE ENFRIAMIENTO MAYORES DE LA DE EQUILIBRIO

´
eq eq e'
6.67  C
e'
) 
OA
) 
OA 6.67  0.77
100; ya que C  0.77 %; Ae  Ae'
Ae ' 6.67  0.0218 Ae 6.67  0.0218
 perlitica(v  v 100   perlitica(v  v
Otra forma de explicarlo (Partiendo del mismo C inicial,

T=Cte y Fe
3C = Cte, con independencia de la velocidad de enfriamiento):
Al aumentar la velocidad de enfriamiento , sube f
v(perlita), luego disminuye el
contenido en ferrita proeutectoide [ fv(-pro)]
Baja la cantidad de α–proeutectoide  Sube la cantidad de α–eutectoide (el de
la perlita). La cementita se mantiene constante  La perlita se diluye. Debido
al trasvase de α–proeutectoide que se produce al interior de las láminas de la
perlita
3 v v e v 3 e v  f (  pro)  f ( )  f (Fe C)  Cte; f (  pro)   f ( ) f (Fe C)   Cte;
 v e v e 
a
T
 Cte
f
v (  pro)  f
v ( perlita)  Cte
y Fe
3
C  Cte
f
v (  pro)  y f
v ( )
e  para mantener
igualdad : f
v (  pro)  f
v (  eutectoide)  k´
t’’
S’’
0 (v>v
eq)
S’’
0<S
0
3 3
Fe
3C
Fe
3C
D(equi)
S
f
t A
S´
t
A  A
 6.67  0.0218

0
   f Fe C  f Fe C    8.9

v     

0.77  0.0218
6.67  0.0218
f
D(inequi)

0
  f
D(equi)
ya que :C
e  0.77
C
e  0.0218
Perlita diluida

14. VELOCIDADES DE ENFRIAMIENTO MAYORES DE LA DE EQUILIBRIO
Cuando el diámetro de grano austenítico es grande, las rápidas velocidades de enfriamiento v
3 acentúan la formación de estructuras Widmanstätten. El crecimiento
de un cristal de ferrita depende, en parte, de la velocidad de desprendimiento del calor latente de la transformación   , y en parte de la velocidad de cesión del C
en exceso desde la ferrita formada.
El cristal de ferrita sólo adoptará la forma poliédrica si las velocidades de evacuación del calor desprendido y del C en exceso son suficientes. Cuando la velocidad de
enfriamiento - y por consiguiente, la velocidad de transformación- aumenta, la cantidad de calor latente que debe ser cedido por unidad de tiempo a través de la
intercara ferrita-austenita, también aumenta. El que crezcan las puntas y las aristas de los cristales de ferrita permite que el calor pueda desprenderse en múltiples
direcciones; ya que el crecimiento paralelo a sí mismo de un elemento de superficie plano sólo permitiría el desprendimiento de calor en la dirección perpendicular a
dicho elemento.
La difusión del C se realiza con mayor dificultad a medida que la transformación progresa, porque el C se acumula en la austenita inmediatamente contigua a la ferrita
formada. La formación de agujas de ferrita facilita también la expulsión y difusión del C en múltiples direcciones llegando a enriquecer en C zonas centrales del grano
sin precisar para ello grandes recorridos de los átomos del C.

Existe una velocidad crítica (v
c*) cuando el tamaño de grano es grande las rápidas velocidades de enfriamiento acentúan la
formación de estructuras Widmastatten (la ferrita se desarrolla en hábitos aciculares). Como las velocidades de
enfriamiento al aire en aceros binarios es mayor que las de equilibrio, es frecuente encontrar α acicular en aceros en
estado bruto de moldeo, aceros en estado bruto de laminación o forja, en cordones de soldadura

Por difracción de Rayos X podemos ver los planos (111) y (110), ya que la ferrita acicular tiene un hábito de
crecimiento de forma que:
(111) γ// (110)α →Como la velocidad de difusión del C es mayor en direcciones paralelas a los planos (111)
de la fase γ, las agujas de α crecen preferencialmente de modo que sus planos (110) coinciden con los (111)
de γ.
La estructura acicular (estructuras Widmanstätten) no es conveniente porque tiene efecto de entalla y es una estructura muy desfavorable desde
el punto de vista industrial por las bajas propiedades mecánicas que confiere al acero, concretamente su baja tenacidad. Hay que hacer un
normalizado para hacer desaparecer la morfología acicular de la fase α.
Si la velocidad de enfriamiento es aun mayor, la fase γ se transforma en otros constituyentes (perlita fina, bainita o martensita)
Por aumento de la velocidad de enfriamiento es imposible que un acero hipereutectoide se transforme en hipoeutectoide.

15. Las temperaturas a las que se presenta la transformación eutectoide y los contenidos en C de la austenita eutectoide Fe-C- Mn
varían en el sentido señalado por las curvas debidas a Bain. Y dado que el punto eutectoide presenta menores contenidos en
carbono y menores temperaturas, cuando el tanto por ciento de Mn [o de Ni] crece, se deriva de ello entre otras, la siguiente
consecuencia micrográfica:

Para porcentajes en gammágenos que no impidan la transformación eutectoide a temperaturas superiores a la ambiental, la
estructura micrográfica de un acero hipoeutectoide normalizado (es decir, enfriado al aire desde el estado austenítico)
seguirá siendo de ferrita y perlita. La disminución de A
3 origina un AFINO DE GRANO DE LA FERRITA PROEUTECTOIDE y, por
otro lado, para igual contenido en carbono, la proporción de perlita varía en el mismo sentido que el manganeso: aumenta
cuando el % de Mn es mayor.
Influencia de la
concentración de varios
elementos aleantes γ–genos
y -genos sobre la
temperatura y composición (
% C en peso) eutectoide del
acero
Mn
PRESENCIA DEL ELEMEnTO DE ALEACIÓN Mn

16. ELEMENTOS GAMÁGENOS / IMPLICACIONES TECNOLOGICAS
1.- Si el punto eutectoide (E) se desplaza hacia la izquierda, se tiene
que aumenta el % de perlita, quedando diluida (menos rica en
carbono para contenidos crecientes en Mn). Aumenta la carga de
rotura del acero.
La carga de rotura de un acero hipoeutectoide con estructura ferrito-
perlítica puede estimarse que es, aproximadamente, igual a la suma de dos
productos: % de ferrita multiplicado por la carga de rotura de la ferrita
aleada, y % de perlita multiplicado por la carga de rotura de ésta [Carga de
rotura de la perlita (800 MPa > Carga rotura ferrita (300 Mpa)]. Y puesto que
al aumentar en Mn aumenta, al menos, el % de perlita, la carga de rotura del
acero será más elevada que la del acero sin manganeso (Por otra parte, al
entrar el Mn en solución sólida en la ferrita, aumenta también la carga de
rotura de la ferrita proeutectoide).
 Mn  % perlita (P)  f
v (P)  Rm (ac)
2.- La perlita resulta diluida  El acero se hace más tenaz

3.- La presencia de Mn da lugar a la disminución de A
3, que origina un afino de grano de la ferrita
proeutectoide. Produce algo similar al aumento de la velocidad de enfriamiento. Con el afino de grano (d
α)
mejora el límite elástico. Además hay distorsión de las celdas, lo que hace que también aumente el límite
elástico por solución sólida.
↑ Mn  ↓ d
α(tamaño de grano ferrita proeutectoide)  ↑ R
e (↑σ
y)

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

18. 4°- Comparando el acero de 0.45 % C con la aleación del apartado 1° -de 3.5 %C- señalar, razonadamente, cuál de estas dos aleaciones es más
propensa al agrietamiento por temple en agua.
La agrietabilidad por temple aumenta cuando disminuye la temperatura de transformación
martensítica (M
S). Cuanto mas aleado es el acero menor es esta temperatura. Por lo tanto la
fundición de 3.5 % C está mas aleada (el C es un aleante) luego tiene menor M
s y, por tanto,
es la que tiene mayor susceptibilidad al agrietamiento.
↓M
s  ↑Agrietabilidad
↑ Aleado  ↓ M
s  Mayor salto térmico  ↑Agrietabilidad
Steven, corregida por Irving
M
S (C)  561 474% C  33% Mn17% Ni17% Cr  21(%Mo) 11% W 11% Si
Si no hay elementos de aleación, aparte del carbono:
M
S (C)  561 474 % C   M
S (C) dis min uye linealmente con el contenido en C
Cuando en la periferia se forma martensita -y aumenta el volumen de esa zona- el núcleo, en cambio, sigue
siendo austenítico. En ese caso las tensiones a que se ve sometido el núcleo de la pieza como resultado de la
dilatación de la periferia se absorben a modo de deformación plástica del núcleo. Pero cuando llega el
momento de la transformación de austenita a martensita en el núcleo, las zonas externas -ya martensíticas-
están a temperaturas más bajas y tienen poca plasticidad.

Así cuando el núcleo se transforma en martensita, también con aumento de volumen, las zonas periféricas,
martensíticas y poco plásticas, ejercen una acción a modo de "zuncho" sobre el núcleo. La dilatación del
núcleo puede llegar a producir, por rotura de ese zunchado periférico, la aparición de grietas (a lo largo de las
generatrices del redondo si se trata de una pieza cilíndrica).

Cuanto menor sea la temperatura M
s del acero menor será la plasticidad de la martensita periférica al llegar
el momento en que el núcleo se transforme en martensita y aumente de volumen. Esa escasa plasticidad de
la periferia martensítica favorecerá la posibilidad de que se formen grietas en ese momento.

19. 5°- Comparando dos piezas iguales de aceros de 0.45 % C -uno aleado y otro no- indicar, razonándolo, cuál de las dos presentará más austenita
residual tras temple en aceite.
%  residual  V =e
0.011M
S  T
m 
a
T
m = Temperatura final del medio (temperatura de enfriamiento instantánea).
M
s-T
m = Salto térmico que provee la energía refrigerante para poder vencer el avance
de las agujas de martensita (así las agujas pueden progresar verificando la
transformación martensítica).

Menos aleado  Mayor M
s  Mayor salto térmico (ST) necesario para llevar a cabo la transformación de la Austenita →Martensita  Menor
% de austenita residual.
NOTA: el temple en aceite es menos severo que en agua, pero más que en el aire. En este, el gradiente de temperatura periferia-núcleo de la
pieza durante el enfriamiento será menor que en agua y por tanto el riesgo de agrietamiento sería menor. El temple en medios menos severos
(T
m), para un mismo acero (M
s = Cte) conlleva mayor cantidad de austenita residual, ya que ST = M
s-T
m disminuye su valor.
La presencia de los elementos de aleación tiene varios efectos perniciosos para la presencia de  retenida:
(1).- Los elementos de aleación hacen más refractaria a la austenita e impiden la transformación martensítica (Mayor austenita residual) (2).-
Pueden hacer que disminuye la conductividad térmica del acero, lo que hace que aumente la diferencia de velocidades de enfriamiento
entre la periferia y el núcleo y, por tanto, que también aumente la cantidad de austenita retenida en el centro.
(3).- El efecto inhibidor de los aleantes mantiene el tamaño de grano austenítico fino, lo que empeora la capacidad de la transformación
martensítica, ya que los granos finos, con gran cantidad de juntas de grano, suponen un obstáculo a la formación de martensita ( d
M
s
Mayor % de austenita residual.)
6
.
°- ¿Cuál es la temperatura límite, más alta, a la que puede efectuarse un revenido del acero no aleado de 0.45 % de carbono?
Revenido: conjunto de alteraciones experimentadas en una aleación al someterla a un calentamiento subcrítico (sin llegar a la
transformación alotrópica: Alfa  Gamma, es decir, evitando los cambios alotrópicos en la estructura). Por lo tanto, para 0.45 %
C la temperatura límite es A
e=727 ºC.

20. 1148  727

930  727
2.11 0.77 C  0.77
930 ºC
Triángulo rojo
Triángulo azul
C=1.42 %
1148  727 1148  930

2.11 0.77 2.11 C
C=1.416 %
En la práctica los contenidos en C se limitan a valores
próximos al punto eutectoide, para evitar tener un acero
hipereutectoide y así no correr el riesgo de que se forme
cementita proeutectoide, que es un constituyente fragilizante
de la estructura
7°- Justificar por qué - o por qué no- es necesario austenizar un acero, por ejemplo de 0.1 %C, si se desea incrementar periféricamente su
contenido en carbono mediante una adecuada atmósfera carburante.
Si queremos aumentar periféricamente el %C de dicho acero (aumentar la dureza superficialmente) debemos calentar el acero hasta la
temperatura de austenización, para que el carbono se difunda desde la atmósfera circundante hasta el interior de la pieza, para que se enriquezca
hasta contenidos próximos al eutectoide (  0.7 %C)
Si la temperatura es inferior a la de austenización del hierro-alfa (ferrita) saturado en C, no se consigue el enriquecimiento en C ya que la
solubilidad de C en el hierro-alfa (ferrita) es muy pequeña (0.0218% C máximo).
La austenita, con mayor capacidad de aceptar C en la estructura, permitirla alcanzar contenidos en C más elevados en la superficie (0.5 %C, valor
típico en aceros cementados)
8°- Contenido máximo de carbono que podría llegar a
alcanzar la austenita a 930 ºC en esa atmósfera
carburante.
El contenido máximo en C corresponde a la composición
del acero que tenga por temperatura A
cm la
correspondiente al proceso de cementación (930 ºC)
A
cm = 930 ºC

21. P2/ Problema B

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

22. 0.77  A B  0.77

% F
Pe 
A
 % C
Pe 
B
 5.9 0.77  A  0.7482 B  0.77
0.77  0.0218 6.67  0.77
4.543  5.9 A  0.7482B  0.5761  5.9 A  0.7482B  5.1191  A  0.1268B  0.8676
 B  7.8856 A  6.8419
A- Acero hipoeutectoide  C
MAX(A)=0.77 %
C
MAX(A)=0.77 %  C
MIN(B)
B  7.8856 A  6.8419
B- Acero hipereutectoide  C
MIN(B)=0.77 %
C
MAX(B)=2.11 %  C
MIN(A)
A  0.1268B  0.8676
C
MIN(A)=0.60
0.60< A <0.77
0.77< B <2.11
C
MIN(B)= 0.77
C
MAX(B)= 2.11
C
MAX(A)= 0.77
1°- Después de pulir una probeta del acero binario A y otra del acero binario B (las cuales previamente han sido recocidas de tal modo que sus
estructuras concuerdan con las del diagrama metaestable Fe-C), se atacan con nital para su observación metalográfica. Examinadas al
microscopio, se pone de manifiesto que la fracción de superficie blanca es igual en ambas muestras.
Como complemento se determina con un durómetro la dureza de la zona o constituyente blanco del acero B, que resulta ser muy superior a la
dureza de la zona blanca de A. Admitiendo que la densidad del constituyente blanco del acero A sea igual a la densidad del constituyente
blanco del acero B, deducir los porcentajes en carbono de los aceros A y B.
Sabemos que la dureza es: cementita>austenita>ferrita. Muestras de acero  %C < 2.11 %
Al atacar con nital, la parte blanca puede ser ferrita o cementita. Como la zona blanca de A es de menor dureza que la de B y la cementita es
de más dureza que la ferrita, se tiene : Zona blanca (A): ferrita. Zona blanca (B): cementita. La fracción obscura serán “colonias” de perlita.
Luego el primero es un acero hipoeutectoide y el segundo hipereutectoide. Por los datos sabes que:
% F
Pe (% en peso de ferrita proeutectoide) = % C
Pe (% en peso de cementita proeutectoide).
Fracción de superficie blanca igual en ambas muestras Fracción de volumétrica de la zona blanca igual en ambas muestras 
 Fracción en peso de la zona blanca igual en ambas muestras, ya que la la densidad del constituyente blanco del acero A es igual a
la densidad del constituyente blanco del acero B, luego:

23. 2°- Dibujar, precisando sus distintos puntos en temperatura y composiciones, el diagrama metaestable Fe-C; y (basándose en él) deducir la
estructura primaria de solidificación de los aceros A y B.
Razonar si la estructura columnar será más o menos acusada en estos aceros A y B, que en el caso del Fe puro.
Elemento matriz y elemento disperso, en cada acero:

Fe puro: solidificación a temperatura constante.
Aceros: solidifican en un intervalo de temperatura.
ACERO B (Hipereutectoide)
(La cementita proeutectoide hace de continuo
aglomerante de las colonias de perlita)
ACERO A (Hipoeutectoide)
(La ferrita proeutectoide hace de continuo
aglomerante de las colonias de perlita)

24. Las solidificaciones reales no se realizan isotérmicamente, sino con un gradiente de
temperatura en el líquido
Supongamos que el metal líquido está contenido en un molde, a través de cuya
pared se establece un gradiente real de temperatura como el indicado en la figura 1




.
El líquido comprendido entre O y E podrá solidificar puesto que se halla a
temperatura inferior a T
E. La solidificación se iniciará en la pared 00
1 que, por
hallarse a temperatura T
1, es la región líquida -con mayor subenfriamiento.
En esa pared 00
1 aparecerá un gran número de núcleos, superior al que cabría
esperar en razón del enfriamiento, ya que a éste se añade ordinariamente un efecto
de nucleación heterogénea debido a la influencia "soporte" de la pared de la
lingotera.
Consideraciones sobre el crecimiento de núcleos con flujo direccional de calor Figura 1. Perfil de temperaturas en un molde.
En abscisas: distancia a la pared del molde.
En ordenadas: temperaturas
SUBENFRIAMIENTO




Como consecuencia de la formación de estos núcleos, la temperatura en 00
1 deja
de ser T
1 y alcanza el valor T
E. Al mismo tiempo, el calor latente L desprendido al
solidificar será cedido en parte a la lingotera metálica, y en parte al líquido,
recalentándolo. Debido a ello el gradiente real de temperatura a ambos lados del
metal solidificado quedará en la forma indicada en la figura 2, por lo que, entre O y
M, el gradiente de temperatura en el líquido es negativo.


Figura 2. – Gradiente real de temperatura.
O
1
O
E
 Núcleo

25. El subenfriamiento en la intercara líquida es tanto menor (o mayor) cuanto menor (o mayor) sea la fracción
del calor latente cedida a través de la pared de la lingotera, según se ilustra gráficamente en las figuras 3 y 4.
El Modelo 1 (figura 3) correspondería a la solidificación del metal en el interior de un molde muy refractario.

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

26. Razonar si la estructura columnar será más o menos acusada en
estos aceros A (hipoeutectoide) y B (hipereutectoide), que en el
caso del Fe puro.
Al comparar —para un mismo gradiente real de enfriamiento
rápido—la solidificación de una solución sólida con la del
metal puro disolvente, pueden deducirse diferencias en
cuanto a espesores de estructura columnar.

La temperatura de solidificación constante T
M del metal puro,
queda sustituida en el caso de la solución sólida por la curva de
trazos T
2T
1, (figura VI.16) y, por consiguiente, el
subenfriamiento en la intercara en el caso de la solución sólida
(subenfriamiento constitucional) es menor que en el caso del
metal puro de punto de solidificación T
M. (Figura VI. 15).
El crecimiento de los dendritos columnares de solución
sólida será más lento que en el caso del metal puro y, por
consiguiente, la nucleación de los granos equiáxicos
aparecerá antes, frenando el crecimiento de los granos
columnares.
K=C
S/C
L
En la práctica se observa que la estructura columna será
mayor en el metal puro que en la solución sólida, debido a
que el metal puro solidifica más rápido. Las diferencias son
más acusadas cuanto menor sea el coeficiente de reparto

27. Acero A Acero B
3°- Señalar las diferencias entre el acero A (hipoeutectoide) y el acero B (hipereutectoide): en cuanto a su temperatura de temple, y en cuanto
al riesgo de agrietamiento en el temple.
Templar una pieza de acero es lograr que su estructura sea plenamente martensítica. Para ello es necesario austenizar la pieza y enfriarla de tal
modo que en el centro de la pieza la velocidad de enfriamiento supere un cierto valor crítico V
C a fin de que las austenita proporcione martensita
sin transformaciones previas en las zonas perlítica o bainítica.
La temperatura de austenización previa al temple, que suele denominarse
temperatura de temple, no debe ser excesivamente alta: a fin de evitar
sobrecalentamientos (que originarían una martensita grosera, poco tenaz)
y/o "quemados“. En cambio, una austenización incompleta de estos aceros
produciría, al templar, una mezcla de ferrita (blanda) y martensita y, por
tanto, menor resistencia que si la estructura fuera plenamente martensítica.
Como TEMPERATURA DE TEMPLE para los aceros hipoeutectoides suele
tomarse:
T
= A
3c+ (40°C - 60°C)

En cambio, los aceros hipereutectoides deben austenizarse sólo
parcialmente; al templar no se obtendrá 100% de martensita sino una
dispersión de cementita proeutectoide en una matriz de martensita (la
cementita es también un constituyente duro).
La razón de templar así los aceros hipereutectoides -la austenización
completa exigiría superar la temperatura A
cm es evitar el sobrecalentamiento
y/o quemado del acero. Los aceros hipereutectoides resultan muy propensos
al sobrecalentamiento por la proximidad de A
cm a la línea del solidus del
diagrama Fe-Fe
3C; adviértase que, por ejemplo, para un acero de 2 %C la
austenización completa exigiría alcanzar temperaturas próximas a la de fusión
( un acero binario de 2.11%C empezaría a fundir al alcanzarse 1148 °C).

28. Steven, corregida por Irving M
S (C)  561 474% C  33% Mn17% Ni17% Cr  21(%Mo) 11% W 11% Si
Acero A Acero B absorben a modo de deformación plástica del núcleo. Pero cuando llega el
momento de la transformación de austenita a martensita en el núcleo, las zonas
externas -ya martensíticas- están a temperaturas más bajas y tienen poca
plasticidad.
Así cuando el núcleo se transforma en martensita, también con aumento de
volumen, las zonas periféricas, martensíticas y poco plásticas, ejercen una acción a
modo de "zuncho" sobre el núcleo. La dilatación del núcleo puede llegar a producir,
por rotura de ese zunchado periférico, la aparición de grietas (a lo largo de las
generatrices del redondo si se trata de una pieza cilíndrica).

Cuanto menor sea la temperatura M
s del acero menor será la plasticidad de la
martensita periférica al llegar el momento en que el núcleo se transforme en
martensita y aumente de volumen. Esa escasa plasticidad de la periferia
martensítica favorecerá la posibilidad de que se formen grietas en ese momento.
Si no hay elementos de aleación a parte del carbono:
M
S (C)  561 474 % C   M
S (C) dis min uye linealmente con el contenido en C
% C
A< % C
B  M
S(A) > M
S(B)  Mayor salto térmico en el acero B (aumenta el gradiente de temperatura entre la periferia y el núcleo) 
 Mayor riesgo de agrietabilidad en el acero B que en el A. (Recordar que M
S es la temperatura a la que se forma el 1% de martensita).
T
LÍQUIDUS (A) > T
LÍQUIDUS (B): el riesgo de quemado es mayor en B que en A.
Cuando en la periferia se forma martensita -y aumenta el volumen de esa zona- el
núcleo, en cambio, sigue siendo austenítico. En ese caso las tensiones a que se ve
sometido el núcleo de la pieza como resultado de la dilatación de la periferia se

29. 4°- Supongamos que el acero A tuviera 10 % en peso de ferrita proeutectoide. Precisar los valores de los puntos críticos A
1, A
2, A
3, A
cm en
ambos aceros A y B.
0.77  C
F
Pe
 10 
A
100  C
A
 0.695 %
A tiene 10 % en peso de ferrita proeutectoide
0.77  0.0218
Usando la expresión:
Acero A Acero B
A1 727 727
A2 ------ 727
A3 745 727
Acm ------ 912
0.695
1.36 Triángulo verde
B  7.8856A  6.8419
B  6.8419  7.8856 A  6.8419  7.8856x0.695  1.36 %

A
1: Temperatura final de la transformación γ  α
A
2: temperatura de cambio magnético en la ferrita.
A
3: temperatura límite de saturación de γ en carbono.
A
cm: temperatura límite de saturación de γ en carbono.
Triángulo azul
3
A
3
 727 912  727
  A  745 º C
0.77  0 0.77  0.685
cm
1148  727

A
cm  727
 A  912 º C
2.11 0.77 1.36  0.77

30. Los recocidos supercríticos requieren austenización previa por encima de A
e.
El recocido de regeneración sólo se usa en aceros hipoeutectoides (A), ya que en los hipereutectoides (B) comporta riesgo de sobrecalentamiento
y/o quemado. Se obtiene estructura ferrito-perlítica (perlita laminar gruesa).
El recocido de austenización incompleta, puede emplearse en ambos (no hay riesgo de sobrecalentamiento). Se obtiene una estructura de ferrita
y de un agregado que recibe el nombre de globulita (glóbulos de Fe
3C dispersos en una matriz ferrítica).
En los recocidos subcríticos, la pieza se calienta hasta casi A
e pero por debajo de esta forma no hay riesgo de deformación ni agrietamiento por
transformaciones alotrópicas, que no existen en este tratamiento. Por tanto, pueden emplearse en ambos aceros.
5°- Tipos de recocido -y criterios para su empleo- en el caso del acero A (hipoeutectoide) y en el caso del acero B (hipereutectoide).
Los recocidos tienen por finalidad ablandar el acero para poderlo
mecanizar o para conformarlo en frío. Ello es posible por haber
logrado, en el enfriamiento, estructuras ferritoperlíticas que son
más blandas que las bainíticas o las martensíticas.

31. Desde las temperaturas de austenización total o parcial, el acero puede también ser
enfriado por inmersión en un baño de sales fundidas cuya temperatura se mantiene
constante. Esa temperatura debe ser inferior (y próxima) a la temperatura A
e. Tal es el
caso del recocido isotérmico (Figura).
Varias son las razones que pueden aconsejar el empleo del recocido isotérmico para un
determinado acero, tanto si el calentamiento ha sido de austenización completa como
de austenización incompleta. Por una parte puede fijarse esa temperatura constante y
la transformación de la austenita será uniforme en cualquier punto de la pieza. Ello
permite controlar el espaciado entre láminas, S
0, de la perlita; y la regularidad de esa
perlita tanto en las zonas masivas como en las de menor sección de la pieza.
Recocido isotérmico
Por otra parte puede elegirse una temperatura de las sales fundidas tal que toda la austenita se transforme plenamente en perlita diluida (sin
aparición de ferrita proeutectoide); y ello permite, además, enmascarar la estructura bandeada característica de los aceros forjados.
El recocido isotérmico se hace particularmente necesario cuando el acero tiene gran templabilidad, como ocurre con muchos aceros
autotemplantes empleados para herramientas. En efecto, cuanto más fácil resulta de templar un acero en un medio poco severo tanto más dificil
resulta de ablandar. En esos casos, por ejemplo, el lento enfriamiento continuo -entre A
e y 50°C menos- necesario para posibilitar la
transformación de la austenita en perlita, puede durar decenas de horas; pues de lo contrario las estructuras finales serían bainíticas o
martensíticas. En cambio, con enfriamiento isotérmico, la transformación isotérmica de la austenita en perlita puede realizarse en menos tiempo:
habida cuenta de la gran capacidad de absorción de calor de las sales fundidas si se compara con la del aire.

Eso mismo justifica que, para aceros de gran templabilidad, después de conformar una pieza en estado gamma se aconseje su inmediata inmersión
en sales fundidas cuya temperatura sea inferior y próxima a A
e. En cambio, si esa pieza se dejara enfriar al aire desde el estado gamma de forja se
obtendría una estructura dura, de bainita o martensita, inadecuada para aquellas operaciones complementarias. Con ese enfriamiento isotérmico
después de forja se ahorra energía al lograr directamente una estructura perlítica, blanda, apta para las operaciones de mecanizado y taladros que
la pieza requiera a continuación. La resistencia mecánica, R
m, de la perlita es inversamente proporcional a la raíz cuadrada del espaciado
interlaminar S
0.
Recocido isotérmico

32. 6°- Diferencias entre la estructura de normalizado del acero A y la de otro acero, también en estado normalizado, pero que con idéntico
carbono al del acero A tenga además 1.2 % Mn. Ver problema 1, apartado 3º
0.695 %C
T
E
  E
El tratamiento térmico de normalizado consiste en austenizar el acero y, desde esa temperatura, enfriar luego al aire. La temperatura de
austenización empleada para el normalizado conviene supere la A
3 del acero entre 40°C y 60°C. De ese modo se acorta el tiempo total empleado
en el tratamiento (se tarda menos para austenizar plenamente la estructura cuanto más alta es la temperatura de austenización). Pero no se
deben sobrepasar las temperaturas recomendadas a fin de evitar los riesgos de sobrecalentamiento y quemado. Si un acero hipoeutectoide no es
autotemplante, es decir si no se produce martensita por simple enfriamiento al aire desde el estado austenítico, la estructura resultante en el
normalizado suele ser de ferrita y perlita laminar; tanto en la periferia como en el núcleo de la pieza normalizada. Si el acero fuera
autotemplante —por ser muy aleado (su curva TTT muy alejada del origen de tiempos)— el enfriamiento al aire desde el estado gamma sería
sencillamente un "temple al aire"; y en ese caso sería impropio emplear el término "normalizado" para designar a ese tratamiento térmico.
En un acero, cuanto mayor sea la cantidad de Mn (elemento gammágeno) más baja será la temperatura de austenización. Por tanto, al enfriar al
aire también obtendremos una estructura de ferrita y perlita, pero con un menor tamaño de grano de la ferrita proeutectoide. Además, hay un
desplazamiento del punto eutectoide hacia la izquierda, con lo que el % de perlita será mayor, que en el caso del acero A sin alear. La carga de
rotura es mayor (Ver problema 1/A, apartado 3º).

33. 7°- ¿Es susceptible de ser cementado el acero A? ¿Y un acero idéntico al A pero con presencia de Mo y W (elementos alfágenos carburigenos).
Razonar la respuesta.
Acero A: C = 0.695 %
Los aceros para cementar, deben tener un porcentaje de carbono menor del 0.2 % (%C <0.2), por lo tanto el acero A ( 0.695 %C)
no sería adecuado para cementar. Para contenidos en C próximos al del punto eutectoide pierde la razón de ser.
Desde el punto de vista teórico, se podrá enriquecer en carbono una pieza hasta el límite de saturación de la austenita a la
temperatura correspondiente.

0.695 %C
Los aceros con presencia de elementos alfágenos son más propensos a la decarburación, por lo que es posible que un acero
con Mo y W pueda ser cementado.

34. 1°- Determinar las temperaturas de inicio y final de solidificación de un acero binario cuyo contenido en carbono es de 0.30 % en peso.
2°- Continuando un enfriamiento al aire hasta la temperatura ambiente, del acero del apartado anterior, y admitiendo que la ferrita y la perlita
tengan respectivamente 295 N/mm
2
y 790 N/mm
2
de carga de rotura, determinar la carga de rotura de este acero.
3°- Dos aceros tienen igual contenido en carbono, uno aleado y otro no. Dibujar esquemáticamente, en una misma figura de ejes coordenados
HRc-T, la curvas de revenido de uno y otro acero. Indicar alguna conclusión práctica que puede deducirse de la comparación entre ambas
curvas.
4°- ¿Al aumentar el diámetro de un cilindro de acero para temple, varía su templabilidad? ¿Cómo varía el diámetro crítico real al 50 %, al variar
la severidad de temple? ¿y el diámetro crítico ideal?
5°- En las fórmulas empíricas para el cálculo de las templabilidades existe un parámetro relacionado con el tamaño de grano austenítico. ¿Para
tamaños de grano mayores, las templabilidades aumentan o disminuyen? Razónese.
6°- ¿Al templar un acero pueden presentarse estructuras micrográficas de ferrita y martensita? ¿Tras revenido pueden obtenerse estructuras
ferrito- perlíticas? Razonar ambos casos.
7°- Diferencias entre: recocido de regeneración, recocido subcrítico, y normalizado.
8°- ¿Se podría afirmar, en algún caso, que un acero con 0.5 % de carbono resulte hipereutectoide? Razónese.
9°-10°- La temperatura de transición dúctil-frágil de aceros ferrito-perlíticos de alto y medio contenido en carbono puede calcularse por la
expresión:
F
α = Fracción volumétrica de ferrita proeutectoide del acero
d = Diámetro de grano de la ferrita, en mm
S
0 = espaciado interlaminar de la perlita en mm
p = tamaño de las colonias de perlita en mm
T = espesor de lámina de la cementita perlítica, en mm
Si = % de Si del acero;
N = % de Nitrógeno disuelto intersticialmente.
Cuando aumenta el coeficiente de dilución de la perlita, indicar en qué sentido (aumento o disminución) varía la ITT °C si el valor de p se
supone que permanece invariable.
0
ITTC  f

46 11.5d
1/2
  1 f
 335  5.6S
1/2
13.3 p
1/2
 3.48x10
6
t  48.7Si  762 N
   
P3/ Problema C

35. T
i 1495 1538 1495

0.53  0 0.53  0.30
1
1495
T
i=1511 ºC
Tf
Intervalo de solidificación =I
S=
= Ti – Tf = 1511 – 1469 = 42 ºC
T
f
1148
1495 1148

2.11 0.17 2.11 0.30
T
f=1469 ºC
0.30 %
T
i
A
3
1°- Determinar las temperaturas de inicio y final de solidificación de un acero binario cuyo contenido en carbono es de 0.30 % en peso.
T
i: temperatura de inicio de solidificación:
T
f: de final de solidificación.
C=0.30 %

36. R
e (N / mm
2
)  0.6282x295  0.3718x790  479.04 N / mm
2
( MPa)
2°- Continuando un enfriamiento al aire hasta la temperatura ambiente, del acero del apartado anterior, y admitiendo que la ferrita y la perlita
tengan respectivamente 295 N/mm
2
y 790 N/mm
2
de carga de rotura, determinar la carga de rotura de este acero.

R
e (Acero)  f (Ferrita) R
e (Ferrita)  f (Perlita) R
e (Perlita)
0.77  0.3
% Ferrita
PROEUTECTOIDE
 100  62.82 %
0.77  0.0218
% Perlita 
0.3  0.0218
100  37.18 %, % Perlita  100  % Ferrita 
 PROEUTECTOIDE 
0.77  0.0218
luego
Los aceros de bajo contenido de carbono (0.03 % < %C< 0.08 %C) —poco resistentes— resultan blandos. Suelen denominarse "dulces" (del
francés "doux", blandos) o "suaves"(del inglés "mild"). Los aceros de medio carbono, semiduros o duros, y los de alto carbono extraduros. Su
límite mínimo de la resistencia a la rotura por tracción está comprendida entre 360 N/mm² y 440 N/mm².

Ejemplo: Acero dulce 1015-1020 (Thomas)(AISI 1015 – 1020). Aleación: %C: 0.15 – 0.23 max; % Si: 0.1 - 0.2, % Mn: 0.30 - 0.60.
Este acero se utiliza para piezas simples como pasadoras, engranajes, ejes, piezas troqueladas y estampadas, tornillería etc...Es utilizado por la
industria en general.

Aceros extradulces: Contenido en carbono inferior a 0.0218 %C

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

38. 4°- ¿Al aumentar el diámetro de un cilindro de acero para temple, varía su templabilidad? ¿Cómo varía el diámetro crítico real al 50 %, al variar
la severidad de temple? ¿y el diámetro crítico ideal?
Templar una pieza de acero es lograr que su estructura sea plenamente
martensítica. Para ello es necesario austenizar la pieza y enfriarla de tal
modo que en el centro de la pieza la velocidad de enfriamiento supere un
cierto valor critico V
c a fin de que las austenita proporcione martensita sin
transformaciones previas en las zonas perlítica o bainítica. Templabilidad de
un acero es su facilidad para ser templado.
Templabilidad es algo intrínseco al acero, e independiente del tamaño de
la pieza y de la severidad de enfriamiento empleada. La templabilidad
viene definida por la curva TTT. Puede decirse que un acero es tanto más
"templable" cuanto más alejada del origen de tiempos se encuentra su
curva TTT.
Por tanto, la templabilidad depende exclusivamente de la COMPOSICIÓN
QUÍMICA DEL ACERO -curvas TTT más alejadas del origen de tiempos cuanto más
aleado (porque los elementos disueltos en la austenita retrasan las
transformaciones perlíticas y bainíticas)-, y del TAMAÑO DE GRANO AUSTENÍTICO
(mayor cuanto más alta sea la temperatura de temple). A veces para aumentar la
templabilidad de un acero poco templable se procura aumentar el tamaño de
grano austenítico, templando desde temperaturas muy altas; o aumentando el
tiempo de permanencia a la temperatura de austenización T. Pero esa práctica no
es recomendable: porque la martensita formada en el temple a partir de un grano
austenítico de gran tamaño resulta poco tenaz incluso después de un revenido.
Por tanto, al aumentar el diámetro de un cilindro de acero para temple su templabilidad no varía.
Al aumentar la severidad del temple ( H), aumenta el diámetro crítico real, porque evacuamos mas calor en menos tiempo, por lo que
podemos templar piezas de mayor dimensión.

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

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

La figura ilustra el resultado de templar, en un mismo refrigerante —de severidad
H
1—, varios redondos de dos aceros: un acero al carbono y un acero de media
aleación Cr-Ni-Mo, cuyas curvas TTT se indican en esa misma figura.

41. Al templar un acero en un determinado medio refrigerante -de
severidad H
1-, se denomina diámetro crítico real del acero, D
cr, para
severidad H
1, al mayor redondo de ese acero que templado en ese
medio refrigerante presenta en su centro una estructura del 99 % de
martensita. El diámetro critico real de cada acero, para ese medio
refrigerante H
1, puede determinarse midiendo la penetración de
temple en la sección transversal de redondos de tamaño creciente,
como se esquematiza en la figura 1.

Adviértase que el diámetro crítico real de un determinado acero
resultará tanto mayor cuanto más severo sea el medio de temple
utilizado. Así en la figura 2 se indican, para ese acero, sus diámetros
críticos reales para diversas severidades crecientes. Experimentalmente
se advierte que la curva llega a resultar asintótica a un cierto valor para
severidad infinita del agente refrigerante.
Diámetros críticos reales de un
cierto acero para diversas
severidades de temple
Figura 1.- Determinación del diámetro crítico real de un
acero para severidad H
1.
D: diámetro del redondo d: profundidad de temple

42. Habida cuenta que el Jominy es también un ensayo de templabilidad, cabe suponer que habrá cierta
correlación entre los resultados del ensayo Jominy de un acero y su diámetro crítico ideal.
Efectivamente, conocida en la curva Jominy experimental de un acero su distancia J
99, puede
determinarse el diámetro crítico ideal de ese acero con ayuda de la figura (resultado igualmente de
trabajos experimentales).
Equivalencias entre diámetro crítico
ideal de un acero y su distancia Jominy
con 99.9% de martensita
Ahora bien, es lógico pensar que el valor del diámetro crítico real sea función de la severidad de temple H; por tanto variará al variar ésta. Se
hace, pues, necesario fijar unas condiciones tipo de enfriamiento, que según Grossmann, corresponden a un temple ideal. Tal temple sería
realizado en unas condiciones en que la superficie del acero se enfría instantáneamente, al medio capaz de conseguirlo, le correspondería una
severidad H =  . Según esto, el diámetro crítico ideal de un acero se puede definir como el mayor diámetro de una barra cilíndrica que,
enfriada en un medio de severidad de temple infinito, presenta en su núcleo una estructura totalmente martensítica.
Se denomina diámetro crítico ideal de un acero -D
ci - al diámetro crítico real para severidad infinita.
Es decir al mayor redondo de ese acero, que templado en un medio refrigerante de severidad infinita
presenta en su centro una estructura de 99% de martensita. Se denomina "diámetro crítico ideal"
porque supone que el agente refrigerante tiene una capacidad de absorción de calor -"ideal"-, tal que
la periferia del redondo adquiere instantáneamente la temperatura del medio refrigerante. Es decir
que el coeficiente de película superficial M es infinito (aunque el interior del redondo no adquirirá
instantáneamente la temperatura del medio).

Si se determinan los diámetros críticos ideales de diversos aceros -la severidad de temple es fija,
infinita, en todos los casos- tendrá mayor templabilidad aquel cuyo diámetro crítico ideal sea mayor.
Pero, puesto que el diámetro crítico ideal del acero resulta ya independiente del agente refrigerante
real en que vaya a ser templado, D
o es una medida objetiva de la templabilidad de cada acero: cuanto
más alejada del origen de tiempos esté la curva TTT de un acero mayor resultará también su diámetro
crítico ideal. Parece razonable admitir que —sin necesidad de determinarlo experimentalmente—
pueda calcularse el diámetro crítico ideal de un acero si se conoce su curva TTT; o lo que sería igual,
ser calculado en función de la composición química del acero y de su tamaño de grano austenítico.

43. Conocer el diámetro crítico ideal de un acero resulta de gran utilidad para predecir los resultados del temple de ese acero en cualquier medio refrigerante H
1 . En
función del diámetro crítico ideal de un acero y de la severidad del agente en que va a ser templado, puede determinarse su diámetro crítico real: con ayuda del
gráfico de Grosman (Figuras a y b).
En ingeniería de materiales el primer paso para la selección del acero más conveniente para obtener estructura de martensita en cualquier punto de una
determinada pieza, al ser enfriada ésta en un refrigerante H
1, consiste en calcular previamente su redondo equivalente. Es decir, hallar el diámetro de un cilindro
—de gran longitud— cuyo núcleo enfríe a la misma velocidad que el punto de más lento enfriamiento de la pieza.
Una vez determinado para H
1 el redondo equivalente de la pieza, se seleccionará un acero tal que su diámetro crítico real para temple con severidad H
1 sea igual al
del redondo equivalente. De ese modo puede asegurarse que en el eje del redondo se obtendrá martensita; y por tanto, también en el punto de más lento
enfriamiento de la pieza (con mayor motivo resultará martensítica la estructura en cualquier otro punto de la pieza). En definitiva, la pieza de ese acero, enfriada en
el medio refrigerante de severidad H
1 resultará plenamente templada.
Sin embargo, en muchos casos resulta suficiente elegir un acero cuyo diámetro crítico real al 50% para temple en H
1 coincida con el diámetro del redondo
equivalente. Es decir, un acero que al ser templado en ese medio obtenga 50% de martensita en el centro de un cilindro de diámetro D
Cr5O.
Gráficos de
Grossmann, Asimow
y Urban. Diámetros
críticos en función
del diámetro crítico
ideal y de la
severidad de temple,
y viceversa.

44. 5°- En las fórmulas empíricas para el cálculo de las templabilidades existe un parámetro relacionado con el tamaño de grano austenítico. ¿Para
tamaños de grano mayores, las templabilidades aumentan o disminuyen? Razónese.
Transformación martensítica
Para tamaños de grano austenítico mayores la templabilidad aumenta porque desciende el número de juntas de grano (las cuales suponen un
obstáculo para la transformación martensítica).
Los tamaños de grano fino presentan una mayor superficie ocupada por las juntas de grano donde se acumulan defectos, que interaccionan con
las agujas de martensita y su crecimiento en el proceso de temple. Las juntas de grano hacen de barrera y, en general, oponen una resistencia al
templado ( d
  M
s).

Aumenta la energía mecánica de deformación con tamaños más finos a
contrarrestar con la energía libre por paso a martensita.


Transformaciones perlítica y bainítica

Para una misma composición química las transformaciones de la austenita por nucleación y crecimiento se inician más TARDE cuanto MAYOR
sea el tamaño de grano austenítico. Aumentado el tamaño de grano austenitico (d
), disminuye la densidad de juntas de grano [Tarda más en
formarse en dichas juntas de grano la ferrita (núcleo reactor de las transformaciones bainiticas) y la cementita (núcleo reactor de la
transformación perlitica)], luego las curvas de transformación perlitica y bainitica se desplazan a la derecha, aumentando, por tanto, la
templabilidad.

Por su parte, el efecto de elevar la temperatura de austenización (T
), es similar al de aumentar el tamaño de grano austenitico (d
), pero
teniendo la precaución de no sobrecalentar ni quemar el acero.
d
 Aumenta la estabilidad de la fase   Aumenta el área correspondiente a la fase  en las curvas TTT  Las curvas de transformación
bainítica y perlítica se desplazan hacia la derecha  Aumenta la templabilidad

45. La estructura ferritomartensítica de los aceros fase dual se obtiene por temple desde
temperaturas de austenización incompleta. Se logra, así, obtener martensita térmica
dispersa en una matriz ferrítica. La cantidad de martensita —y el contenido en carbono de
ésta— dependen lógicamente de la temperatura de austenización. Suele procurarse que la
fracción volumétrica final de martensita sea superior al 20-25 %.
Diagrama de transformación por enfriamiento
continuo de un acero con 0.35 %C
6°- ¿Al templar un acero pueden presentarse estructuras micrográficas de ferrita y martensita? ¿Tras revenido pueden obtenerse estructuras
ferrito- perlíticas? Razonar ambos casos.
(a).- Si por templar entendemos el tratamiento térmico de austenización completa (T
AUS= A
3
+40/60°C), seguido de un enfriamiento acelerado tal que, la velocidad de enfriamiento de la
zona de mas lento enfriamiento de la pieza, sea igual a la velocidad crítica de temple: la
respuesta es no. Y ello porque el objetivo genérico del temple es siempre obtener un 99 %M
en dicha zona crítica.
(b).- Sin embargo, si es posible obtener estructuras 
pro+M (ferrita y martensita )de modo
intencionado mediante alguna de las dos estrategias siguientes:

•Austenización incompleta y temple desde esta temperatura. La 
pro formada será de alto C y
bastante templable y en el enfriamiento se transformará en martensita.
•Austenización completa y aceros DP con aleantes, tales que presentan zonas altamente
segregadas (muy templables →100%M) y zonas de baja segregación(poco templables F+P)
("2 aceros en el mismo").
Aceros de fase-dual (ferritomartensíticos)
Es un tipo de aceros, de bajo contenido en carbono (entre 0.05 %C y 0.15 %C), cuyos
elevados límite elástico y resistencia, derivan de estructuras micrográficas no
ferritoperlíticas, ni bainíticas, sino ferrito-martensíticas. Tales son los aceros de "fase
dual", de ferrita más martensita térmica. Generalmente se procura que contengan
también algo de martensita mecánica producida luego por efecto TRIP.

46. (a).- Mejorar los efectos del temple, llevando el acero a un
estado de mínima fragilidad.
(b).- Disminuir las tensiones internas que se originan en el
temple.
(c).- Modificar las características mecánicas de las piezas
templadas, produciendo los efectos siguientes:
c1.- disminuir la resistencia a la rotura por tracción, el
límite elástico y la dureza,
c2.- aumentar las características de plasticidad,
alargamiento, estricción y las de tenacidad y resiliencia.
Se ha podido comprobar que, de dos estructuras perlíticas
estables a una misma temperatura, la de mayor resiliencia
es la obtenida por revenido de la martensita.
Vemos, pues, que con el calentamiento de revenido se
consigue el doble efecto de eliminar las tensiones y
favorecer el retorno de la martensita a estados de mayor
estabilidad.
¿Tras revenido pueden obtenerse estructuras ferrito- perlíticas? Razonar.

Tras el revenido no se pueden obtener estructuras ferrito-perlíticas, ya que en el revenido es un tratamiento térmico subcrítico y no puede
formarse hierro-gamma (no se llega a producir la transformación Alfa  Gamma, ya que el calentamiento se realiza a temperaturas inferiores a
A
e o calentamientos subcríticos) y, por lo tanto, tampoco perlita, ya que procede de la transformación de la austenita.

Revenido.
Bajo la denominación de revenido, se conoce el tratamiento térmico, que consiste en calentar un producto siderúrgico, después de templado, a una temperatura
inferior al punto crítico A
e seguido de enfriamiento más bien rápido. Con este tratamiento se pretende conseguir alguno de los fines siguientes:
A
e

47. Para efectuar un recocido de regeneración se calienta el acero hasta una temperatura T superior a su
A
3c, (T > A
3c) y se mantiene a esa temperatura hasta lograr la estructura austenítica en todos los puntos
de la masa de acero. Desde esa temperatura el enfriamiento debe ser suficientemente lento (figura),
con el fin de lograr los constituyentes de equilibrio del diagrama Fe-Fe
3C. El enfriamiento debe ser más
lento que en el normalizado.
Conviene enfriar rápidamente entre A
3r y A
e, con el fin de disminuir el tiempo total del tratamiento. Ese
rápido enfriamiento conlleva que se obtienen finos granos de ferrita proeutectoide y, por tanto, no se
obtiene el máximo ablandamiento.
Después, desde una temperatura ligeramente superior a A
e, debe enfriarse muy lentamente para
obtener perlita laminar gruesa. Una vez lograda totalmente la estructura ferrito-perlítica la velocidad
de enfriamiento ya es indiferente. Suele hacerse al aire.
La carga de rotura de un acero con un contenido C
1 (%) de carbono, así enfriado, en primera aproximación es igual a:

R
m(MPa)=300 + 650C
1 y su Dureza Brinell aproximada resulta ser: HB = 100 + 220C
1.

Por razones técnicas el recocido de regeneración sólo se emplea en aceros hipoeutectoides cuando se desea obtener perlita laminar; por ejemplo,
para un posterior fresado. Por razones económicas se prefieren otros recocidos; por ejemplo, el recocido de austenización incompleta o, incluso, el
recocido subcrítico.

El recocido de regeneración no se emplea en aceros hipereutectoides porque comporta riesgos de sobrecalentamiento .
Recocido de regeneración
7°- Diferencias entre: recocido de regeneración, recocido subcrítico, y normalizado.
Recocido de regeneración (o de austenización completa) (tratamiento supercrítico).
Sólo aplicable en aceros hipoeutectoides. Tiene por finalidad ablandar el acero para poder mecanizarlo o conformarlo en frío. Ello es posible por
haber logrado, en el enfriamiento, una estructura ferrito-perlítica que es más blanda que la bainítica o la martensítica.
T

48. Recocido subcrítico
El ablandamiento que se logra, luego de permanecer a la temperatura subcrítica del tratamiento, es
suficiente para el fin que se persigue en la mayor parte de los aceros utilizados para maquinaria: el
mecanizado.
El ritmo de ablandamiento, en función del tiempo de permanencia a la temperatura fijada, es rápido al
principio y decrece asintóticamente. Al cabo de un cierto tiempo, por más que se prolongue el tratamiento,
llega a ser casi nulo el ablandamiento que se consigue (llega a ser casi nula la disminución de dureza en el
acero).
Recocido subcrítico
Se conocen con el nombre de tratamientos térmicos subcríticos aquellos cuyo calentamiento nunca alcanza temperaturas que puedan producir
transformación alotrópica Alfa  Gamma. El recocido subcrítico y el revenido son dos ejemplos de estos tratamientos.

El recocido subcrítico es otra modalidad de tratamiento térmico empleado para ABLANDAR AL ACERO con el fin el facilitar su mecanizado y
mejorar sus condiciones de maleabilidad, con el objeto de poder trabajarlos. No se llega a valores de dureza tan bajos como en el caso del
recocido de regeneración. Es un tratamiento válido tanto para aceros hipereutectoides como hipoeutectoides.
Se realiza calentando la pieza de acero hasta una temperatura próxima e inferior a A
e
(aproximadamente 700° C) y permaneciendo un tiempo a esa temperatura (Figura). La velocidad de
enfriamiento tras el recocido subcrítico puede ser cualquiera ya que no hay transformaciones
alotrópicas (no habrá transformación alotrópica, alfa gamma). La estructura lograda al término de
esa permanencia a temperatura constante es de cementita globular repartida en una matriz de ferrita.
La obtención de esa estructura ablanda el acero cualquiera que sea su estructura inicial, tanto si la
estructura previa fuera de martensita, como si se tratara de bainita o de perlita.

49. Si se desea obtener perlita globular, más blanda que la perlita laminar
deberá realizarse el recocido de globulación que consiste en llevar
repetidas veces al metal por encima y por debajo del A
C1, con lo que se
logra que la cementita precipite, formándose glóbulos de la misma en
la matriz de ferrita. La operación se realiza de acuerdo al diagrama.
Recocido subcrítico
Este tipo de recocido suele denominarse también "recocido globular", habida cuenta de la forma adoptada por la cementita. Con todo parece más
propio reservar ese nombre, y así suele hacerse, para los recocidos de austenización incompleta.
Para algunos aceros aleados, autotemplantes y de herramientas, suele resultar insuficiente el ablandamiento logrado por recocido subcrítico y se
requieren recocidos de austenización completa o incompleta.
Con las limitaciones indicadas en el párrafo anterior el recocido subcrítico presenta varias ventajas respecto a los recocidos supercríticos.
•Ahorra energía al no precisar temperaturas que superen A
e (tratamiento más barato que el recocido de regeneración).
•No presenta los riesgos de deformación y/o agrietamiento de la pieza por transformaciones alotrópicas, que no existen en este tratamiento.

Las variaciones dimensionales debidas a la transformación alotrópica α  γ durante el calentamiento son inherentes a cualquier
tratamiento que requiera austenización y hacen necesario que el calentamiento hasta alcanzar la temperatura de austenización sea lento.
Tanto más lento cuanto mayor sea el tamaño de las piezas. Esos riesgos de tensiones, deformaciones y grietas durante el calentamiento
hasta austenización son comunes a los recocidos de regeneración y de austenización completa, al temple, al normalizado, a la forja en
estado gamma, etc.

50. Uno de los peligros del recocido consiste en que, en razón de su enfriamiento lento, pueden
reproducirse las estructuras gruesas originales. Esto no ocurre en el normalizado pues su mayor
velocidad de enfriamiento lo impide. La mayor temperatura a que se realiza el proceso, acorta el
período de homogeneización, por lo que, reduciéndose el total del tiempo de operación, se logra
un procedimiento más económico, y muy apto para el tratamiento de piezas coladas, por cuya
causa se ha difundido muy ampliamente.
Normalizado
Normalizado por enfriamiento al aire.
V
p - Curva de enfriamiento de la periferia.
V
n - Curva de enfriamiento del núcleo.
El tratamiento térmico de normalizado consiste en llevar el acero por encima del A
c3, con el
objeto de conseguir su austenización completa (al igual que en el recocido de regeneración),
homogeneizarlo en ese estado y enfriarlo, con mayor velocidad que en el recocido, por lo
general al aire libre. La mayor velocidad de enfriamiento permite obtener estructuras
ferrítica-perlítica laminar muy fina. La temperatura de austenización empleada para el
normalizado conviene supere la A
3 del acero entre 50°C y 70°C. De ese modo se acorta el
tiempo total empleado en el tratamiento (se tarda menos para austenizar plenamente la
estructura cuanto más alta es la temperatura de austenización). Pero no se deben sobrepasar
las temperaturas recomendadas a fin de evitar los riesgos de sobrecalentamiento y quemado.
Si un acero hipoeutectoide no es autotemplante (no lo son los aceros al carbono ni los aceros de baja aleación), es decir si no se produce
martensita por simple enfriamiento al aire desde el estado austenítico, la estructura resultante en el normalizado suele ser de ferrita y perlita
laminar, tanto en la periferia como en el núcleo de la pieza normalizada. (Figura). Si el acero fuera autotemplante —por ser muy aleado (su curva
TTT muy alejada del origen de tiempos)— el enfriamiento al aire desde el estado gamma sería sencillamente un "temple al aire"; y en ese caso
sería impropio emplear el término "normalizado" para designar a ese tratamiento térmico

Si la pieza normalizada es de gran tamaño, la estructura perlítica en el núcleo de la pieza resultará más gruesa que en su periferia; porque el
enfriamiento periférico ha sido más rápido. Por tanto la carga de rotura de una probeta extraída del centro de esa pieza de grandes dimensiones
resultará menor que la de otra probeta extraída de una zona cercana a la superficie.

51. TRATAMIENTOS TÉRMICOS DE LOS ACEROS/NORMALIZADO
La refrigeración al aire desde el estado gamma resulta más rápida que el enfriamiento de equilibrio correspondiente al
diagrama Fe-Fe
3C. Suele considerarse de equilibrio el enfriamiento que tendría lugar, desde el estado gamma del acero,
muy lentamente, en el interior de un horno a puerta cerrada, como habitualmente se hace en el recocido de regeneración.

Por tanto, si se comparan los resultados de un normalizado con los de un recocido de regeneración en un mismo acero
hipoeutectoide de contenido en carbono C
1 %, el acero normalizado presentará : mayor proporción de perlita; menor
diámetro de grano de la ferrita proeutectoide; menor separación S
0 entre láminas de cementita; y más proporción de fe-
rrita en el interior de la perlita. En conclusión, el límite elástico, la carga de rotura, la dureza y, casi siempre, la tenacidad del
acero normalizado resultarán mayores que la del acero recocido.

Generalmente, en casi todos los materiales, cuando aumenta la dureza disminuye la tenacidad. Pero en el caso de un acero
normalizado no necesariamente resultará menor su tenacidad que la de ese mismo acero en estado recocido y por tanto
más blando: adviértase que tras normalizado las láminas de la cementita perlítica resultarán más delgadas que en el
recocido. Esas láminas delgadas pueden por tanto resultar menos frágiles que las gruesas al admitir una cierta deformación
plástica en servicio; y si llegan a quebrarse durante la deformación mecánica, las microgrietas generadas pueden quedar
detenidas en el interior de la ferrita que acolcha la lámina de cementita quebrada. Con lo que, según resulte el grado de
dilución de la perlita, también la tenacidad puede resultar mejorada por un normalizado.

52. Normalizado.
Habitualmente, con el tratamiento de normalizado se intenta obtener una estructura ferritoperlítica "normal"del acero, es decir, un tamaño de
grano ferrítico igual o inferior al valor 7 ASTM y perlita laminar fina. Este tratamiento suele tener por finalidad corregir una estructura defectuosa
previa —como la estructura de Widmanstátten—derivada de un grano austenítico grande. Se emplea habitualmente para afinar el grano de los
aceros en estado bruto de moldeo, o bruto de laminación, o sobrecalentados durante una austenización. En definitiva, puede decirse que el
tratamiento de normalizado es un tratamiento corrector.
Otras veces el normalizado se utiliza como alternativa del Temple+Revenido. En ese caso
se pretende simplemente lograr una estructura de perlita laminar —diluida y fina—
distribuida en una matriz de ferrita proeutectoide de grano fino. Con esa estructura
micrográfica la carga de rotura R
m del acero y su tenacidad pueden resultar suficientes
para muchos de los requerimientos en servicio; sin necesidad de templar y revenir el
acero. Así, gran parte de los aceros empleados en ferrocarriles —raíles, ruedas, etc— se
utilizan en estado normalizado.
En síntesis, el normalizado es apto para:

(a).- Eliminar tensiones producidas por operaciones anteriores.
(b).- Preparar el acero para operaciones de mecanizado merced a la estructura blanda
obtenida.
(c).- Proporcionar mejores propiedades mecánicas en razón de su estructura perlítica
fina.

Realizando esta misma operación en algunos aceros aleados (Cr, Ni, Cr-Ni, Mn, etc.),
denominados autotemplantes (enfriamiento al aire quieto), se obtiene una estructura
martensítica sumamente dura.

53. 0.5 %C
8°- ¿Se podría afirmar, en algún caso, que un acero con 0.5 % de carbono resulte hipereutectoide? Razónese.

La adición de otros elementos aleantes (Cr, Ni, Ti, etc.), a parte del C, cambia drásticamente el diagrama de fases binario hierro-carburo de
hierro (Fe-Fe
3C). La magnitud de las alteraciones de las posiciones de los límites de fases y la forma de los campos de fases dependen del
elemento de aleación y de su concentración. Uno de los cambios importantes es el desplazamiento de la posición del punto eutectoide con
respecto a la temperatura y a la concentración de carbono. Esto ocurre tanto con elementos alfágenos como gamágenos.

Por tanto, puede ocurrir que, debido a la presencia de elementos aleantes, el punto eutectoide pase a tener un contenido en carbono inferior al
0.5 %, de modo que el acero al carbono originalmente hipoeutectoide, sea al alearse hipereutectoide
Mn – elemento gammágeno 0.5 %C
Si – elemento alfágeno

54. 9°-10°- La temperatura de transición dúctil-frágil de aceros ferrito-perlíticos de alto y medio contenido en carbono puede calcularse por la
expresión:
f
α = Fracción volumétrica de ferrita proeutectoide del acero
d = Diámetro de grano de la ferrita, en mm
S
0 = espaciado interlaminar de la perlita en mm
p = tamaño de las colonias de perlita en mm
t = espesor de lámina de la cementita perlítica, en mm
Si = % de Si del acero;
N = % de Nitrógeno disuelto intersticialmente.
Cuando aumenta el coeficiente de dilución de la perlita, indicar en qué sentido (aumento o disminución) varía la ITT °C si el valor de p se
supone que permanece invariable.
0
ITTC  f

46 11.5d
12
  1 f
 335  5.6S
1/2
13.3 p
1/2
 3.48x10
6
t  48.7Si  762
N
   
Si aumenta el coeficiente de dilución de la perlita [(S
0/t)] → Término (2), resta menos
t se mantiene, aproximadamente, constante
Baja la cantidad de la ferrita proeutectoide ( F
Pe)  Baja f
α→ Término (1), suma menos

46+
11.5 
f
 
d

 

6 5.6 13.3
S
0
p

 
 1 f 335   3.48x10 t
 
Se corresponde con la contribución de la ferrita. Tiene signo negativo por lo que un aumento de f
 hace que se reste
un cantidad mayor, lo que es favorable ( ITT). También es favorable un diámetro de grano de la ferrita (d) pequeño.
Valora los efectos de la perlita.
f
→ (1-f
) , [S
0, p y t, %Si , d y N constantes]   ITT
S
0 , [ f
, p y t, %Si , d y N constantes]   ITT
p , [f
, S
0 , t, %Si , d y N constantes]   ITT
t , [f
, S
0 , p , %Si , d y N constantes]   ITT
d
t
 Sube ITT ( ITT).
D D´ D´ D
t t
S
f 
0
;
S´
f 
0
; f  f ; t  t´
5.6 13.3
p
t
0
t
1 f





 6 

 
 
 335    3.48x10 t

S 




(1)
(2)

55. La disminución del tamaño de grano de la ferrita, en cambio, resulta siempre
favorable: no modifica el alargamiento máximo uniforme, mejora la ductilidad
total a fractura (pese a aumentar el ritmo de crecimiento de la acritud
durante la deformación) y disminuye la temperatura ITT. Cantidades
moderadas de austenita retenida son propias e inevitables en aceros con alto
contenido en carbono, pero cantidades por encima del 50% de dicha
austenita disminuyen notablemente la dureza y la resistencia a fatiga.
La curvas de tenacidad (energía absorbida) frente a la temperatura son del tipo de las que pueden verse en la figura.
A mayores contenidos de carbono (con más fracción de perlita) el valor ITT es más grande. Lo que se busca es que el
valor de ITT sea lo más bajo posible para un buen comportamiento a la tenacidad.

El carbono es desfavorable para la conformabilidad, ya que al aumentar el
porcentaje de perlita disminuye la ductilidad (ε
u
y ε
T
) y aumenta el ritmo de
crecimiento de acritud (dσ/dε); al mismo tiempo eleva, desfavorablemente, la
temperatura de transición dúctil-frágil ITT.
Figura 1. La transición dúctil frágil
para distintos materiales

56. 1°- Algunos aceros binarios tienen contenidos en peso de carbono tales que la ferrita obtenida al iniciarse la transformación por enfriamiento
desde el estado gamma, resulta ser siempre magnética (recuérdese que es amagnética para temperaturas superiores a 770 °C). Se pide:
determinar el contenido mínimo de carbono C
1 que debe tener el acero para que esto ocurra y precisar si es un acero calmado o efervescente.
2°- En el caso de aceros hipereutectoides la temperatura eutectoide suele denominarse A
321. ¿Por qué?
3°- Temperaturas de comienzo y final de solidificación del acero del apartado 1°.
4°- ¿Este acero de C
1 % de carbono será más -o menos- propenso a la estructura bandeada, por laminación, que un acero de 0.15 % C? Razónese.
5°- Justificar cuál de los dos aceros del apartado anterior será más susceptible al agrietamiento por temple; y las diferencias entre ambos en
cuanto a austenita residual.
6°- Determinar el porcentaje en peso de ferrita proeutectoide y de ferrita eutectoide, del acero del apartado 1°, después de un recocido de
regeneración con enfriamiento de equilibrio.
7°- En ese mismo acero, después de un normalizado -por enfriamiento al aire- la estructura ha resultado ser 100 % de perlita. Determinar el
porcentaje de ferrita que tiene esa perlita diluida.
8°- Razones por las que -o por las que no- utilizaría ese acero para tubería soldada de oleoducto.
9°- ¿Por qué, o por qué no, sería adecuado ese acero para fabricar herramientas para corte con arranque de viruta?
10°- Indicar por qué -o por qué no- es necesario austenizar un acero si se desea incrementar periféricamente su contenido en Carbono mediante
una adecuada atmósfera carburante. Y calcular el porcentaje máximo de carbono que podría llegar a alcanzar la austenita a 950°C en esa
atmósfera carburante.
P4/ Problema D / Setiembre 2008

57. 1
1
912  727

770  727
 C  0.6 %
0.77  0 0.77  C
1
1495
0.60 %
1°- Algunos aceros binarios tienen contenidos en peso de carbono tales que la ferrita obtenida al iniciarse la transformación por enfriamiento
desde el estado gamma, resulta ser siempre magnética (recuérdese que es amagnética para temperaturas superiores a 770°C). Se pide:
determinar el contenido mínimo de carbono C
1 que debe tener el acero para que esto ocurra y precisar si es un acero calmado o efervescente.
-Aceros calmados: %C> 0.3%
-Acero efervescente: %C<0.15%
Por tanto se trata de un acero calmado.
**Acero calmado o reposado: Acero que
ha sido completamente desoxidado antes
de colarlo, mediante la adición de
manganeso, silicio o aluminio. Con este
procedimiento se obtienen lingotes
perfectos, ya que casi no hay producción
de gases durante la solidificación, lo que
impide que se formen sopladuras.
**Acero efervescente: Acero que no ha
sido desoxidado por completo antes de
verterlo en los moldes. Contiene gran
cantidad de sopladuras, pero no grietas.
A partir de esta composición,
considerando aceros ferrito-perlíticos y
enfriamiento de equilibrio aparece fase
 magnética

58. Para los aceros hipereutectoides: A
1=A
2=A
3=A
123 .
A
1=Lugar geométrico de los puntos donde tiene lugar la finalización de la
transformación gamma alfa (Desaparece la fase ).
A
2=Lugar geométrico del cambio de ferrita de amagnética a magnética (770 ºC).
Fe()(Amagnética)  Fe() (Magnética)
770 ºC
A
3= Lugar geométrico de las temperaturas críticas en las cuales comienza la
transformación Gamma  Ferrita (alfa).

TEXTO PERO-SANZ; página 268 “En los aceros hipereutectoides, los puntos de
transformación alotrópica de la austenita, se denominan A
123 para señalar que en
ellos hay coincidencia entre el inicio de la transformación gamma  alfa, y la
transformación magnética. Coinciden, por tanto, los puntos críticos A
3 y A
2 (A
2 señala
el cambio magnético de la ferrita) con el punto A
1; y además corresponde a un
temperatura constante (727ºC)”.

TEXTO PERO SANZ; “Aceros”; página 40: Adviértase que todos los aceros
hipoeutectoides, de contenido en carbono comprendido entre 0.0218% y 0.77 %C,
finalizan la transformación gamma  alfa a la temperatura eutectoide (A
e=727 ºC).
De ahí que sea precisamente esa temperatura eutectoide (A
e= 727 ºC) el punto
crítico A
1 de todos esos aceros.
A
123. Se recogen simultáneamente la temperatura de
aparición del primer grano de la fase  en el
calentamiento (A
1); la aparición del primer grano de fase
 a partir de las juntas de grano de fase  (A
3) y la
temperatura de paso de magnética a amagnetica (A
2)
Ferrita mágnetica, T < 770 ºC
Ferrita amagnética, T > 770 ºC.
2°- En el caso de aceros hipereutectoides la temperatura eutectoide suele denominarse A
321. ¿Por qué?

59. T
f=1418 ºC
Intervalo de solidificación =I
S=
= T
i – T
f = 1489 – 1418 = 71 ºC
1495 1148

T
i
1148
4.3  0.53 4.3  0.60

T
i=1489 ºC
0.60 %
T
f
T
i
T
i: temperatura de inicio de solidificación:
T
f: de final de solidificación.
3°- Temperaturas de comienzo y final de solidificación del acero del apartado 1°.
T
f
1148
1495 1148

2.11 0.17 2.11 0.60
(0.77 %C)  (0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C)
Reacción eutectoide
C=0.60 %

60. BANDA SEGREGADA
BANDA NO SEGREGADA
→ FERRITA
→ PERLITA
4°- ¿Este acero de C
1 % de carbono será más -o menos- propenso a la estructura bandeada, por laminación, que un acero de 0.15% C?
Razónese. C
1 = 0.60 % C
ESTRUCTURA BANDEADA
La estructura bandeada (generalmente bandas alternas de ferrita y de perlita) es un particular tipo de fibrado, que suele aparecer en aceros
de baja aleación una vez enfriados al aire después de su conformado en estado gamma. Es una herencia del estado bruto de solidificación,
particularmente si en el desarrollo de la solidificación se han producido reacciones peritécticas (La estructura bandeada se obtiene cuando
el acero participa de la reacción peritectica).

Por lo tanto, el de C
1% (0.6 %) tendrá menos problemas de este tipo que el de 0.15 %.
Es una consecuencia de la microsegregación o heterogeneidad química en la solidificación.
Los aceros que pasan por la peritéctica tienen este fenómeno agudizado porque se produce
concentración de la segregación. Existen granos de hierro gamma rodeados por bandas en
las que aparecen los elementos de aleación; impurezas. Tras la forja aparecen bandas ricas
en aleante y bandas pobres.

En estado liquido al solidificar, el primer solido, debido al coeficiente de reparto (K)
expulsa aleantes al seno del liquido. Este liquido, rico en aleantes, solidifica dando
una banda segregada. Ambas bandas siguen el diagrama Fe-C en el enfriamiento. Los
aleantes, por ejemplo, Si y P son muy alfagenos luego disminuyen la zona de
estabilidad de la fase , con lo cual su eutectoide sube adelantándose a la eutectoide
de la banda no segregada (la del solido inicial), por tanto, al transformarse la fase  de
la banda segregada a 
PRO, el excedente de C pasa a la no segregada, luego la fase
 de la no segregada aumenta su contenido en C hasta alcanzar la composición
eutectoide. Esta banda no segregada pasara a perlita. Luego en definitiva:

61. El acero con bandas alternas de ferrita y de perlita, puede considerarse como un material
compuesto a modo de fibras de perlita (integradas a su vez por un material cerámico —la
cementita—, y un material metálico, la ferrita) en una matriz metálica de ferrita. Esa
estructura bandeada acentúa la anisotropía de propiedades entre la dirección de la
conformación y sus normales. Esto puede resultar ventajoso para algunos
comportamientos direccionales pero, en general, la estructura en bandas es
desfavorable.

La estructura en bandas es desfavorable para las operaciones de mecanizado longitudinal
Para fresado, por ejemplo, el acabado superficial resulta peor si la estructura es
bandeada (Figura XII.38.a) que cuando no lo es (Figura XII.38.b). Las bandas de ferrita
tienen menor dureza que las de perlita y, por tanto, el arranque de viruta es desigual en
unas zonas que en otras. En el torneado, en cambio, por ser una operación no
longitudinal, el grado de acabado superficial depende menos de la estructura en bandas.

Resultan también desventajosas si se desea aminorar las vibraciones. Así, por ejemplo,
los engranajes que presentan estructura en bandas son más ruidosos que los que no
tienen bandas.
Figura XII.38.-Influencia de la
estructura bandeada en el fresado
El conocimiento de la génesis de las bandas proporciona las bases para obtener, por
procedimientos convencionales en Metalotecnia, productos de propiedades
direccionales.

62. Coeficientes de reparto en el hierro
Origen de la estructura en bandas
Suele aparecer después de la conformación en caliente de soluciones sólidas de bajo coeficiente de
reparto, cuando el metal disolvente presenta estados alotrópicos distintos, a la temperatura de
conformación y a la temperatura ambiente, y si los elementos solutos favorecen una u otra
alotropía desde la temperatura de conformación hasta la ambiental.
Durante el proceso de solidificación del acero, los contornos de los dendritos se enriquecen en
elementos en solución sólida (el coeficiente de reparto K de los elementos en el hierro es siempre < 1,
tanto sean alfágenos o gamágenos).

Los sulfuros de manganeso también suelen aparecer (aunque no en solución sólida) , a modo de
precipitados o como constituyentes de una eutéctica, en la periferia de los dendritos. Si bien luego de
conformado del acero esos sulfuros (se trata de inclusiones habitualmente deformables) aparecen
alineados en la dirección de la conformación.

Las zonas que alojan a los sulfuros (correspondientes a lo que fueron contornos de los dendritos)
tienen siempre un mayor contenido de elementos en solución sólida; porque la mayor parte de los
solutos, a diferencia del carbono, prácticamente no difunden durante el conformado (a menos que —
previamente a éste— se haya sometido el acero a un recocido de homogeneización de larga duración)

El carbono difunde con facilidad durante, por ejemplo, la forja en estado gamma del acero bruto de
solidificación, con lo que el contenido en C de la austenita conformada llega a ser igual en las zonas
que solidificaron en primer lugar y en las enriquecidas en otros elementos. Pero no ocurre así con los
otros elementos de aleación que, por estar en solución sólida de sustitución en el Fe, difunden con
más dificultad que el C (cuya solución sólida es de inserción). Y es precisamente el carácter alfágeno
o gammágeno de esos elementos es el responsable de la estructura bandeada: al resultar
diferentes los valores de A
3 (y también de A
1) en las zonas segregadas y en las no segregadas.

63. La génesis de la estructura en bandas viene a producirse como sigue:

Supóngase, por ejemplo, que los elementos en solución sean solamente alfágenos,
veáse, pequeños contenidos de Fósforo y Silicio, como ocurre en los aceros al
carbono de la Figura XII.36.a. Al descender la temperatura, una vez conformado en
caliente el acero, las primeras zonas que se transforman de gamma a alfa son
precisamente, ya que su temperatura A
3 es más alta, las enriquecidas en aquellos
elementos.

Como consecuencia de ello los átomos de carbono expulsados de estos granos de
ferrita pasan luego a la austenita contigua, enriqueciéndola en carbono y, por tanto,
disminuyendo su A
3. Por consiguiente estas zonas se transforman más tarde que las
primeras, durante el enfriamiento continuo, y originan las bandas de perlita. Los
sulfuros estarían "incluidos" en las bandas de ferrita


Si los elementos solutos hubieran sido todos gammágenos, en vez de alfágenos,
también aparece la estructura bandeada. Resultaría —por análogo razonamiento—
que las zonas segregadas se transformarían en último lugar dando perlita. Estas
bandas de perlita, a su vez, quedarán flanqueadas por las bandas de granos
ferríticos formados anteriormente; y los sulfuros aparecerán alojados en las
cadenas de perlita en lugar de localizarse en las cadenas de ferrita (lo que ocurre
cuando los aleantes son alfágenos).

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

66. ACEROS FORJADOS.

A continuación, vamos a ver un acero forjado o conformado en caliente. La muestra que observaremos, N – 10, tiene de
composición química 0,23 %C; 0,22 %Si; 0,035 %S y 0,024 %P. En lo que sigue, denominaremos forja en caliente, salvo
excepciones, a la conformación que el acero puede experimentar cuando se halla en estado gamma; estado cristalino que,
como sabemos, es el cúbico centrado en las caras, de gran plasticidad por el número de planos de fácil deslizamiento {111}.

Al forjar una aleación fundida, cuya composición permita esta forja; se consiguen, junto a la conformación que se desee,
varias ventajas de tipo estructural. Al aplastarse los dendritos se aproxima su superficie al núcleo de los mismos facilitando la
homogenización por difusión de los elementos segregados. Por otra parte, el aplastamiento de los dendritos va acompañado de
un estirado de las inclusiones plásticas en la dirección de forja; y también la trituración de las inclusiones frágiles, cuyos
fragmentos se orientan también en el mismo sentido de forja, originando la llamada “fibra”. Por otra parte, los granos iniciales
de moldeo se fragmentan y la acritud de deformación, junto con la temperatura de forja, permite la recristalización, dando
granos regulares notablemente más pequeños que los de las aleaciones moldeadas. Por otra parte, la recristalización y
crecimiento del grano recristalizado, permite eliminar sopladuras, grietas internas y otras discontinuidades, si estas
discontinuidades no se hayan oxidadas.

El grado de forja suele evaluarse por la relación entre las secciones iniciales y finales; es decir, suele llamarse índice de forja a
la relación entre la sección inicial y la sección final; o bien, se expresa a veces el % de índice de forja multiplicando 100 por
el quebrado (S
0 – S) / S
0, siendo S
0 la sección inicial y S la sección final. Otras, se emplea como índice de forja la relación de
espesores. Sin embargo es conveniente llamar la atención sobre el hecho de que esta forma geométrica final no representa a
veces la forja metalúrgica. Por ejemplo, podríamos tener piezas cuya forma final fuera aproximadamente igual a la inicial,
pero sin embargo las deformaciones en las tres direcciones hayan sido amplias, Y, por consiguiente, la permanencia de
dimensiones antes y después de una forja nada indica, sin embargo, sobre los efectos beneficiosos del conformado.

67. SMn en las bandas de ferrita. 600 ×
En la probeta N–10 puede verse que la estructura consta de ferrita y de
perlita, con mayor proporción de ferrita, como es lógico, por aplicación de la
regla de los segmentos inversos al diagrama metaestable Fe – C. La perlita es
muy fina: la naturaleza laminar de ésta se ve en algunos sitios; pero, para
poder resolverla, incluso empleando grandes aumentos, a veces no es posible
y sería precisa la utilización de un objetivo de inmersión en aceite o la
microscopía electrónica. Muesta una estructura bandeada típica: bandas de
ferrita y bandas de perlita alineadas en la dirección de conformación. El
origen de la estructura bandeada es objeto de explicación en las clases
teóricas; sin embargo, ya en esta práctica, a propósito de los aceros
moldeados, hemos señalado un efecto que trae como consecuencia la
estructura en bandas. El efecto era la segregación del C y de los elementos de
aleación, tanto alfágenos como gammágenos presentes en la composición
química del acero.
Los elementos de aleación se segregan hacia los espacios interdendríticos del mismo modo que también lo hacen generalmente
los sulfuros. Pues bien, al forjar el acero, los sulfuros se alinean en la dirección de la conformación, dando el “fibrado” de forja;
ello nos proporciona también el indicio de que, en su proximidad, hay mayor número de átomos en solución sólida dentro de la
austenita. La austenita que se haya en las proximidades de estos sulfuros es más rica en elementos de aleación. Vamos a referirnos
a los aceros al carbono, como el caso de la probeta N–10 que nos ocupa actualmente, en que únicamente hay elementos
alfágenos, concretamente Si y P. Por consiguiente, al enfriar lentamente la austenita, las zonas segregadas pasan antes de γ a α que
las no segregadas. Al formarse α, ferrita, en esas zonas segregadas, la ferrita expulsa el carbono hacia las zonas contiguas, no
segregadas, y el resultado final es que aparecen cadenas o bandas de ferrita contorneadas por cadenas de perlita. La perlita
aparece en las zonas no segregadas y la ferrita, junto con sulfuros, en la zona segregada.

68. Si el acero hubiera tenido en su composición química un predominio de elementos gammágenos, el resultado hubiese sido el
inverso; es decir, hubieran aparecido las colonias o cadenas de perlita en las zonas segregadas, y también en ellas se observarían
los sulfuros; en tanto que, en las zonas contiguas, no segregadas, es donde podrían observarse las cadenas de ferrita.

Luego, si tanto unos como otros aceros, hubieran
experimentado inicialmente un “largo” recocido de
homogeneización para evitar toda traza de
heterogeneidad química a escala dendrítica, en el
posterior proceso de conformación, no se hubieran
acusado tanto estas diferencias, estas heterogeneidades
de composición química, que dan origen a las bandas; y,
por tanto, no habría aparecido la estructura en bandas.
Los tratamientos de homogenización, previos a la forja
en caliente, suelen eliminar la segregación del carbono,
pero sólo y muy parcialmente la de los elementos de
aleación.

e modo que, las estructuras bandeadas son típicas en
todos los aceros de construcción, vid. Figs. XII.36 y
XII.37 del libro de texto.

69. A veces no aparece estructura bandeada, por enfriamiento
lento desde el estado austenítico, si la composición química del
acero es tal que, por una adecuada dosificación de elementos
antagonistas alfágenos y gammágenos, se consiguen
transformar al mismo tiempo, de gamma a alfa, tanto las zonas
segregadas como las no segregadas (por haber logrado el
mismo valor de A
3 en ambas zonas)
Pero en ese caso, aunque no aparezcan bandas de ferrita y de
perlita, subsisten las heterogeneidades químicas. Las bandas
están solamente enmascaradas. Las zonas segregadas —ricas en
elementos en solución sólida— tienen más templabilidad que
las no segregadas. Por eso, si vuelve a austenizar la estructura y
se enfría luego de modo continuo y rápido, pueden advertirse
esas diferencias de templabilidad: aparecerán —según sean "las
curvas TTT" correspondientes a las zonas segregadas y no—
bandas alternas de martensita y bainita; o de bainita y perlita; o
de martensita y perlita, etc. Figura XII.37
Figura XII.37.- Bandas de distinta templabilidad

70. Factores para eliminar o para enmascarar la estructura en bandas
Para que no aparezca estructura bandeada resultan favorables todos aquellos factores que contribuyan a lograr una composición química
uniforme, a escala microscópica, antes de la conformación. Por tanto, un remedio para eliminar la posibilidad de estructuras bandeadas es el
recocido de homogeneización a muy alta temperatura (que resulta más eficaz si se efectúa después de una forja previa a la conformación en
caliente definitiva).
La heterogeneidad química, responsable de las bandas, se acusa menos cuando la solidificación tiene lugar con una cristalización en
dendritos de pequeño tamaño. Los aceros con grano fino de solidificación no suelen presentar luego la estructura en bandas: porque se
homogeneizan con mayor facilidad durante la conformación en caliente. Y, en cualquier caso, puede eliminarse más rápidamente aquella
heterogeneidad química mediante un recocido de homogeneización. Cuanto más fino es el dendrito, hay una menor distancia entre la banda
segregada y la no segregada, de tal manera que ambas zonas acaban homogeneizándose
•El grano de solidificación de pequeño tamaño puede lograrse mediante un
aumento de la velocidad de nucleación del sólido: por enfriamiento más rápido
del fundido, o -para igual velocidad-empleando lingotes de menor tamaño, o
mediante agentes nucleantes afinadores de grano, etc.
•También se consigue dando vibraciones a la lingotera (los cristales de los bordes
pasan al líquido pudiendo, por tanto, darse la nucleación heterogenea).
•Dosificación de elementos alfagenos y gammagenos de modo que las bandas no
tengan un carácter marcado de uno u otro.

Los aceros extradulces, de carbono inferior a 0.0218%, no presentan estructura en
bandas porque no es posible la formación de perlita. Tampoco suele manifestarse la
estructura bandeada en los aceros de carbono superior a 0.6%. Se advierte, sobre
todo, en aceros cuyo carbono está comprendido entre 0.17 y 0.53 %. Esos aceros,
cuya solidificación se produce con reacción peritéctica, son más propensos a la
estructura en bandas que los aceros de alto carbono, [Figura XII.36 (c)], que
solidifican directamente en gamma sin reacción peritéctica.

71. Los aceros cuyo carbono está comprendido entre 0.17 % y 0.53 %, cuya estructura
primaria de solidificación debiera de ser sólo gamma, presentan una
discontinuidad en la composición química corno consecuencia de la reacción
peritéctica (líquido + deltagamma), que tiene lugar antes de finalizar la
solidificación. Así, a modo de ejemplo, en un acero de 0.13 %C, al término de la
solidificación peritéctica resultan casi iguales las proporciones de sólido delta (de
aproximadamente 0.09 % C) y sólido gamma (de aproximadamente 0.17 % C).

Después, una vez realizada la transformación alotrópica Delta-Gamma, las antiguas
regiones de gamma siguen conservando casi el doble de carbono que las otras.
Con lo que a la heterogeneidad en composición de solutos de sustitución se añade
una discontinuidad local del carbono.

Por otra parte, siempre que hay reacción peritéctica, tanto en aleaciones férreas
como no férreas, el equilibrio no es completo (Figura). Incluso los aceros de
contenido en carbono comprendido entre 0.09 %, y 0.0218 %C, cuya estructura
por solidificación de equilibrio es solamente delta, pueden también presentar
reacción peritéctica por solidificación de inequilibrio

Incluso los aceros cuya estructura de solidificación de equilibrio es solamente delta
(aceros de carbono inferior a 0.09 %), pueden también presentar reacción
peritéctica: por solidificación de inequilibrio.
Por tanto la propensión a dar estructura bandeada depende, acusadamente, de
las proporciones entre delta y gamma; y, en consecuencia, del contenido en
carbono del acero
C = 0.15 %
Reacción peritéctica incompleta

72. Cuando no se ha conseguido eliminar la heterogeneidad química responsable de las bandas, se puede sin embargo lograrse enmascarar su
estructura. Con ello se facilitaría la regularidad en operaciones de mecanizado: aunque potencialmente las bandas subsistirán y pueden volver a
aparecer en tratamientos térmicos posteriores.

Así, por ejemplo, no aparecerá la estructura bandeada si el enfriamiento del acero, en vez de efectuarse al aire desde la temperatura de
conformación, se realiza isotérmicamente en sales calientes: a temperaturas —por debajo de A
e, correspondientes a la zona perlítica superior de
la curva TTT.

De ese modo pueden transformarse simultáneamente las zonas segregadas y las no segregadas, dando únicamente estructura perlítica (más
favorable para mecanizar). Actuando de ese modo se ha logrado "enmascarar las bandas", pero no eliminarlas, puesto que la heterogeneidad en
composición química seguirá subsistiendo. Si se volviera a austenizar esa estructura perlítica y se efectuara desde esa temperatura un
enfriamiento al aire —por ejemplo un tratamiento de normalizado posterior al mecanizado—, volvería a aparecer la estructura bandeada. Se
comprobaría así, que la transformación isotérmica arriba indicada, o bien la realización de un tratamiento de recocido isotérmico, había
conseguido solamente enmascarar las bandas.


Las bandas pueden también ser enmascaradas mediante un recocido de austenización completa si se prolonga la permanencia a temperaturas
superiores a A
3 para embastecimiento del grano gamma. Con ello se intenta lograr que el diámetro de grano austenítico supere la distancia
existente las zonas segregadas y no segregadas, contiguas y paralelas. Así, si la anchura de heterogeneidad química queda localizada en el interior
del grano austenítico, no aparecerán bandas durante la transformación gamma  alfa que se produce en el enfriamiento continuo. De todas
formas, ese recocido de embastecimiento —del que se deriva una baja tenacidad heredada del grano austenítico basto— solamente tiene
justificación para mejorar la facilidad del mecanizado; y es, por tanto, un tratamiento intermedio; no un tratamiento para servicio.

73. Las bandas pueden también ser enmascaradas mediante un recocido de austenización completa si se prolonga la permanencia a temperaturas
superiores a A
3 para embastecimiento del grano gamma. Con ello se intenta lograr que el diámetro de grano austenítico supere la distancia
existente las zonas segregadas y no segregadas, contiguas y paralelas. Así, si h
1 anchura de heterogeneidad química queda localizada en el interior
del grano austenítico, no aparecerán bandas durante la transformación gamma/alfa que se produce en el enfriamiento continuo. De todas formas,
ese recocido de embastecimiento —del que se deriva una baja tenacidad heredada del grano austenítico basto— solamente tiene justificación
para mejorar la facilidad del mecanizado; y es, por tanto, un tratamiento intermedio; no un tratamiento para servicio.

El acero con bandas alternas de ferrita y de perlita, puede considerarse como un material compuesto por: a modo de fibras de perlita (integradas
a su vez por un material cerámico la cementita y un material metálico, la ferrita) en una matriz metálica de ferrita.

La estructura bandeada acentúa la anisotropia de propiedades entre la dirección de la conformacion y sus normales: lo cual, como antes se ha
señalado, puede resultar desfavorable. Sin embargo, como ocurre con las texturas, esa anisotropia es ventajosa para algunos comportamientos
direccionales.

74. ↑ Aleado  ↓ M
s  Mayor salto térmico  ↑Agrietabilidad
Steven, corregida por Irving
M
S (C)  561 474% C  33% Mn17% Ni17% Cr  21(%Mo) 11% W 11% Si
Si no hay elementos de aleación, aparte del carbono:
M
S (C)  561 474 % C   M
S (C) dis min uye linealmente con el contenido en C
Cuando en la periferia se forma martensita -y aumenta el volumen de esa zona- el núcleo, en cambio, sigue
siendo austenítico. En ese caso las tensiones a que se ve sometido el núcleo de la pieza como resultado de la
dilatación de la periferia se absorben a modo de deformación plástica del núcleo. Pero cuando llega el
momento de la transformación de austenita a martensita en el núcleo, las zonas externas -ya martensíticas-
están a temperaturas más bajas y tienen poca plasticidad.

Así cuando el núcleo se transforma en martensita, también con aumento de volumen, las zonas periféricas,
martensíticas y poco plásticas, ejercen una acción a modo de "zuncho" sobre el núcleo. La dilatación del
núcleo puede llegar a producir, por rotura de ese zunchado periférico, la aparición de grietas (a lo largo de las
generatrices del redondo si se trata de una pieza cilíndrica).

Cuanto menor sea la temperatura M
s del acero menor será la plasticidad de la martensita periférica al llegar
el momento en que el núcleo se transforme en martensita y aumente de volumen. Esa escasa plasticidad de
la periferia martensítica favorecerá la posibilidad de que se formen grietas en ese momento.
5°- Justificar cuál de los dos aceros del apartado anterior será más susceptible al agrietamiento por temple; y las diferencias entre ambos en
cuanto a austenita residual. (C
1 = 0.60 %C, C
2 = 0.15 %C )
Agrietamiento por temple
La agrietabilidad por temple aumenta cuando disminuye la temperatura de transformación
martensítica (M
S). Cuanto mas aleado es el acero menor es esta temperatura. Por lo tanto,
el acero de 0.6 % C está mas aleado (el C es un aleante) luego tiene menor M
s y, por tanto,
es el que tiene mayor susceptibilidad al agrietamiento.
↑Agrietabilidad  ↓M
s

75. %  residual  V =e
0.011M
S  T
m 
Austenita residual. (C
1 = 0.60 %C, C
2 = 0.15 %C )
a
T
m = Temperatura final del medio (temperatura de enfriamiento instantánea).
M
s-T
m = Salto térmico que provee la energía refrigerante para poder vencer el avance
de las agujas de martensita (así las agujas pueden progresar verificando la
transformación martensítica).
Menos aleado  Mayor M
s  Mayor salto térmico necesario para llevar a cabo la
transformación de la Austenita →Martensita  Menor % de austenita residual.
NOTA: el temple en aceite es menos severo que en agua, pero más que en el aire. En este, el
gradiente de temperatura periferia-núcleo de la pieza durante el enfriamiento será menor que
en agua y por tanto el riesgo de agrietamiento sería menor. El temple en medios menos
severos conlleva mayor cantidad de austenita residual.


Por tanto el de 0.6 % C está más aleado luego respondiendo al razonamiento anterior, éste presenta mayor riesgo de agrietamiento y mayor
austenita residual.

76. 6°- Determinar el porcentaje en peso de ferrita proeutectoide y de ferrita eutectoide, del acero del apartado 1°, después de un recocido de
regeneración con enfriamiento de equilibrio.


C = 0.6 %

77. ESTAMOS ANTE UN EJEMPLO DE CÁLCULO DE PROPORCIONES DE MICROCONSTITUYENTES EN UN ACERO HIPOEUTECTOIDE:
Cuando se habla de “ferrita total”, es necesario especificar a que temperatura nos estamos refiriendo.
Si en un enunciado no se especifica este dato, lo mas seguro es suponer que estamos en el caso de temperatura ambiente. En este modo tendríamos:
TOTAL
6.67  0.6
% Ferrita()  100  91.07 %
6.67  0.005
C = 0.6 %
TOTAL
% Cementita 
0.6  0.005
100  8.93 %
6.67  0.005
% Cementita
TOTAL
 100  % Ferrita()
TOTAL
 100  91.07  8.93 %
Cementita total:
o también
La expresión anterior tiene en cuenta que el límite máximo de solubilidad del C en la ferrita, a
temperatura ambiente, son 50 ppm=50*10
-4 % en peso de C.
Los siguientes cálculos están referidos, en el diagrama, a lo que ocurre un diferencial de grado
por encima de la temperatura eutectoide (T = T
e+):
Ferrita proeutectoide, de 0.0218 % en peso de C:
Esta austenita eutectoide es la que va a producir, por enfriamiento al traspasar la horizontal de 727ºC, la ferrita eutectoide y la cementita eutectoide (componentes
ambas de la perlita) que calculamos a continuación:
La ferrita eutectoide,
de 0.0218% en perlita, será:
La cementita terciaria será, % en peso:
PROEUTECTOIDE (TTe)
0.77  0.6
% Ferrita()  100  22.72 %
0.77  0.0218
EUTECTOIDE
% Austenita 
0.6  0.0218
100  77.28 %
0.77  0.0218
La austenita eutectoide, de 0.77 %C; es el complemento a 100 de esta ferrita proeutectoide:
% Austenita
EUTECTOUDE
 100  % Ferrita()
PROEUTECTOIDE
 100  22.72  77.28 % o también
Austenita
% Ferrita()
6.67  0.77
 
  Austenita  x % Ferrita
EUTECTOIDE  EUTECTOIDE   
 0.7728
6.67 0.0218
100  68.58 %
 EUTECTOIDE  
% Cementita
EUTECTOIDE
 % Austenita
EUTECTOIDE
 % Ferrita()
EUTECTOIDE
 77.28  68.52  8.7 %
% Cementita
TERCIARIA  % Cementita
TOTAL
 % Cementita
EUTECTOIDE
 8.93  8.7  0.23 %
(0.77 %C)  (0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C)
EUTECTOIDE
% Cementita   Austenita  x

% Cementita

 0.7728
0.77  0.218
100  8.70 %
 EUTECTOIDE  
Austenita
EUTECTOIDE  6.67  0.0218

78. % Ferrita()
PROEUTECTOIDE (TTe)
0.77  0.6
 100  22.72 %
0.77  0.0218
% Cementita   Austenita  x

% Cementita

 0.7728
0.77  0.218
100  8.70 %
EUTECTOIDE (Te)  EUTECTOIDE  
Austenita
EUTECTOIDE  6.67  0.0218
% Cementita
TERCIARIA  % Cementita
TOTAL
 % Cementita
EUTECTOIDE
 8.93  8.7  0.23 %
TOTAL
% Cementita 
0.6  0.005
100  8.93 %
6.67  0.005
TOTAL
% Ferrita() 
6.67  0.6
100  91.07 %
6.67  0.005
Fe
3C
M
Fe =55.845
M
Fe =12
M
Fe3C =179.55
% Fe =93.33
% C = 6.67
22.72 %
% Ferrita()
6.67  0.77
  Austenita  x

% Ferrita

 0.7728 100  68.58 %
EUTECTOIDE  EUTECTOIDE  
Austenita
EUTECTOIDE  6.67  0.0218
68.58 %
C
VERMICULAR
= 100(0.0168/6.67)x0.2272 = 0.0572
C
EXPULSADO (%)= 0.0218-0.005=0.0168
C
VERMICULAR = 0.23x0.2272x(100/91.3)=0.0572

79. El normalizado consiste en austenizar el acero de 0.45 % C (Calentando por encima de A
3 (804 ºC en este caso) y enfriar al aire.
La velocidad de enfriamiento al aire es mayor que la velocidad de enfriamiento de equilibrio → Modificaciones en el diagrama Fe-C
 (0.77 %C)  (0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C) Reacción eutectoide
PERLITA
100 % Perlita  (0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C)
100
% C acero
% C perlita diluida
% perlita transformada tras normalizado

0.60
% C Perlita diluida
1   % C Perlita diluida  0.60 %
1
1
La composición del eutectoide coincide con el % C del acero
(% perlita diluida)  100 
0.60  0.0218
100  C  0.60 %
C  0.0218
T
E
  E
0.6
C
1
0.6 %C
% ferrita % perlita diluida
7°- En ese mismo acero, después de un normalizado -por enfriamiento al aire- la estructura ha resultado ser 100 % de perlita. Determinar el
porcentaje de ferrita que tiene esa perlita diluída.
(%
PERLITICO
)  (Tanto por uno perlita) 
PERLITA  
 1x
6.67  0.60
100  91.30 %
6.67  0.0218

80. 8º.- Razones por las que-o por las que no- utilizaría ese acero para tubería soldada de oleoducto.
Límite de soldabilidad = %C < 0.25
No, porque para que los aceros sean soldables se requiere %C<0.25, y en este caso tenemos C=0.60 %.
Si tenemos %C>0.25 podría formarse estructura martensítica, que es frágil (dura pero poco tenaz).
El elevado contenido en carbono (C=0.60 %), provocaría, fruto del calor de la soldadura, un rápido endurecimiento debido a la aparición de
una estructura martensítica (la martensita es frágil) de gran tetragonalidad, que se calcula mediante la expresión:
M a
 c 
 1 0.045(%C)  1 0.045 x 0.60  1.027
 
 









a
a
La tetragonalidad hace que las propiedades varíen mucho con respecto a las iniciales, dando una zona de fragilidad en el cordón de soldadura.

En contenido en carbono de 0.6 %, supera al 0.25 %C, que se establece como límite de
los aceros soldables. En las zonas próximas al aporte del cordón de soldadura se
alcanza la temperatura A
3, con la consiguiente aparición de austenita, que se enfría
rápidamente en un proceso similar al temple. La martensita formada en las
proximidades del cordón resulta poco tenaz y es un punto débil cuando su
tetragonalidad es muy marcada.

Hasta el contenido en carbono del 0.25 % la red se asemeja bastante a la de la ferrita
ligeramente deformada con una tenacidad aceptable para una buena unión. Por
encima del contenido en carbono del 0.25 % se produce martensita de alta
tetragonalidad que es dura pero poco tenaz (frágil), lo que impide tener una verdader
unión (soldadura) de las piezas resistente a tenacidad. Por tanto, no resultará segura l
construcción de un oleoducto con estas uniones débiles de soldadura. La soldadura
produce una unión con riesgo de fractura, pues esta unión sería débil.

81. Perfil de temperaturas en el metal base. La zona afectada por el calor
En soldaduras por fusión de aceros puede advertirse, junto al cordón de cordón
de soldadura, una zona afectada por el calor (ZAC), intermedia entre el fundido y
el metal base inafectado por el calor. La permanencia a alta temperatura durante
el soldeo determina en cada punto del metal de base un estado térmico
estacionario definido por la temperatura máxima alcanzada en el cordón y la
velocidad de enfriamiento.
Perfil de temperatura y zonas estructurales en la
soldadura de un acero de baja aleación
La figura , de Easterling, ilustra sobre el perfil térmico de un producto largo, de
acero no aleado, de 0.20 %C. Como consecuencia de ese estado térmico, y de las
velocidades de enfriamiento, la estructura del acero base quedará muy afectada
en una zona ZAC que comprende cuatro regiones. Siguiendo a Sephérian puede
estimarse que -en aceros de media o baja aleación- la velocidad de enfriamiento
viene a ser del orden de 350 °C/minuto en la zona fundida; 250 °C/ minuto en la
región I; 175 °C/ minuto en la II y 100 °C/minuto en la III
Por consiguiente -en el caso considerado de un bajo carbono- el acero ha resultado
"sobrecalentado" (tamaño de grano austenítico grande) en la región I y la estructura tras
enfriamiento será del tipo acicular Widmanstätten.
En la región II la estructura resultará similar a la de un normalizado, es decir, ferrito perlítica. En III aparecerá una estructura mixta -de ferrita más globulita- derivada
de una austenización parcial. La zona IV corresponde a la posible globulización de carburos, análoga a un recocido subcrítico.
Si se tratara, en cambio, de un acero de mayor contenido en carbono (0.45 %C) en la región I se formaría martensita de baja tenacidad por su cristalografia muy
tetragonal -debida al alto carbono- y de morfología acicular. La formación de esa martensita se debe a que un tamaño de grano austenítico grande conlleva un
aumento de templabilidad. Supóngase que, además, el acero de 0.45 %C fuera autotemplante. En este caso la región II no presentaría estructura ferritoperlítica sino
martensítica y la III resultaría ferritomartensítica.

Tanto el acero al carbono de 0.45%C como el autotemplante de igual carbono comportarían riesgos de fisuración en soldadura , debido no sólo a tensiones por
contracción térmica y por variación alotrópica sino -sobre todo- a causa de la baja tenacidad de la martensita. Los aceros de muy bajo carbono, en cambio, se conocen
como aceros "de fácil soldadura" (la martensita, o no se forma o resulta cúbica y por tanto tenaz).

82. Aceros Pero-Sanz (Página 516)
Los aceros de herramientas son aceros utilizados para fabricar herramientas destinadas a conformar materiales por compresión,
percusión, cizallamiento, arranque de material, etc.
Para responder a los requerimientos que comporta su utilización las herramientas deben poseer un conjunto de propiedades
intrínsecas tales como: dureza, resistencia al desgaste (en frío y/o en caliente), tenacidad en el núcleo, templabilidad (y a veces
indeformabilidad en el temple), resistencia al choque térmico, buena maquinabilidad, etc. A ello se añade, a veces, la necesidad
de buen comportamiento a temperatura elevada, ya sea porque la herramienta se caliente por trabajo de frotamiento o
simplemente porque haya de conformar un material a alta temperatura. La necesidad primaria de una de esas propiedades
orientará —junto con el precio—hacia el tipo de acero adecuado.

La dureza en frío, característica común de casi todas las herramientas, justifica que los contenidos en carbono superen a los de
los aceros de construcción. Y la tenacidad requerida en el núcleo de las herramientas previene que habrán de ser revenidas
después de temple. Los elementos de aleación confieren primariamente templabilidad y resistencia al revenido de la martensita
y complementariamente otras propiedades. Los aceros no aleados, aunque son favorables por su precio bajo y mejor
maquinabilidad que los aleados, ablandan notablemente por revenido. En consecuencia no deberán emplearse para trabajos en
caliente.
9°- ¿Por qué, o por qué no, sería adecuado ese acero para fabricar herramientas para corte con arranque de viruta?

83. Para este propósito, el acero para fabricar herramientas ha de tener % C (aproximadamente)= 0.9 %; nuestro acero sería adecuado, puesto que la
cementita proporciona resistencia al desgaste.
De la curva de dureza – contenido en C de la martensita, se puede deducir que la dureza de
este acero supera los 60 HRc, de modo que tendría suficiente dureza para el proceso de corte
con arranque de viruta, pero siempre que la operación se realice con refrigeración y parada,
para evitar el calentamiento de la herramienta
Si el corte se hace a alta velocidad se genera un calor que calienta la herramienta templada,
lo que equivale a un revenido. Para conseguir una tenacidad adecuada el acero estará
revenido, pero con una pequeña pérdida de dureza. Si se supera esta temperatura durante el
funcionamiento de la herramienta continuara el revenido y puede perderse más dureza, lo
que impediría cumplir los requerimientos de una herramienta de corte.
Parámetros y dureza de la martensita, en
función del % de carbono (en la parte superior
de la figura, el parámetro a
 de la austenita).
Efecto del revenido en la
dureza de un acero de 0.62 % C
templado, realizado durante 1
hora a varias temperaturas

84. 1
1
1148  727

1148  950
 C  1.48 %
2.11 0.77 2.11 C
0.60 %
T
i
T
f

950°C
10°- Indicar por qué -o por qué no- es necesario austenizar un acero si se desea incrementar periféricamente su contenido en Carbono mediante
una adecuada atmósfera carburante. Y calcular el porcentaje máximo de carbono que podría llegar a alcanzar la austenita a 950°C en esa
atmósfera carburante.
Sí, es necesario austenizarlo para que aumente la solubilidad del C en el acero.
Los contenidos en C de la superficie carburada deben estar próximos al contenido del punto eutectoide (0.5-0.7 %C) para, que al templar,
se tenga martensita superficial dura. Sólo la austenita puede alcanzar esos contenidos en C, ya que la ferrita solo admite como máximo un
0.0218 % a 727 ºC. Por tanto, se debe austenizar previamente el acero y conseguir su enriquecimiento superficial en C.

85. Dos redondos de un mismo acero E, de diámetros respectivos D
1 y D
2 , después de ser austenizado a la misma temperatura han sido templados
en aceite. La formación de martensita dura (penetración de temple) alcanza hasta 3 mm a partir de la periferia del redondo D
1, y de 7 mm en el
redondo D
2. Responder a lo que sigue (indicando las razones de la respuesta):
1°- ¿Cuál de los dos redondos tiene mayor diámetro?
2°- ¿Por qué (o por qué no) es razonable afirmar que D
2 tiene mayor templabilidad que D
1?
3°- Si el temple se hubiera realizado en agua, la penetración de temple hubiera sido igual, mayor o menor que en el caso considerado de
temple en aceite?
4°- ¿Al aumentar la severidad de temple aumenta el diámetro crítico ideal?
5°- ¿Variará la proporción de austenita residual por temple en agua y por temple en aceite?
6°- Modificando algún factor extrínseco al acero. ¿Podría lograrse una penetración de temple superior a los 3 mm para temple en aceite del
redondo de acero F de diámetro D
1?
7°- El diámetro crítico (para temple en aceite) al 99 %, ¿es mayor, o menor, que el diámetro crítico real (para temple en aceite) al 50 % de
martensita?
8°- Se emplearía este acero E en estructuras metálicas soldadas?
9°- Hay tipos de acero que reciben el nombre de autotemplantes por su aptitud de temple al aire. ¿Será este el caso del acero E? La dureza del
acero después de normalizado será igual que después de temple en el caso de los aceros autotemplantes?
10°- Se emplearía el acero E para cementación en la fabricación de engranajes?
P5/Problema E

86. 4
DL
D
2
L
Masividad 
S

V

4
 D  Masividad 
D
L
Masividad  h (Penetración al temple)
Luego: h
1( 3 mm) < h
2( 7 mm)  D
1> D
2
A menor profundidad de temple (menor espesor de formación de martensita
dura), mayor diámetro del redondo


D
Dos redondos de un mismo acero E, de diámetros respectivos D
1 y D
2 , después de ser austenizado a la misma temperatura han sido
templados en aceite. La formación de martensita dura (penetración de temple) alcanza hasta 3 mm a partir de la periferia del redondo D
1, y de 7
mm en el redondo D
2. Responder a lo que sigue (indicando las razones de la respuesta):
1°- ¿Cuál de los dos redondos tiene mayor diámetro?
La profundidad del temple es mayor cuanto mayor sea la masividad de la pieza, es decir,
cuanto mayor sea la superficie (S) en relación a su volumen (V). A igualdad de otros factores
en el proceso de temple: composición química, severidad de temple, tamaño de grano, ….. La
transformación martensítica alcanza una mayor profundidad en los tamaños pequeños, ya
que la proporción área de cesión de calor en relación con el volumen (cantidad de calor
acumulado) aumenta con la reducción del diámetro, lográndose una cesión de calor más
rápida, disminuyendo la diferencia entre las velocidades de enfriamiento entre la periferia y
el núcleo y, finalmente, una mayor penetración de temple
Enfriamiento de la superficie (V
p) y del núcleo (V
n) al variar el
tamaño del redondo (D
I <D
2) y la severidad del refrigerante.
a)Redondo de diámetro D
1 enfriado en agua.
b)Redondo de diámetro D
2 enfriado en agua.
c)Redondo de diámetro D
1 enfriado al aire.
d)Redondo de diámetro D
2 enfriado al aire.

87. 2º.-¿Por qué (o por qué no) es razonable afirmar que D
2 tiene mayor templabilidad que D
1?
Templar una pieza de acero es lograr que su estructura sea plenamente martensítica. Para
ello es necesario austenizar la pieza y enfriarla de tal modo que en el centro de la pieza la
velocidad de enfriamiento supere un cierto valor critico V
c a fin de que la austenita
proporcione martensita sin transformaciones previas en las zonas perlítica o bainítica.
Templabilidad de un acero es su facilidad para ser templado.
La templabilidades algo intrínseco al acero, e independiente del tamaño de la pieza y de la severidad del medio de enfriamiento empleado. La
templabilidad viene definida por la curva TTT. Puede decirse que un acero es tanto más "templable" cuanto más alejada del origen de tiempos se
encuentra su curva TTT (curvas TTT más alejadas del origen de tiempos cuanto más aleado (porque los elementos disueltos en la austenita
retrasan las transformaciones perlíticas y bainíticas)-, ).
Por tanto, desde el punto de vista de los factores intrínsecos, NO se puede aumentar la templabilidad de un acero, ya que depende
exclusivamente de la composición química del acero (Carbono y elementos de aleación). Por ejemplo, la templabilidad es mayor cuanto
más grande sea el contenido en C
Sin variar la composición química se podría aumentar la templabilidad de un acero aumentado el tamaño de grano austenitico (d
) (mayor cuanto
más alta sea la temperatura de autenización) o la temperatura de austenización (T
), dado que esto da lugar a que las curvas TTT se alejen del
origen del tiempo (se desplazan hacia la derecha) o aumentando el tiempo de permanencia a la temperatura de austenización T.

Aumentado el tamaño de grano austenitico (d
), disminuye la densidad de juntas de grano [Tarda más en formarse en dichas juntas de grano la
ferrita (núcleo reactor de las transformaciones bainiticas) y la cementita (núcleo reactor de la transformación perlitica)], luego las curvas de
transformación perlitica y bainitica se desplazan a la derecha, aumentando, por tanto, la templabilidad. Por su parte, el efecto de elevar la
temperatura de austenización (T
), es similar al de aumentar el tamaño de grano austenitico (d
), pero teniendo la precaución de no
sobrecalentar ni quemar el acero. Pero esa práctica no es recomendable: porque la martensita formada en el temple a partir de un grano
austenítico de gran tamaño resulta poco tenaz incluso después de un revenido.
Por tanto, en nuestro caso no se puede decir que tengan diferente templabilidad, porque esta depende el %C (Composición química del acero),
que en este caso es la misma y no de las dimensiones de la pieza (%C igual  igual Ms). Lo que si podríamos decir es que el temple es completo
o incompleto, según sea el tamaño de la pieza.
D
1>D
2

88. Enfriamiento de la superficie (V
p) y del núcleo (V
n) al variar el
tamaño del redondo (D
I <D
2) y la severidad del refrigerante.
a)Redondo de diámetro D
1 enfriado en agua.
b)Redondo de diámetro D
2 enfriado en agua.
c)Redondo de diámetro D
1 enfriado al aire.
d)Redondo de diámetro D
2 enfriado al aire.
Si la martensita no llegó al núcleo es
porque su curva de enfriamiento no
corta M
s porque su enfriamiento es
lento (La curva de enfriamiento
tendría que ser más rápida).
3º.-Si el temple se hubiera hecho en agua, ¿la penetración del temple hubiera sido mayor o menor que en el caso considerado de temple en
aceite?
No es lo mismo templabilidad y penetración del temple. Se designa como penetración del
temple la distancia, a partir de la periferia, en que la pieza presenta estructura plenamente
martensítica. La penetración del temple viene determinada por la intersección de las
curvas de enfriamiento de los distintos puntos de la pieza -función del tamaño de la pieza y
de la severidad de temple- y la curva TTT del acero. La penetración de temple puede
aumentarse, por ejemplo, utilizando un agente refrigerante más severo.
Por tanto, si el temple se hubiera hecho en agua la penetración del
temple hubiera sido mayor que en el caso de temple en aceite

El agua es un medio refrigerante de
mayor severidad que el aceite
(Aumento de la severidad del
medio)  Aumenta el flujo
calorífico, lo que implica mayor
penetración del temple porque el
enfriamiento será más rápido.

89. 4º.-¿Al aumentar la severidad del temple aumenta el diámetro crítico ideal?
Concepto de diámetro crítico y diámetro crítico ideal.
Si consideramos una serie de piezas de forma cilíndrica, cuya longitud es muy grande con respecto a sus diámetros
progresivamente crecientes, al enfriarlas desde una misma temperatura de austenización, en un medio de severidad de temple
H, se observa que sólo aquellas cuyo diámetro es inferior a un cierto valor D
e quedan completamente templadas, mientras que
las restantes lo están solo parcialmente. A este diámetro máximo por debajo del cual toda la estructura es martensítica, se
denomina diámetro crítico.

Ahora bien, es lógico pensar que el valor de este diámetro sea función de la severidad de temple H; por tanto variará al variar
ésta. Se hace, pues, necesario fijar unas condiciones tipo de enfriamiento, que según Grossmann, corresponden a un temple
ideal. Tal temple sería realizado en unas condiciones en que la superficie del acero se enfría instantáneamente, al medio capaz de
conseguirlo, le correspondería una severidad H =  . Según esto, el diámetro crítico ideal de un acero se puede definir como el
mayor diámetro de una barra cilíndrica que, enfriada en un medio de severidad de temple infinito, presenta en su núcleo una
estructura totalmente martensítica.
Ni aumenta ni disminuye ya que el diámetro crítico ideal, por definición, es el diámetro de mayor redondo de ese acero, que
templado en un medio de severidad infinita, permite obtener el 99% de martensita en su centro. Por tanto, el diámetro crítico
ideal no varía. Es función del contenido en carbono (composición química) y del tamaño de grano austenítico.

NOTA: Si aumentaría el diámetro crítico real porque evacuamos más calor en menos tiempo por lo que podríamos templar
piezas de mayor dimensión.

 Severidad de temple  capacidad de absorción de calor tiene el medio   crítico real, porque evacuamos más calor
en menos tiempo, por lo que podemos templar piezas de mayor dimensión.

90. 5°- ¿Variará la proporción de austenita residual por temple en agua y por temple en aceite?
La austenita residual viene dada por:
%  residual  V =e
0.011M
S  T
m  T
m = Temperatura de enfriamiento instantáneo.
a
Si aumenta la severidad del medio (H)  T
m Baja  Baja V
a (menor porcentaje de gamma-residual)
El temple en agua alcanza una mayor profundidad de modo que tenemos más cantidad de martensita y se reduce, por tanto, la
cantidad de austenita no transformada (Residual).

6°- Modificando algún factor extrínseco al acero. ¿Podría lograrse una penetración de temple superior a los 3 mm para temple en aceite del
redondo de acero F de diámetro D
1?
Sin variar la composición química se podría aumentar la templabilidad de un acero aumentado el tamaño de grano austenitico (d
) (mayor
cuanto más alta sea la temperatura de austenización) o la temperatura de austenización (T
), dado que esto da lugar a que las curvas TTT se
alejen del origen del tiempo (se desplazan hacia la derecha) o aumentando el tiempo de permanencia a la temperatura de austenización T.

Aumentado el tamaño de grano austenitico (d
), disminuye la densidad de juntas de grano [Tarda más en formarse en dichas juntas de grano la
ferrita (núcleo reactor de las transformaciones bainiticas) y la cementita (núcleo reactor de la transformación perlitica)], luego las curvas de
transformación perlitica y bainitica se desplazan a la derecha, aumentando, por tanto, la templabilidad. Por su parte, el efecto de elevar la
temperatura de austenización (T
), es similar al de aumentar el tamaño de grano austenitico (d
), pero teniendo la precaución de no
sobrecalentar ni quemar el acero. Pero esa práctica no es recomendable: porque la martensita formada en el temple a partir de un grano
austenítico de gran tamaño resulta poco tenaz incluso después de un revenido.
Factores extrínsecos del acero:
1.-Modificando el tamaño de grano austenítico: si baja “d
” Baja Ms Baja la penetración por temple.

2.-Modificando la temperatura de austenización: si sube la temperatura de austenización Sube “d
” (excepto si hay presencia de sustancia
inhibidora)  Sube la homogeneidad de gamma  Baja Ms Baja la penetración por Temple Sube Va y agrietabilidad.

NOTA: si baja “d
”  sube número de juntas de grano, que suponen un obstáculo a la formación de martensita, por su influencia en el juego
de deformaciones elásticas y plásticas que concurren en la energía de tipo mecánico.

91. 7°- El diámetro crítico real (para temple en aceite) al 99 %, ¿es mayor, o menor, que el
diámetro crítico real (para temple en aceite) al 50 % de martensita?
Diámetro crítico real
Templar una pieza de acero es lograr que su estructura sea plenamente martensítica.
Figura 1.- Determinación del diámetro
crítico real de un acero para severidad H
1.
D: diámetro del redondo
d: profundidad de temple
D-2d = 0→D
cr
Temple completo Temple incompleto
Al templar (desde una misma temperatura de austenización) una serie de piezas de forma
cilíndrica de acero, cuya longitud es muy grande con respecto a sus diámetros
progresivamente crecientes, en un determinado medio refrigerante de severidad de temple
H
1-, se denomina diámetro crítico real del acero, D
cr, para severidad H
1 [H(agua) > H(aceite)
> H(aire)], al mayor redondo de ese acero que templado en ese medio refrigerante presenta
en su centro una estructura del 99 % de martensita. El diámetro critico real de cada acero,
para ese medio refrigerante H
1, puede determinarse midiendo la penetración de temple en
la sección transversal de redondos de tamaño creciente, como se esquematiza en la figura 1.
Es lógico pensar que el valor de este diámetro sea función de la severidad de
temple H, por tanto, variará al variar ésta. Al aumentar la severidad del temple ( H),
aumenta el diámetro crítico real, porque evacuamos mas calor en menos tiempo, por lo que
podemos templar piezas de mayor dimensión.
Diámetro crítico real (para temple en aceite) al 99 %
Mayor redondo de ese acero, que templado en un medio refrigerante, presenta en su centro
(núcleo) una estructura del 99 % de martensita
Diámetro crítico real (para temple en aceite) al 50 %
Mayor redondo de ese acero, que templado en un medio refrigerante, presenta en su centro (núcleo) una
estructura del 50 % de martensita (Se considera que en el núcleo se forma sólo un 50% de martensita)
De lo anterior se deduce que el diámetro crítico real al 99 % es menor que el diámetro crítico real al 50 %,
pues en este último caso se produce una menor transformación

92. 7°- El diámetro crítico real (para temple en aceite) al 99 %, ¿es mayor, o menor, que el
diámetro crítico real (para temple en aceite) al 50 % de martensita?
D
CR (50 %) > D
CR (99 %), y ello porque fijada la templablidad
(posición de las curvas CCT respecto del origen de tiempos),
se tiene:

•Obtener un núcleo completamente templado (99 %M)
obliga a templar redondos de bajo diámetro (poco
gradiente de temperatura ente "p y "n") y que la v
CT = v
n

•Si el requerimiento se hace menos estricto (50 %M en el
núcleo), la velocidad del núcleo podrá ser menor que en
el caso anterior v
n' < v
CT, siendo tangente a la cinética de
50 % de "producto" de transformación de  (Perlítica o
bainítica).

En resumen: el redondo D
CR (50 %) presentará, a igualdad del
resto de condiciones, mayor gradiente de temperatura entre
"p" y "n" que el D
CR (99%), lo que obliga a que sea de mayor
diámetro.

93. ¿Al aumentar el diámetro de un cilindro de acero para temple, varía su
templabilidad?¿Cómo varía el diámetro crítico real al 50% al variar la
severidad de temple?¿Y el diámetro crítico ideal?
(a).- La templabilidad (separación cinéticas de transformación de  del
origen de tiempos), de un acero no depende del diámetro del redondo
que se templa. Sólo de su composición química (factor intrínseco) y de su
temperatura de austenización y tamaño de grano gamma previo al
temple (factores extrínsecos).
(b).- D
CR (50%) se define como: «como el mayor diámetro de redondo del
acero de composición conocida, tal que enfriado en un medio de
severidad H
1(=H
aceite según enunciado), permite obtener un 50 % de
martensita en su núcleo».
Aumentar la severidad H
1>H
2 (grafico D-2d vs D), permite a igualdad de
redondo, disminuir la proporción no templada D-2d (curva para H
1 por
debajo de la de H
2), y con ello el D
CR (99%) de H=H
1, obtenido por
extrapolación de la curva de H=cte., con el eje de abcisas, ocurrirá mas
alejado del origen de abcisas, luego D
CR (99 %)
H=H2 > D
CR (99 %)
H=H1
Como D
CR (50 %) > D
CR (99 %), se tiene que:
D
CR (50%)
H=H2 > D
CR (50 %)
H=H1. Resumen: H → D
CR (50%)
(c).- El D
ci (50%/90%) se define con relación a medios de
severidad infinita H
∞, y en principio el razonamiento de
un aumento de severidad carece de significado.




ero
Figura 1.- Determinación del
diámetro crítico real de un ac
para severidad H
1.
D: diámetro del redondo
d: profundidad de temple
Severidad H
2 (< H
1)
Severidad H
1

D
CR(99 %)
H
1
H
2

94. Límite de soldabilidad = %C < 0.25 Para que los aceros sean soldables se requiere %C<0.25
Si tenemos %C>0.25 podría formarse estructura martensítica, que es frágil (dura pero poco tenaz).
El elevado contenido en carbono provocaría, fruto del calor de la soldadura, un rápido endurecimiento debido a la aparición de una
estructura martensítica (la martensita es frágil) de gran tetragonalidad, que se calcula mediante la expresión:
M a
 c 
 1 0.045(%C)  1 0.045 x 0.60  1.027
 
 
La tetragonalidad hace que las propiedades varíen mucho con respecto a las iniciales, dando una zona de fragilidad en el cordón de soldadura.
En las zonas próximas al aporte del cordón de soldadura se alcanza la temperatura A
3,
con la consiguiente aparición de austenita, que se enfría rápidamente en un proceso
similar al temple. La martensita formada en las proximidades del cordón resulta poco
tenaz y es un punto débil cuando su tetragonalidad es muy marcada.
Hasta el contenido en carbono del 0.25 % la red se asemeja bastante a la de la ferrita
ligeramente deformada con una tenacidad aceptable para una buena unión. Por
encima del contenido en carbono del 0.25 % se produce martensita de alta
tetragonalidad que es dura pero poco tenaz (frágil), lo que impide tener una verdadera
unión (soldadura) de las piezas resistente a tenacidad. Por tanto, la soldadura no
resultará segura, ya que produce una unión con riesgo de fractura, pues sería débil.
8°- Emplearía Vd este acero E en estructuras metálicas soldadas?
En principio, no porque formaría martensita (que es frágil y mala para la soldadura), y si porque al no penetrar, la estructura no enfragiliza en
las uniones soldadas.

95. 9°- Hay tipos de acero que reciben el nombre de autotemplantes por su aptitud de temple al aire. ¿Será este el caso del acero E? La dureza del
acero después de normalizado será igual que después de temple en el caso de los aceros autotemplantes?
Autotemplantes
Acero muy aleado
Crece tamaño del grano
austenítico
Implica curvas TTT alejadas del origen y por enfriamiento al aire desde la
temperatura de austenización dan martensita. Nuestro acero, E, no es
autotemplante ya que requiere un medio más severo que el aire (aceite).

Normalizado=Austenización+Temple al aire /// Aceros autotemplantes: Temple=Normalizado

La dureza tras el normalizado es igual que la de después del temple (en los autotemplantes), ya que autotemplante indica que temple al
aire y el normalizado consta de austenización y enfriamiento en aire.

La curva T.T.T. del acero, y en concreto su posición respecto al origen de tiempos,
depende del tamaño de grano de la austenita y de la composición química del
acero. Esa curva resultará más alejada del origen de tiempos cuanto mayor sea el
tamaño de grano austenítico y cuantos más elementos en solución sólida tenga la
austenita.
Por ello se dice que el acero tiene tanta más templabilidad -mayor facilidad para el
temple- cuanto más apartada del origen de tiempos se halle su curva T.T.T. Así, para un
acero muy aleado su curva T.T.T. estará muy desplazada del origen de tiempos y podría
obtenerse martensita por simple enfriamiento al aire desde la temperatura de
austenización. Los aceros que templan por simple enfriamiento al aire se denominan
"autotemplantes". Curvas muy alejadas del origen de tiempos, de modo que con
simple enfriamiento al aire se consigue una velocidad suficiente para conseguir el
temple completo.
Para que los aleantes resulten eficaces en el temple han de estar solubilizados
previamente en la austenita.

96. 10°- Emplearía Vd el acero E para cementación en la fabricación de engranajes?

Debería verificarse si el acero tiene las propiedades mecánicas para soportar los requerimientos de engranajes: duro en la periferia y
tenaz en el núcleo.

Se debe cumplir la condición de que el carbono del acero sea inferior a 0.2 %C (o valores similares), de modo que se obtenga en el temple
y revenido una estructura tenaz que forme el núcleo del engranaje. Por el proceso de cementación superficial se conseguiría aumentar la
dureza en la superficie y, por tanto, su resistencia al desgaste.

También se debe conseguir que el acero tenga la suficiente templabilidad para obtener la estructura martensítica –posteriormente se hará
un revenido- en el cuerpo del engranaje. Según la penetración al temple indicada en el enunciado, puede que no se cumpla esta condición,
aunque, en principio, no se puede asegurar nada al existir múltiples factores indeterminados: valores de D
1-D
2, diámetro equivalente del
engranaje, severidad del medio de temple,….

Luego SI, porque sería duro en la periferia y tenaz en el núcleo.

97. Se quiere templar en aceite un eje de acero de 40 mm de diámetro; la estructura en su núcleo deberá ser 99 % martensítica. La siguiente tabla
muestra la correlación que existe entre la velocidad de enfriamiento continuo (CCR, continuous cooling rate) en el centro de redondos de acero y
su diámetro (D), cuando han sido austenizados y templados en aceite:
Se dispone de los siguientes aceros I, II y III, de composición:
Se pide:
1°- Demostrar que existe una correlación lineal, doble logarítmica, entre el diámetro de los redondos y la velocidad de enfriamiento de su núcleo
cuando se templan en aceite.
2°- ¿Qué aceros, de los disponibles, resultarían idóneos para la fabricación del eje? ¿Cuáles no?
3°- ¿Cuál elegiría atendiendo, complementariamente, a criterios económicos? Determinar, tras revenido tenaz, sus rangos de resistencia mecánica y a la fatiga
respectivamente. Carga aproximada de rotura en estado recocido.
4°- ¿Cuál presentaría mayor riesgo de fisuración en el temple y mayor cantidad de austenita retenida?
P6/PROBLEMA F
1.6
Para aceros al N
i-C
r-M
o de baja aleación su velocidad crítica de temple viene dada por la siguiente relación empírica en que el símbolo de cada
elemento representa su % en peso:
log(CCR en º Cs1)  4.3  3.27(%C) 
Mn  Ni  Cr  Mo
ACERO % C % Mn % Ni % Cr % Mo
I 0.30 0.60 --- 1 0.20
II 0.40 0.80 1 0.90 0.30
III 0.35 0.80 2.20 0.90 0.30
D (mm) CCR (ºC/s)(ºC.s
-1)
250 0.17
100 2.5
20 50
5 667

98. 1°- Demostrar que existe una correlación lineal, doble logarítmica, entre el diámetro de los redondos y la velocidad de enfriamiento de su núcleo
cuando se templan en aceite.
D (mm) CCR (ºC/s)(ºC.
s-1
) logD LogCCR
500 0,17 2,70 -0,77
100 2,5 2,00 0,40
20 50 1,30 1,70
5 667 0,70 2,82
y = -1,8026x + 4,0566
R² = 0,9993
-1
-0,5
0
1
1,5
2
2,5
3
0 0,5 1 1,5 2 2,5 3
L
OGCC
R
(
ºC
/
S
)

LOG D (MM)
x = logD
y = LogCCR
y = 4.0566-1.8026x
0,5
logCCR = 4.0566-1.8026logD

99. 1.6
2°- ¿Qué aceros, de los disponibles, resultarían idóneos para la fabricación del eje? ¿Cuáles no?

log(CCR en º Cs1)  4.3  3.27(%C) 
Mn  Ni  Cr  Mo
II
1.6
log(CCR en º Cs1)  4.3  3.27x0.40 
0.80 1 0.90  0.30
 1.117
I
1.6
log(CCR en º Cs1)  4.3  3.27 x0.3 
0.6  0 1 0.20
 2.194
III
1.6
log(CCR en º Cs1)  4.3  3.27 x0.35 
0.80  2.20  0.90  0.30
 0.5305
ACERO % C % Mn % Ni % Cr % Mo
I 0.30 0.60 --- 1 0.20
II 0.40 0.80 1 0.90 0.30
III 0.35 0.80 2.20 0.90 0.30
y = -1,8026x + 4,0566
R² = 0,9993
-1
-0,5
0
0,5
1
1,5
2
2,5
3
0 0,5 1 1,5 2 2,5 3
L
O
G
CC
R
(
ºC/
S
)

LOG D (MM)
Para el eje (D=40 mm), log D=1.60 vamos a la gráfica con éste
valor y nos da log CCR = 1.19 15.5 ºC/s
De los 3 aceros anteriores el mejor es el segundo, pues su
velocidad crítica es similar al acero de partida.
Después le seguiría el III.
Situamos estas rectas, log D=cte, en el diagrama anterior y
vemos los valores “D” a los que cortan con la recta de regresión:
log(CCR)
I  2.194  (Gráfica)  logD  1, 03  D  10.7 mm
(CCR)
I  156.3 º C / s
log(CCR)
II  1.117  (Gráfica)  logD  1.63  D  42.7 mm
(CCR)
II  13.1 º C / s

log(CCR)
III  0.5305  (Gráfica)  logD  1, 96  D  91.2 mm
(CCR)
III  3.4 º C / s

100. A la vista de la figura solamente los aceros B y C (II y III) pueden ser templados en aceite consiguiendo martensita. El temple será mejor
para el acero B puesto que está más cerca del acero de partida (las curvas TTT más cercanas) El acero C tiene riesgo de agrietamiento por
tener una cantidad elevada de aleantes, que le dan demasiada plasticidad en deformación y mayor es su tendencia a rotura en la periferia
(T
núcleo<<T
periferia)
El acero A (I) necesita una velocidad de enfriamiento mayor que el de 40 mm, por lo que al final obtendríamos una estructura ferrítico
perlítica con bainita, sin llegar a martensita.
La agrietabilidad por temple aumenta cuando disminuye la temperatura de transformación martensítica.
Cuanto mas aleado es el acero menor es esta temperatura. Por lo tanto la de 3.5 % C está mas aleada
luego tiene menor M
s (la T indicada) y por tanto es la que tiene mayor susceptibilidad al agrietamiento.
↑Agrietabilidad  ↓Ms
↑ Aleado  ↓ Ms
La agrietabilidad al temple aumenta cuando disminuye M
s (temperatura de transformación martensítica), por tanto a mayor %C (el C es un
aleante) mayor será la susceptibilidad al agrietamiento puesto que al subir el % C disminuye el valor de M
s.
M
S (C)  561 474% C  33% Mn17% Ni17% Cr  21(%Mo) 11% W 11% Si
Steven, corregida por Irving

101. 3°- ¿Cuál elegiría atendiendo, complementariamente, a criterios económicos? Determinar, tras revenido tenaz, sus rangos de resistencia mecánica y a la
fatiga respectivamente. Carga aproximada de rotura en estado recocido.
Por economía, elegiríamos el acero B que tiene menos aleantes que el C y se adapta mejor a las condiciones de T (el acero C presenta mayor
riesgo de fisuración).Los elementos de aleación y el %C ejercen una influencia negativa sobre la velocidad crítica de temple, si subimos los
aleantes disminuye la velocidad crítica de temple.
1
0.77
m
C
R ( Acero)  300  500
1
 300  650C
R
m (MPa)
ACERO % C % Mn % Ni % Cr % Mo
495
I 0.30 0.60 --- 1 0.20
560
II 0.40 0.80 1 0.90 0.30
527.5
III 0.35 0.80 2.20 0.90 0.30
Tenacidad a la fractura en función de la
temperatura de revenido para aceros
endurecidos de medio carbono y baja aleación.
Revenido tenaz (Temperatura > 600 ºC)
Revenidos altos ( 600º C) 
A  4(%Mn)  4(%Si)  (%Ni)  0.5(%Co)  5(%Cr)  20(%Mo)  50(% V) 
(H
P)
II =83 + A
II= 83 + 14.7 = 97.7 RC (H
P)
III =83 + A
III = 83 + 15.9 = 98.9 RC
(H
c)
I,II,III =11.2 + [0.00334T(15.3+log t)] = 11.2 + [0.00334(550+273)(15.3+log (3600)] = 11.2+51.83= 63 RC
(H
P)
I =83 + A
I = 83 + 11.4 = 94.4 RC
La dureza tras revenido valdrá:
(H
R)
I = (H
P)
I - H
c = 94.4 - 63 = 31.4 RC; (H
R)
II = (H
P)
II - H
c = 97.7 - 63 = 34.7 RC; (H
R)
III = (H
P)
III - H
c = 98.9 - 63 = 35.9 RC;
Convirtiendo la dureza Rockwell C en Brinell (enunciado): HB (kg/mm
2
) = 10xHRC = 368.7
(H
B)
I = 10(H
R)
I = 314 kg/mm
2
; (H
B)
II = 10(H
R)
II = 347 kg/mm
2
; (H
B)
III = 10(H
R)
III = 359 kg/mm
2
;
La conversión de dureza Brinell a carga de rotura en aceros, se obtiene de la expresión: R
m (kg/mm
2
) = (3/10)HB (kg/mm
2
)
R
mI (kg/mm
2
) = (3/10)(HB)
I = 94.2 kg/mm
2
= 923.2 Mpa; Límite de Fatiga =(R
m/3, R
m/2) = (307.7 MPa, 461.6 MPa) R
mI
(kg/mm
2
) = (3/10)(HB)
I = 104.1 kg/mm
2
=1020.2 MPa ; Límite de Fatiga =(R
m/3, R
m/2) = (340.1 MPa, 510.1 MPa) R
mI
(kg/mm
2
) = (3/10)(HB)
I = 107.7 kg/mm
2
=1055.5 MPa ; Límite de Fatiga =(R
m/3, R
m/2) = (351.8 MPa, 527.8 MPa)

102. 4°- ¿Cuál presentaría mayor riesgo de fisuración en el temple y mayor cantidad de austenita retenida?
Cuanto mas aleado  Baja Ms
ACERO % C % Mn % Ni % Cr % Mo
I 0.30 0.60 --- 1 0.20
II 0.40 0.80 1 0.90 0.30
III 0.35 0.80 2.20 0.90 0.30
a
%  residual  V =e
0.011M
S T
m 
( para aceros con alto contenido en C)
a I
(%  residual)  V =e
0.011M
S  T
m 
 e
0.011377.8  25
 2.06 %
No hace sino confirmar lo concluido antes.
a
(%  residual)  4.52 %
II

0.011M  T  0.011306.4  25
V =e
S m
=e
a I
(%  residual)  V =e
0.011M
S  T
m 
 e
0.011309.4  25
 4.36 %
Steven, corregida por Irving
M
S (C)  561 474% C  33% Mn17% Ni17% Cr  21(%Mo) 11% W 11% Si
M
S (C)
I
 561 474x0.3  33x0.6 17x0 17x1 21x0.2  377.8  M
fI
 377.8  200  177.8
M
S (C)
II
 561 474x0.4  33x0.8 17x117x0.9  21x0.3  306.4  M
fII
 306.4  200  106.4
M
S (C)
III
 561 474x0.35  33x0.8 17x2.2 17x0.9  21x0.3  309.7  M
fIII
 309.7  200  109.7
El de mayor riesgo de figuración será el II.
 Sube la austerita residual
 Aumenta el riesgo de figuración

103. a
%  residual  V =e
0.011M
S  T
m 
T
m = Temperatura final del medio (temperatura de enfriamiento instantánea).
M
s-T
m = Salto térmico que provee la energía refrigerante para poder vencer el avance de las agujas de
martensita (así las agujas pueden progresar verificando la transformación martensítica).

Menos aleado  Mayor M
s  Mayor salto térmico necesario para llevar a cabo la
transformación de la Austenita →Martensita  Menor % de austenita residual.
NOTA: el temple en aceite es menos severo que en agua, pero más que en el aire. En este, el
gradiente de temperatura periferia-núcleo de la pieza durante el enfriamiento será menor que
en agua y por tanto el riesgo de agrietamiento sería menor. El temple en medios menos
severos conlleva mayor cantidad de austenita residual.
Fisuración en el temple
La agrietabilidad por temple aumenta cuando disminuye la temperatura de transformación
martensítica (M
S). Cuanto mas aleado es el acero menor es esta temperatura
↑Agrietabilidad  ↓M
s
↑ Aleado  ↓ M
s  Mayor salto térmico  ↑Agrietabilidad
Steven, corregida por Irving
M
S (C)  561 474% C  33% Mn17% Ni17% Cr  21(%Mo) 11% W 11% Si
Si no hay elementos de aleación, aparte del carbono:
M
S (C)  561 474 % C   M
S (C) dis min uye linealmente con el contenido en C
Cantidad de austenita retenida

104. 1°- Por aplicación de la Ley de Gibbs, determinar la forma de la curva de solidificación y enfriamiento de un acero binario, de 0.30 % C, desde
el estado fundido temperatura ambiente.
2°- A la temperatura ambiente, después de ese enfriamiento de equilibrio, calcular si es que existen esos tipos de CFe
3 en este acero los
porcentajes en peso de cementita: proeutéctica, eutéctica, proeutectoide, eutectoide y terciaria.
3°- Al austenizar este acero a 1000 °C para efectuar un normalizado se ha producido estructura de Widmanstatten. ¿Por qué? ¿Cómo podría
corregirse posteriormente este defecto?
4°- Por enfriamiento en corriente de aire desde el estado austenítico se observa en ese acero de 0.30 % C una estructura micrográfica de
ferrita y perlita con 50% en peso de perlita. Se pide determinar el porcentaje en carbono de esta "perlita diluida". ¿Por qué se le denomina
"diluida"?
5°- Justificar las diferencias si las hay entre este acero y otro de 0.60 % C, también binario, en cuanto a: templabilidad, susceptibilidad al
agrietamiento en el temple, porcentaje de austenita residual, temperatura máxima de revenido.
6°- A diferencia de los dos aceros considerados, en el caso de los aceros hipereutectoides la temperatura eutectoide suele denominarse
A
123 ¿Porqué?
7°- ¿Pueden dos aceros de distinta composición tener el mismo valor A
3? Razónese.
8°- Un acero con idéntico porcentaje de carbono y pequeños contenidos de Fósforo y Silicio (así como S y Mn que aparecen en forma de
sulfuros) presenta a temperatura ambiente, tras laminación en fase gamma, una estructura de bandas alternas de ferrita y perlita.
Razónese si los sulfuros aparecerán alojados preferentemente en algunas de esas bandas.
9°- ¿Cómo podría lograrse evitar esa estructura bandeada?
P7/Problema G

105. C=0.3 %
1
1495
1538 1495

T
i
1495
0.53  0 0.53  0.3
T
i=1514 ºC
Tf
T
f
1148
1495 1148

2.11 0.17 2.11 0.3
T
f=1472 ºC
0.3 %
T
i
Intervalo de solidificación =I
S=
= Ti – Tf = 1514 – 1472 = 42 ºC
La temperatura A
3 es:
A
3
 727 912  727

0.77  0 0.77  0.3
A
3=840 ºC
A
3
1°- Por aplicación de la Ley de Gibbs, determinar la forma de la curva de solidificación y enfriamiento de un acero binario, de 0.30 % C, desde el
estado fundido temperatura ambiente.

107. T´
e
T
e
L(4.3 %C)  (0.022 %C)  Fe
3
C(6.67 %C)
Sean:
C
pe: cementita primaria o proeutéctica;
C
e: cementita eutéctica;
C’
pe: cementita secundaria o proeutectoide;
p: perlita;
C’e: cementita eutectoide o que forma parte de la perlita;
C
V: cementita terciaria o vermicular;
C
T: cementita total; Reacción eutéctica
C
pe: es la que precipita en el líquido a partir de el, en este caso C
pe = 0, ya que lo que aparece es
γ primaria
C
e: es la que aparece fruto de la reacción eutéctica. Se calcula en el segmento eutéctico, mediante la
regla de los segmentos inversos. En este caso C
e = 0, ya que la reacción eutéctica no tiene lugar
C’
pe: es la que precipita al bajar la solubilidad del C en la fase al bajar la temperatura, entre T’
e y T
e. En
este caso C’
pe = 0
C’
pe = 0 %
C
pe = 0 %
C
e = 0 %
2°- A la temperatura ambiente, después de ese enfriamiento de
equilibrio, calcular si es que existen esos tipos de Fe
3C en este acero los
porcentajes en peso de cementita: proeutéctica, eutéctica, proeutectoide,
eutectoide y terciaria (Ver problema 4/Apartado 6º)
0.3 %
% C
T’
e
T
e

108. C
pe: cementita primaria o proeutéctica;
C
e: cementita eutéctica;
C’
pe: cementita secundaria o proeutectoide;
P: perlita;
C’
e: cementita eutectoide o que forma parte de la perlita;
C
V: cementita terciaria o vermicular;
C
T: cementita total;
Reacción eutectoide
(0.77 %C)  (0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C)
C’
e: es la que hay en la perlita:
C
T(727-) = C’
e + C
e+ C’
pe
T (Tamb)
C 
0.3  0.003
100  4.45 %
6.67  0.003
4.18 = C’
e + 0 + 0
C’
e = 4.18 %
C
V: es la que precipita por descenso de la solubilidad del carbono al bajar la
temperatura, sabiendo que a temperatura ambiente, el máximo de solubilidad
en la fase α es de 0.003 % de C.

C
V = C
T(Tamb) – C
T(727ºC-)
Ter
C = 4.45– 4.18= 0.27 %
C
Ter = 0.27 %
C
T (727 ºC)

0.3  0.0218
100  4.18 %
6.67  0.0218
C
T (727 ºC )

0.3  0.0218
100  4.18 %
6.67  0.0218
P= Ligeramente por debajo de 727º C hay
perlita (α+Fe
3C)+Fe
3C donde la perlita es el 
residual de antes.
P 
%C  0.0218
100 
0.3  0.0218
100  37.18 %
0.77  0.0218 0.77  0.0218
Perlita EUT e C  C
'
 (% perlita)x(Cementita )  37.18
0.77  0.0218
 4.18 %
6.67  0.0218

109. 3º.- Al austenizar este acero a 1000 ºC, para efectuar un normalizado, se ha producido una estructura Widmanstätten. ¿Por qué?.
¿Podría corregirse este defecto?.

El austenizado se realiza a A
3+(40-60)ºC  840+50 = 890ºC. Aquí estamos tratando con 1000 ºC. Al superar la temperatura de austenización , se
produce un aumento de tamaño de grano, lo que provoca la aparición de la estructura Widmastätten (grano grande). Esta estructura es
perjudicial porque confiere fragilidad. Este defecto se corrige mediante sucesivos calentamientos y enfriamientos lentos o mediante el
tratamiento de normalizado.


(Página 113. ‘Libro Aceros’). Habitualmente, con el tratamiento de normalizado se intenta obtener una estructura ferrito-perlítica “normal”
del acero; es decir, un tamaño de grano ferrítico igual o inferior (pero próximo) al valor 7 ASTM y perlita laminar fina. Este tratamiento suele
tener por finalidad corregir una estructura defectuosa previa, -como la estructura de Widmanstätten - derivada de un grano austenítico
grande, como consecuencia de enfriar la estructura por encima del equilibrio o por austenizar a temperaturas elevadas por encima de la
temperatura de austenización correcta, T
A = A
3+(40-50 ºC). Esta estructura confiere al acero malas propiedades desde el punto de vista
mecánico, al tener poca tenacidad debido al crecimiento acicular del grano. Con el tratamiento de normalizado la corregimos.

Se emplea habitualmente para afinar el grano austenítico de los aceros en estado bruto de moldeo, o bruto de laminación, o sobrecalentados
durante una austenización. En definitiva, puede decirse que el tratamiento de normalizado es, en este caso, un tratamiento corrector. Para
corregir que nuestro acero hubiera sufrido un sobrecalentamiento.

110.  (0.77 %C)  (0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C) Reacción eutectoide
PERLITA
50 % Perlita  (0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C)
100
% C acero
% C perlita diluida
% perlita transformada tras normalizado

0.3
% C Perlita diluida
0.5   % C Perlita diluida  0.60 %
1
1
La composición del eutectoide no coincide con el % C del acero
(% perlita diluida)  50 
0.3  0.0218
100  C  0.58 %
C  0.0218
T
E
  E
0.30
C
1
0.45 %C
% ferrita
% perlita diluida
4°- Por enfriamiento en corriente de aire desde el estado austenítico se observa en ese acero de 0.30 % C una estructura micrográfica de ferrita y
perlita con 50 % en peso de perlita. Se pide determinar el porcentaje en carbono de esta "perlita diluida". ¿Por qué se le denomina "diluida"?
El normalizado consiste en austenizar el acero de 0.30 % C (Calentando por encima de A
3 (804 ºC en este caso) y enfriar al aire.
La velocidad de enfriamiento al aire es mayor que la velocidad de enfriamiento de equilibrio → Modificaciones en el diagrama Fe-C
Tenemos un 0.3 % C que da un acero ferrito-perlítico con 50 % ferrita (alfa-proeutectoide) como
constituyente matriz y 50 % perlita (alfa
eutectoide+Cementita
eutectoide) como constituyente disperso
Se conoce como perlita diluida porque los bastones de cementita se encuentran separados
por unos “colchones” de ferrita más anchos que los correspondientes al enfriamiento de
equilibrio.
En la perlita aparece una mayor proporción de la fase , por lo que el contenido en C de esta
perlita es menor en relación al contenido en las condiciones de equilibrio (C
PERLITA 0.77 % →
C
PERLITA 0.58 % )
0.60
Perlita diluida

111. 5°- Justificar las diferencias si las hay entre este acero (0.30 %C) y otro de 0.60 % C, también binario, en cuanto a: templabilidad,
susceptibilidad al agrietamiento en el temple, porcentaje de austenita residual, temperatura máxima de revenido.
Más aleado Curvas TTT mas alejadas del origen de tiempos  Son necesarias menores velocidades de enfriamiento para evitar la
formación de perlita o bainita  Sube la templabilidad
El de 0.6 %C tiene, por tanto (el C es un aleante) mayor templabilidad.
Más aleado  Baja Ms  Sube incremento temperatura  Se incrementa el riesgo de agrietamiento (martensita más fría y
menos plástica

Más aleado  Baja Ms  Sube incremento temperatura Sube la austerita residual
M
S (C)  561 474% C  33% Mn17% Ni17% Cr  21(%Mo) 11% W 11% Si
Por tanto el de 0.6 % tiene mayor riesgo de agrietamiento y mayor % de austerita residual.

El revenidos es a una temperatura, T, tal que T<T
e y esta es siempre 727º luego no depende del acero.
Steven, corregida por Irving:

112. Para los aceros hipereutectoides: A
1=A
2=A
3=A
123 .
A
1=Lugar geométrico de los puntos donde tiene lugar la finalización de la
transformación gamma alfa (Desaparece la fase ).
A
2=Lugar geométrico del cambio de ferrita de amagnética a magnética (770 ºC).
Fe()(Amagnética)  Fe() (Magnética)
770 ºC
A
3= Lugar geométrico de las temperaturas críticas en las cuales comienza la
transformación Gamma  Ferrita (alfa).

TEXTO PERO-SANZ; página 268 “En los aceros hipereutectoides, los puntos de
transformación alotrópica de la austenita, se denominan A
123 para señalar que en
ellos hay coincidencia entre el inicio de la transformación gamma  alfa, y la
transformación magnética. Coinciden, por tanto, los puntos críticos A
3 y A
2 (A
2 señala
el cambio magnético de la ferrita) con el punto A
1; y además corresponde a un
temperatura constante (727ºC)”.

TEXTO PERO SANZ; “Aceros”; página 40: Adviértase que todos los aceros
hipoeutectoides, de contenido en carbono comprendido entre 0.0218% y 0.77 %C,
finalizan la transformación gamma  alfa a la temperatura eutectoide (A
e=727 ºC).
De ahí que sea precisamente esa temperatura eutectoide (A
e= 727 ºC) el punto
crítico A
1 de todos esos aceros.
A
123. Se recogen simultáneamente la temperatura de
aparición del primer grano de la fase  en el
calentamiento (A
1); la aparición del primer grano de fase
 a partir de las juntas de grano de fase  (A
3) y la
temperatura de paso de magnética a amagnetica (A
2) .
6°- A diferencia de los dos aceros considerados, en el caso de los aceros hipereutectoides la temperatura eutectoide suele denominarse
A
123 . ¿Porqué?

113. 7°- ¿Pueden dos aceros de distinta composición tener el mismo valor A
3? Razónese.
Si C>0.77 % en todos los casos posibles A
3 coincide.
Si C<0.77 %.
Si no están aleados con otros elementos de aleación diferentes al C , no
pueden tener el mismo valor de A
3, siempre que el enfriamiento sea de
equilibrio.
Consideramos los enfriamientos a diferentes velocidades la posición del
bucle  cambia (En general, un aumento de la velocidad de enfriamiento
(v
2>v
2>v
0) -siempre que ésta origine ferrita proeutectoide y perlita como
constituyentes- se traduce en una disminución de la temperatura A
3r). Se
puede observar como dos aceros con contenido en carbono diferente
(C
2<C
1) tienen la misma temperatura A
3.
Lo mismo se puede razonar con la presencia de elementos de aleación
que nos modifiquen el dominio de la austenita, por ejemplo moviendo la
“recta” A
3., dando lugar que coincida en el valor de A
3 en dos aceros de
distinta composición.
Velocidad de enfriamiento (v
0<v
1<v
2)
C
1
C
2
C
2
C
1

114. 8°- Un acero con idéntico porcentaje de carbono y pequeños contenidos de fósforo y silicio (así como S y Mn que aparecen en forma de
sulfuros) presenta a temperatura ambiente, tras laminación en fase gamma, una estructura de bandas alternas de ferrita y perlita. Razónese si
los sulfuros aparecerán alojados preferentemente en algunas de esas bandas.
El S posee una marcada tendencia a la segregación de modo que las inclusiones de MnS se presentan en la banda segregada. Según el
carácter alfageno o gammageno de los elementos en la banda segregada tendremos la indicación en la que aparecen los sulfuros.

a)Si en las bandas segregadas domina el carácter alfágeno, el SMn aparece en la banda segregada, por lo tanto aparece en la ferrita.
b)Si en las bandas agregadas domina el carácter gammágeno, el SMn aparece en la banda no segregada, por lo tanto en la perlita.
Como tenemos P y Si (Carácter alfageno, el SMn aparece en la ferrita).
Ver problema 4, apartado 4º
SMn en las bandas de ferrita. 600x

115. 9°- ¿Cómo podría lograrse evitar esa estructura bandeada?
El bandeado perlitico se podría eliminar por:

1.- Añadiendo semillas de inoculantes (tierras raras) que produzcan un afino grano . También se consigue dando vibraciones a la lingotera
(los cristales de los bordes pasan al líquido pudiendo, por tanto, darse la nucleación heterogénea). Cuanto más fino es el dendrito, hay una
menor distancia entre la banda segregada y la no segregada, de tal manera que ambas zonas acaban homogeneizándose eliminando el
bandeado perlitico (solidificación de grano fino).

2.- Dosificación de elementos alfagenos y gammagenos de modo que las bandas no tengan un carácter marcado de uno u otro.

3.- Tecnica de enmascarado del bandeado perlitico: patentado (tratamiento isotérmico de perlitización, que transforma ambas bandas en
perlita.

Otro enmascarado es el recocido de embastecimiento de grano
Enmascarar no significa eliminar, sino que no vemos las bandas pero al calentar las recuperamos.
Ver problema 4, apartado 4º

116. El tiempo transcurrido a temperatura constante para la total solidificación de un peso P
1 de fundición blanca eutéctica binaria, en condiciones
de equilibrio, ha resultado ser t
1 Una cantidad igual en peso P
1 de otra fundición hipoeutéctica binaria tardó en finalizar la solidificación a la
temperatura eutéctica, en condiciones de equilibrio, 0.4063t
1. Se pide:
1°- Diferencias en cuanto a segregación principal entre ambas aleaciones.
2°- Dibujar el diagrama metaestable Fe-C.
3°- Determinar el contenido en carbono, C
1, de aquella fundición hipoeutéctica.
4°- Cantidad de cementita eutectoide (en forma de perlita) que contiene esa fundición hipoeutéctica.
5°- Propiedades significativas de esa aleación.
6°- Por decarburación en estado líquido de esa fundición hipoeutéctica se ha logrado un acero cuyo coantenido en Carbono ha resultado ser diez
veces menor (0.1C
1). Si la decarburación se ha realizado plenamente en estado líquido ¿Cuál habrá sido al menos la temperatura de
decarburación?
7°- ¿Por qué o por qué no puede considerarse que ese acero es "de fácil soldabilidad"?
8°- Ese acero después de un normalizado resultó tener 50% de ferrita y 50% de perlita. Determinar el porcentaje de ferrita que tiene esa perlita
diluida.
9°- Determinar la temperatura A
3 de este acero. ¿Por qué o por qué no sería correcto templar ese acero desde 920°C? ¿Y desde 730°C?
10°- Al aumentar la severidad de temple ¿Por qué o por qué no varía la templabilidad de ese acero?
P8/Problema H (Setiembre 1997)

117. El tiempo transcurrido a temperatura constante para la total solidificación de un peso P
1 de fundición blanca eutéctica binaria, en
condiciones de equilibrio, ha resultado ser t
1 Una cantidad igual en peso P
1 de otra fundición hipoeutéctica binaria tardó en finalizar la
solidificación a la temperatura eutéctica, en condiciones de equilibrio, 0.4063t
1. Se pide:
1°- Diferencias en cuanto a segregación principal entre ambas aleaciones.
Los metales puros y los compuestos eutécticos no presentan segregación. Será mayor para el de 0.4063t
1, ya que a t
1 no presenta, por ser una
fundición blanca eutéctica.

2°- Dibujar el diagrama metaestable Fe-C.

118. 3°- Determinar el contenido en carbono, C
1, de aquella fundición hipoeutéctica.
La base del método de Taman para la determinación de
la composición eutéctica en un sistema binario consiste
en señalar para cantidades iguales de cuatro aleaciones
cuya composición se conoce, el tiempo empleado en la
solidificación eutéctica; y con ayuda de estos valores
representar gráficamente la composición eutéctica y las
composiciones de las soluciones sólidas 
m y 
n.
Tiempos
t
1
0.4063t

1
 x  3 %
4.3  2.11 x  2.11
E
6.67  3
C  100
0.77  0.0218
 7 %
6.67  0.77 6.67  0.0218
3 %C

4°- Cantidad de cementita eutectoide (en forma de
perlita) que contiene esa fundición hipoeutéctica.
% Cementita
EUTECTOIDE
 % PERLITA
TOTAL
x(tanto por uno Cementita
EUTECTOIDE
)

119. -Muy resistente al desgaste
-Barata
-
-
-
-
-
Mayor colabilidad que los aceros (Empleada para fabricar piezas por moldeo)
Débil rechupe.
Menor tenacidad que los aceros
Inmecanizables y muy frágiles
Indeformables
correspondientes a la solidificación eutéctica. Esta disposición continua de la cementita
confiere gran fragilidad a la aleación y un alargamiento nulo.
5°- Propiedades significativas de esa aleación. 3 %C
preferible emplear fundiciones blancas de media o alta aleación: presentan carburos no
cementíticos y martensita.
La estructura micrográfica de esta aleación esta formada por una red de cementita
(constituyente blanco) que engloba los granos de perlita formados por encima de la
temperatura eutéctica (originalmente granos de fase  transformados a T
e y los
Aunque las fundiciones integralmente blancas tienen una gama de empleo limitada a causa de su
baja resiliencia -menor que las grises- y de su difícil mecanizado -mucha cementita-, esta última
característica justifica su uso cuando se quieren elevadas resistencias al desgaste: bolas de molino,
forros de machacadoras de mandíbulas, revestimiento de tolvas, etc.
Prácticamente todas las funciones blancas industriales son hipoeutécticas. Pueden tener contenido
bajo en elementos de aleación, para favorecer la templabilidad. Entre estas señalamos por su
interés la fundición Ni-Hard que templa fácilmente; dado el alto contenido en Ni aparecerá además
de martensita gran cantidad de austenita retenida. En condiciones de trabajo esta austenita
retenida puede pasar -por acritud- a martensita.
Cuando el desgaste proviene de materiales en fragmentos (graneles), es más económico utilizar
fundiciones blancas no aleadas o débilmente aleadas (en estado de moldeo o en condición de
temple).
Cuando el desgaste y la corrosión se deben a rozamiento con partículas muy finas y abrasivas, es
A 100 × se ven claramente los dendritos de austenita primaria o
proeutéctica (transformada en perlita por enfriamiento); la ledeburita
(transformada por enfriamiento) forma el constituyente matriz.
A 600 × se observa que tanto la austenita primaria como la austenita
eutéctica, se han transformado en perlita por enfriamiento.

120. 0 0.3 0.53
6.-Por decarburación en estado líquido de esa fundición hipoeutéctica se ha logrado un acero cuyo contenido en carbono ha resultado
ser 10 veces menor (0.1C
1). Si la decarburación se ha realizado plenamente en estado líquido. ¿Cuál habrá sido al menos la temperatura
de decarburación?

Tomemos el acero cuyo contenido en carbono es: C
2 = 0.1C
1 = 0.1x3 = 0.3 %, para el cual calculamos la temperatura de decarburación


1538

T
dc
1495
dc
1538 1495

1538  T
dc
 T  1514 º C
0.53  0 0.3  0

121. Límite de soldabilidad = %C < 0.25
No, porque para que los aceros sean soldables se requiere %C<0.25, y en este caso tenemos C=0.59 %.
Si tenemos %C>0.25 podría formarse estructura martensítica, que es frágil (dura pero poco tenaz).
El elevado contenido en carbono (C=0.59 %), provocaría, fruto del calor de la soldadura, un rápido endurecimiento debido a la aparición de
una estructura martensítica (la martensita es frágil) de gran tetragonalidad, que se calcula mediante la expresión:
M a
 c 
 1 0.045(%C)  1 0.045 x 0.59  1.026
 
 
La tetragonalidad hace que las propiedades varíen mucho con respecto a las iniciales, dando una zona de fragilidad en el cordón de soldadura.

En contenido en carbono de 0.6 %, supera al 0.25 %C, que se establece como
límite de los aceros soldables. En las zonas próximas al aporte del cordón de
soldadura se alcanza la temperatura A
3, con la consiguiente aparición de
austenita, que se enfría rápidamente en un proceso similar al temple. La
martensita formada en las proximidades del cordón resulta poco tenaz y es un
punto débil cuando su tetragonalidad es muy marcada. Hasta el contenido en
carbono del 0.25 % la red se asemeja bastante a la de la ferrita ligeramente
deformada con una tenacidad aceptable para una buena unión. Por encima del
contenido en carbono del 0.25 % se produce martensita de alta tetragonalidad
que es dura pero poco tenaz (frágil), lo que impide tener una verdadera unión
(soldadura) de las piezas resistente a tenacidad. Por tanto, no resultará segura la
construcción de un oleoducto con estas uniones débiles de soldadura. La
soldadura produce una unión con riesgo de fractura, pues esta unión sería débil.
7.-¿Por qué, o por que no, puede considerarse que ese acero (0.3 %C) es de fácil soldabilidad?
Un acero de fácil soldabilidad es aquel cuyo contenido es carbono es menor del 0.25 % (C<0.25 %)

122.  (0.77 %C)  (0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C) Reacción eutectoide
PERLITA
0.3
% C Perlita diluida
% perlita transformada tras normalizado

% C acero
100 % C perlita diluida
0.5   % C Perlita diluida  0.60 %
1
1
(% perlita diluida)  50 
0.3  0.0218
100  C  0.58 %
C  0.0218
La composición del eutectoide no coincide con el % C del acero
(Nuevo punto eutectoide  % C de la perlita diluida)
E
T
  E
0.30
El normalizado consiste en austenizar el acero de 0.30 % C (Calentando por encima de A
3 (804 ºC en este caso) y enfriar al aire.
La velocidad de enfriamiento al aire es mayor que la velocidad de enfriamiento de equilibrio → Modificaciones en el diagrama Fe-C
Tenemos un 0.3 % C que da un acero ferrito-perlítico con 50 % ferrita (alfa-proeutectoide) como
constituyente matriz y 50 % perlita (alfa
eutectoide+Cementita
eutectoide) como constituyente disperso
0.58
8.-Ese acero después de un normalizado resultó tener 50 % de ferrita y 50 % de perlita. Determinar el porcentaje de ferrita que tiene esa
perlita diluida.
Perlita(0.58 % C)  (0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C)
Cuando el % de Mn crece, disminuye la temperatura eutectoide y la perlita tiene un
contenido de carbono, Cx, menor que 0.77%.
Como puede comprobarse aplicando la regla de los segmentos inversos esa perlita
tiene una proporción de ferrita mayor que la existente en la perlita no aleada. Por
ese motivo suele denominarse perlita diluida. Además las láminas de cementita y
ferrita de la perlita diluida son más delgadas que las de la perlita no aleada —y con
menor separación entre ambas— por haberse formado a temperatura inferior de
727 "C. Por ello la perlita aleada —aunque su porcentaje de carbono sea Cx <0.77%
C— resulta más dura y resistente que la perlita de 0.77%.
Perlita diluida
(%
PERLITICO
)  (Tanto por uno perlita) 
PERLITA  
6.67  0.58
 0.5x 100  45.80 %
6.67  0.0218

123. 0.6 %
La temperatura A
3 es:
A
3
 727 912  727

0.77  0 0.77  0.6
A
3=768 ºC
A
3
9°- Determinar la temperatura A
3 de este acero. ¿Por qué o por qué no sería correcto templar ese acero desde 920°C? ¿Y desde 730°C?
10°- Al aumentar la severidad de temple ¿Por qué o por qué no varía la templabilidad de ese acero?

No varía, porque la templabilidad es un factor intrínseco que depende sólo de la composición del acero y del tamaño de grano austenítico.
TEMPLAR=lograr una estructura plenamente martensítica.
Para ello hay que austenizar.

T
AUSTENIZACIÓN = A
3+(40-50ºC)= (aproximadamente)=810ºC
920 ºC: sería mucho  aumenta el crecimiento del grano.
730 ºC: sería poco; no austenizamos, lo que no permitirá
conseguir un buen temple al “surgir” la martensita del
enfriamiento de la austenita.
Acero: 0.60 %C

124. El tiempo transcurrido a T constante para la total solidificación de un peso P
1 de fundición blanca eutéctica binaria, en condiciones de
equilibrio ha resultado ser t
1. Una cantidad igual en peso de otra fundición blanca hipoeutéctica tardó en finalizar su solidificación, a la T
eutéctica, en condiciones de equilibrio: 0.4t
1, se pide:
1.-Determinar el contenido en C de la fundición hipoeutéctica.
2.-Partiendo del estado líquido, determinar las T de inicio y final de la solidificación de equilibrio de la fundición hipoeutéctica del apartado
anterior.
3.-Cantidad de cementita eutectoide que contiene la aleación de apartado anterior constituyente matriz de la aleación. Aplicaciones.
Por decarburación en estado líquido de la fundición blanca en cuestión, se ha obtenido un acero líquido de 0.35 % de carbono. se pide:
4.-Determinar, por aplicación de la Ley de Gibbs, las temperaturas, T, a las que se rompe el equilibrio, durante el enfriamiento hasta la
temperatura ambiente de este acero, indicando en cada caso las fases en equilibrio.
5.-¿Es adecuado emplear como T de temple de este acero alguna de las siguientes: 770 ºC; 870 ºC; 1050 ºC?. ¿Cuáles serían las
consecuencias en cada caso?
6.-¿El valor de la carga de rotura de este cuerpo resulta igual, mayor o menor, según la probeta que se extraiga del eje de un redondo de 250
mm de diámetro o de una zona próxima a la pared, en el supuesto de que dicho redondeo haya sido normalizado a 870 ºC?. Carga
aproximada de rotura del acero. Aplicaciones.
P8’/PROBLEMA H (VARIANTE). Setiembre 1997

125. El tiempo transcurrido a T constante para la total solidificación de un peso P
1 de fundición blanca eutéctica binaria, en condiciones de
equilibrio ha resultado ser t
1. Una cantidad igual en peso de otra fundición blanca hipoeutéctica tardó en finalizar su solidificación, a la T
eutéctica, en condiciones de equilibrio: 0.4t
1, se pide:

1.-Determinar el contenido en carbono C
1, de la fundición blanca hipoeutéctica
0.4t
1
t
1
  x  2.986 º C  3 º C
x  2.11 4.3  2.11

126. C=3 %
0.15
1495
Ti
1495 1148

1495  T
i
4.3  0.53 3  0.53
T
i=1269 ºC
T
f=1148 ºC
Tf=1148
Intervalo de solidificación =I
S=
= T
i – T
f = 1269 – 1148 = 121 ºC
2.-Partiendo del estado líquido, determinar las T de inicio y final de la solidificación de equilibrio de la fundición hipoeutéctica del apartado
anterior.
3 %

127. 3.0 %C
T´
e
T
e
L(4.3 %C)  (0.022 %C)  Fe
3
C(6.67 %C)
p: perlita;
C’
e: cementita eutectoide o que forma parte de la perlita;
C
V: cementita terciaria o vermicular;
C
T: cementita total;
F
pe: ferrita proeutectoide.
F
e: ferrita eutectoide.
Reacción eutéctica
C’
pe: es la que precipita al bajar la solubilidad del C en la fase al bajar la temperatura, entre T’
e y T
e
Por otro lado se verifica que: C
T = T
e+ = C
e+C’
pe:, es decir: 37.80 = 19.52 + C’
pe , luego C’
pe = 18.28 %
C’
pe = 18.28 %
C
pe = 0 %
C
e = 19.52 %
C
pe: es la que precipita a partir del líquido, en este caso C
pe = 0, ya que lo que aparece es γ primaria
(Fundición hipoeutéctica).
C
e: es la que aparece fruto de la reacción eutéctica. Se calcula en el
segmento eutéctico, mediante la regla de los segmentos inversos
e
C
3  2.11

%C  2.11
100  100  19.52 %
6.67  2.11 6.67  2.11
C
(TTe)
3  0.77

%C  0.77
100  100  37.80 %
6.67  0.77 6.67  0.77
3.-Cantidad de cementita eutectoide que contiene la aleación de apartado anterior
constituyente matriz de la aleación. Aplicaciones. (Ver Problema 1, apartado 1º)
C
pe: cementita primaria o proeutéctica;
C
e: cementita eutéctica;
C’
pe: cementita secundaria o proeutectoide;

128. T
3  0.003
C  100  44.95 %
6.67  0.003
T Te
3  0.0218
C  100  44.80 %
6.67  0.0218
C’
e = 7 %
C
V: es la que precipita por descenso de la solubilidad del carbono en la fase  al bajar la temperatura, sabiendo que a temperatura ambiente,
el máximo de solubilidad en la fase α es de 0.003% de C.
C = C – C
V T T=Te- V
C = 44.95– 44.80= 0.15 %
C
V = 0.15 %
Reacción eutectoide
(0.77 %C)  (0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C)
C’
e: es la que hay en la perlita:
C
T Te
3  0.0218
 100  44.80 %
6.67  0.0218
C
T=Te- = C’
e + C
e+ C’
pe
44.80 = C’
e + 19.52+ 18.28
Perlita EUT e
C  C
'
 (% perlita)x(Cementita ) 
6.67  3
100
0.77  0.0218
 7 %
6.67  0.77 6.67  0.0218
3.0 %C
C
T = 44.95 %
P= Ligeramente por debajo de 727º C
hay perlita (α+Fe
3C)+Fe
3C donde la
perlita es el  residual de antes.
P = 100-C
T(727 ºC+) = 100 – 37.80 = 62.20
6.67  3
P 
6.67  %C
100  100  62.20 %
6.67  0.77 6.67  0.77

129. C
pe: cementita primaria o proeutéctica;
C
e: cementita eutéctica;
C’
pe: cementita secundaria o proeutectoide;
P: perlita;
C’
e: cementita eutectoide o que forma parte de la perlita;
C
V: cementita terciaria o vermicular;
C
T: cementita total;
F
pe: ferrita proeutectoide.
F
e: ferrita eutectoide.
Reacción eutectoide
(0.77 %C)  (0.022 %C)  Fe
3
C(6.67 %C)
F
pe: Al tener el acero un contenido en carbono mayor de 0.77 % (C>0.77 %) no
aparece ferrita proeutectoide, por lo que F
pe = 0
F
e: es la que aparece fruto de la reacción eutéctica. Se calcula en el
segmento eutéctico, mediante la regla de los segmentos inversos
e EUTECTOIDE
F  F 
6.67  3
100  55.20 %
6.67  0.0218
3.0 %C
Ferrita total = F
T →
T
6.67  3
F  100  55.05 %
6.67  0.003
APLICACIONES: para moldeo. Ver problema Setiembre 99 (Problema 18) o en el libro VIII.1.4.

130. C=0.35 %
T
i 1495 1538 1495

0.53  0
1
1495
Tf
0.53  0.35
T
i=1510 ºC
T
f
1148 1495 1148

0.35 %
T
i
2.11 0.17 2.11 0.35
T
f=1463 ºC
Intervalo de solidificación =I
S=
= Ti – Tf = 1510 – 1463 = 47 ºC
La temperatura A
3 es:
A
3
 727 912  727

0.77  0 0.77  0.35
A
3=828 ºC
A
3
Por decarburación en estado líquido de la fundición blanca en cuestión, se ha obtenido un acero líquido de 0.35 % de carbono. Se pide:
4.-Determinar, por aplicación de la Ley de Gibbs, las temperaturas, T, a las que se rompe el equilibrio, durante el enfriamiento hasta la
temperatura ambiente de este acero, indicando en cada caso las fases en equilibrio.

131. **Como patrón general, a la hora de construir triángulos, para hacer cálculos, hay que aprovechar líneas horizontales o verticales del
diagrama; o bien sus prolongaciones. Respecto a las oblicuas, esto es, las hipotenusas de los triángulos, no tiene tanta importancia de que, a
su vez, estas oblicuas coincidan con oblicuas del diagrama, como demuestra el ejemplo precedente. Eso sí, hay que procurar que sean lo mas
aproximadas posible a una línea real de la gráfica.

132. 5.-¿Es adecuado emplear como T de temple de este acero alguna de las siguientes: 770 ºC; 870 ºC; 1050 ºC?. ¿Cuáles serían las
consecuencias en cada caso?
Para aceros hipereutectoides (0.77< %C <2.11), se emplean temperaturas de temple: A
e+40ºC; esto es: 727+40=770ºC, para evitar riesgos de
sobrecalentamiento. Pero en este caso, tenemos un acero hipoeutectoide, por que no tenemos ese riesgo, o al menos el riesgo es menor, (la
T
SOLIDUS hipoeutectoides > T
SOLIDUS hipereutectoides). Por esta razón, para los aceros hipoeutectoides suelen emplearse temperaturas de temple 40
-60ºC por encima de A
3C. En este caso sería A
3C =(aproximadamente) 828ºC T de temple=868-870 ºC.
La temperatura de 770ºC sería pequeña, todavía tendríamos ferrita (Fe-alfa) disuelta en el líquido, por lo que no sería adecuado para templar.
No austenizamos, lo que no permitirá conseguir un buen temple al “surgir” la martensita del enfriamiento de la austenita.
A 1050 ºC es un poco excesiva, ya que el tamaño de grano austenítico podría crecer demasiado, produciendo un sobrecalentamiento dando
origen a la estructura de Widmanstäten. A temperaturas mayores, además de crecer mucho el tamaño de grano austenítico, estaríamos muy
próximos a la línea sólidus y podría producirse el quemado, (formación de óxido de hierro en las juntas de grano, que podría incluso licuarse,
0.35 %C produciendo una desagregación intergranular).
Acero quemado
Cuando en el calentamiento se alcanza una temperatura tan elevada que ha
comenzado la fusión incipiente de las impurezas acumuladas en los límites de los
granos, es posible la oxidación intergranular por el oxígeno de la atmósfera que
penetra a través de los poros del metal. Se obtiene así un acero quemado que no
tiene apenas cohesión, ni es posible regenerarlo por ningún tratamiento. El acero
en estas condiciones es totalmente inservible. En la figura, debida a Apraiz, se
representan las variaciones que experimenta el grano austenítico en función de las
temperaturas de calentamiento.

133. 6.-¿El valor de la carga de rotura de este cuerpo resulta igual, mayor o menor, según la probeta que se extraiga del eje de un redondo de 250
mm de diámetro o de una zona próxima a la pared, en el supuesto de que dicho redondeo haya sido normalizado a 870º C?. Carga
aproximada de rotura del acero. Aplicaciones.
La resistencia de una probeta de la pared sería mayor que una del centro, porque el
gradiente de temperatura entre periferia y núcleo hace que la estructura perlítica sea
mas gruesa en el núcleo.

Rm  300  650(%C)  300  650x0.35  527.5 MPa
o también:
Rm  300 f
  800 f
p

f (Tanto por uno ferrita) 
0.77  0.35
 0.55
0.77  0.002
f
  f
p  1  f
p  1 f
  1 0.55  0.45
Rm  300 f
  800 f
p  300x0.55  800x0.45  525 MPa

Aplicaciones: cigüeñales, válvulas, engranajes, etc.

134. La temperatura a que inicia su solidificación un determinado acero binario es 1480 °C. Se pide:
1°- Indicar el sistema cristalino al que pertenece la estructura primaria de solidificación de este acero. Estructura y carga de rotura, en estado
recocido, del acero a temperatura ambiente. La temperatura de transición, ¿resultaría superior o inferior a la ambiente? Valor aproximado
de su resistencia a la fatiga.
2°- ¿Emplearía este acero para tuberías soldadas (por ejemplo para oleoductos)? Razónese.
3°- ¿Por qué, o por qué no, es adecuado este acero para chapas laminadas en frío; destinadas por ejemplo a carrocería de automóvil?
4°- Justificar las diferencias si las hay entre este acero y otro de 0.20 % C, también binario, en cuanto a: templabilidad, susceptibilidad al
agrietamiento en el temple, porcentaje de austenita residual, temperatura máxima de revenido y propensión al bandeado.
5°- A diferencia de este acero, en el caso de los aceros hipereutectoides la temperatura eutectoide suele denominarse A
123. ¿Por qué? 6°-
Con base en su estructura indicar por qué determinados aceros reciben el nombre de "rápidos". Y razónese sobre el tipo de recocido
más adecuado para esos aceros.
7°- ¿Qué quiere decir tamaño de grano ASTM igual a 5? ¿A qué longitud equivale?. Calcularlo.
8º.- Al austenizar este acero a 1000 ºC, para efectuar un normalizado, se ha producido una estructura Widmanstatten. ¿Por qué?.
¿Podría corregirse este defecto?.
9º.-Tratamientos isotérmicos de “Austempering” y “Martempering”.
P9/ Problema I (Febrero 1997) (Setiembre 2004)

135. T= 1480 ºC
1495 1148

1480 1148
4.3  0.53 4.3  x
1480 ºC
x = C = 0.69 %
0.69 %
La temperatura a que inicia su solidificación un determinado acero binario es 1480 °C. Se pide:
1°- Indicar el sistema cristalino al que pertenece la estructura primaria de solidificación de este acero. Estructura y carga de rotura, en estado
recocido, del acero a temperatura ambiente. La temperatura de transición, ¿resultaría superior o inferior a la ambiente? Valor aproximado de su
resistencia a la fatiga.
FCC
La estructura primaria de solidificación es γ . A
temperatura ambiente el acero binario está compuesto
por Ferrita-α (BCC)+ un compuesto eutectoide denominado
perlita que son unas bandas de ferrita-cementita. El
constituyente matriz es la ferrita proeutectoide
Los aceros "binarios" —de solo Fe y C— resultan ser:
•Plenamente ferríticos (si %C<0.0218%)
•Ferritoperlíticos (para %C entre 0.1%-0.5%)
•Perlitoferríticos (si el % C está comprendido entre 0.5% y 0.77%)
•Cementitoperlíticos (%C>0.77, hipereutectoides).
Con frecuencia se agrupan bajo una denominación genérica de
"aceros al carbono" y se encuadran en: aceros de bajo carbono
(<0.2 %C), de medio carbono (0.2-0.5 %C), y de alto carbono (>0.5 %
C).
En nuestro caso se trata de un acero perlitoferrítico
En los aceros hipoeutectoides, ya sean ferríticos o ferritoperlíticos, por ser la ferrita su constituyente matriz, el límite elástico y la carga de rotura
por tracción aumentan con el contenido en carbono.

136. (PERO-SANZ “Aceros”: paginas 40-41. En los aceros binarios hipoeutectoides la ferrita proeutectoide aparece claramente como constituyente matriz, -en forma de
red o malla que contornea a la perlita- cuando los aceros tienen de 0.55 a 0.77 % de C. En aceros de menos de 0.55% de C la ferrita, que siempre es el constituyente
matriz, se presenta como cristales entremezclados con las colonias de perlita.
Tomando como base esa morfología ferritoperlítica de la estructura micrográfica puede estimarse que la carga de rotura por tracción de un acero ferritoperlítico
viene a ser, aproximadamente: R
m(MPa)=(800p+300f)/100. Siendo p el porcentaje en peso de perlita que tenga el acero y f su porcentaje de ferrita (es decir, el
complemente a 100 de p); y habiendo tomado como valor de la carga de rotura de la perlita 800 MPa, y como carga de rotura de la ferrita 300 MPa. Por otra parte,
para un acero hipoeutectoide con % C
1 de carbono, los porcentajes en peso de perlita, y de ferrita proeutectoide, son respectivamente, según se desprende de
aplicar la regla de los segmentos inversos:
100
0.77  C
1
% Ferrita()
PROEUTECTOIDE

0.77  0.0218
C
1
 0.0218
100 % Perlita 
0.77  0.0218
En nuestro caso
0.69  0.0218
% Perlita  100  89.3 %
0.77  0.0218
PROEUTECTOIDE
% Ferrita()
0.77  0.69
 100  10.7 %
0.77  0.0218
Luego la resistencia a la tracción será:
100 100
m
R (MPa) 
800(% Perlita)  300(% Ferrita)

800x89.3  300x10.7
 746.5 MPa
La carga de rotura en función del porcentaje de carbono es:
R
m (MPa)  300  650C
1
(%C acero)  300  650x0.69  748.5 MPa

En estado de recocido el valor sera menor, ya que tras el recocido se logra
un tamaño de grano más fino, lo que aumenta notablemente la tenacidad,
aunque sigue siendo baja debido a que la ferrita es muy blanda.
Temperatura ambiente

137. Estructura ferritoperlítica.
Estructura micrográfica
integrada por colonias de
perlita enmarcadas por
granos de una ferrita libre
denominada ferrita
proeutectoide (por haberse
formado antes de alcanzar la
temperatura eutectoide). Los
granos de ferrita
proeutectoide son de menor
tamaño -y más numerosos-
cuanto menor sea la
temperatura A
3 del acero

138. La resistencia a la fatiga se encuentra en el intervalo:
Según lo que nos muestra la figura, si se tiene un acero con
un contenido en carbono menor del 0.5 %, la ITT se
encuentra por debajo de la temperatura ambiente, mientras
que si el contenido mayor del 0.5 %, la ITT se encuentra por
encima. En nuestro caso el contenido en carbono es 0.69 %,
(> 0.5 %C), por lo que la ITT se encuentra por encima de la
temperatura ambiente ( 80 ºC)
La Figura VI.11 indica la temperatura de transición dúctil-
frágil al ensayo Charpy. Adviértase que para contenidos
superiores a 0.2 C% no se aprecia nítidamente la
transición dúctil frágil sino una progresiva disminución de
la resiliencia con la temperatura. Se toma como ITT°C
aquella temperatura rara la cual la resiliencia resulta igual
a 27 julios.
R
F (Mpa) = (R
m/3, R
m/2) = (248.83, 374.25)
R
m (MPa)  746.5 MPa

139. Límite de soldabilidad = %C < 0.25
No, porque para que los aceros sean soldables se requiere %C<0.25, y en este caso tenemos C=0.69 %.
Si tenemos %C>0.25 podría formarse estructura martensítica, que es frágil (dura pero poco tenaz).
El elevado contenido en carbono (C=0.69 %), provocaría, fruto del calor de la soldadura, un rápido endurecimiento debido a la aparición de
una estructura martensítica (la martensita es frágil) de gran tetragonalidad, que se calcula mediante la expresión:
M a
 c 
 1 0.045(%C)  1 0.045 x 0.69  1.031
 
 
La tetragonalidad hace que las propiedades varíen mucho con respecto a las iniciales, dando una zona de fragilidad en el cordón de soldadura.

En contenido en carbono de 0.69 %, supera al 0.25 %C, que se establece como
límite de los aceros soldables. En las zonas próximas al aporte del cordón de
soldadura se alcanza la temperatura A
3, con la consiguiente aparición de
austenita, que se enfría rápidamente en un proceso similar al temple. La
martensita formada en las proximidades del cordón resulta poco tenaz y es un
punto débil cuando su tetragonalidad es muy marcada. Hasta el contenido en
carbono del 0.25 % la red se asemeja bastante a la de la ferrita ligeramente
deformada con una tenacidad aceptable para una buena unión. Por encima del
contenido en carbono del 0.25 % se produce martensita de alta tetragonalidad
que es dura pero poco tenaz (frágil), lo que impide tener una verdadera unión
(soldadura) de las piezas resistente a tenacidad. Por tanto, no resultará segura la
construcción de un oleoducto con estas uniones débiles de soldadura. La
soldadura produce una unión con riesgo de fractura, pues esta unión sería débil.
2°- ¿Emplearía este acero para tuberías soldadas (por ejemplo para oleoductos)? Razónese.

140. 3°- ¿Por qué, o por qué no, es adecuado este acero para chapas laminadas en frío; destinadas por ejemplo a carrocería de automóvil?

No es adecuado, ya que el contenido en carbono de nuestro acero es del 0.69 % y para el conformado en frío (chapas laminadas en frío) se
requiere %C < 0.10
Límite de deformabilidad en frío = %C< 0.35
Límite de conformabilidad en frío = %C< 0.1

Página 257. “ACEROS. PERO-SANZ”:
Para muchas aplicaciones se requiere que el producto, -delgado- tenga buen acabado superficial y espesor uniforme. Tal es el caso de planos, -
“laminados en frío”- utilizados para exteriores de carrocerías de automóvil, envases, muebles metálicos, etc. Se conocen como “laminados en
frío” los aceros cuyo estado de entrega es el resultante de haber sido laminados en caliente, decapados luego superficialmente, laminados
después en frío (en fase “alfa”), y finalmente recristalizados. Como es lógico, para poder laminar en frío estructuras ferritoperlíticas, se requiere
escasa proporción de perlita; o –lo es igual-, que el contenido de carbono en el acero sea bajo (%C<0.1 %).

141. 4°- Justificar las diferencias si las hay entre este acero y otro de 0.20% C, también binario, en cuanto a: templabilidad, susceptibilidad al
agrietamiento en el temple, porcentaje de austenita residual, temperatura máxima de revenido y propensión al bandeado.
% C TEMPLABILIDAD SUSCEPTIBILIDAD DE
AGRIETAMIENTO EN EL TEMPLE
% AUSTENITA
RESIDUAL
TEMPERATURA MÁXIMA
REVENIDO
0.2 MENOR MENOR MENOR 727
0.69 MAYOR MAYOR MAYOR 727
Temperatura máxima de revenido. En ambos aceros igual a 727 ºC, puesto que el revenido es un calentamiento subcrítico empleado para
variar las propiedades mecánicas (ablandar), sin variar la composición química. Recordar que el revenido se hace sin que haya transformación
alotrópica, α→γ).

S m
0.011M  T M
S  AUSTENITA RESIDUAL (V
a)
Templabilidad.
Desde el punto de vista de los factores intrinsecos, NO, porque la templabilidad depende exclusivamente de la composición química del
acero. Por ejemplo, la templabilidad es mayor cuanto más grande sea el contenido en C
Sin variar la composición química se podría aumentar la templabilidad de un acero aumentado el tamaño de grano austenitico (d
) o la
temperatura de austenización (T
), dado que esto da lugar a que las curvas TTT se alejen del origen del tiempo (se desplazan hacia la
derecha).
Aumentado el tamaño de grano austenitico (d
), disminuye la densidad de juntas de grano [Tarda más en formarse en dichas juntas de
grano la ferrita (núcleo reactor de las transformaciones bainiticas) y la cementita (núcleo reactor de la transformación perlitica)], luego las
curvas de transformación perlitica y bainitica se desplazan a la derecha, aumentando, por tanto, la templabilidad. Por su parte, el efecto de
elevar la temperatura de austenización (T
), es similar al de aumentar el tamaño de grano austenitico (d
), pero teniendo la precaución de
no sobrecalentar ni quemar el acero.

ACERO MAS ALEADO  M
S   RIESGO AGRIETABIL IDAD (Hay mayor separación de las curvas de enfriamiento del núcleo y de la periferia)
ACERO MAS ALEADO  M
S  AUSTENITA RESIDUAL
La austenita residual se deduce de la fórmula:
%  residual  V
a =e

142. C
2 = 0.69 %
C = 0.20 %
Propensión al bandeado.
El bandeado se acentúa cuando el %C se encuentra dentro del intervalo que
marca la reacción peritéctica (0.09 %C; 0.53 %C). Por tanto, el acero de C
1 =
0.69 % de carbono es menos propenso a la estructura bandeada que el de
0.20 %C, ya que este último participa de la reacción peritéctica, la cual
acentúa el efecto de las bandas.
No obstante, también hay una heterogeneidad química en el acero con un
contenido en carbono del 0.69 %, puesto que la solidificación real no es de
equilibrio y el primer sólido formado (fase ) no es de la misma composición
que el último.
El acero de C
1 = 0.69 % de carbono no presentará apenas un bandeado,
sino una gradación en su composición a modo de “capas de cebolla”
Ver concepto de coeficiente de reparto K
S.

143. Para los aceros hipereutectoides: A
1=A
2=A
3=A
123 .
A
1=Lugar geométrico de los puntos donde tiene lugar la finalización de la
transformación gamma alfa (Desaparece la fase ).
A
2=Lugar geométrico del cambio de ferrita de amagnética a magnética (770 ºC).
Fe()(Amagnética)  Fe() (Magnética)
770 ºC
A
3= Lugar geométrico de las temperaturas críticas en las cuales comienza la
transformación Gamma  Ferrita (alfa).

TEXTO PERO-SANZ; página 268 “En los aceros hipereutectoides, los puntos de
transformación alotrópica de la austenita, se denominan A
123 para señalar que en
ellos hay coincidencia entre el inicio de la transformación gamma  alfa, y la
transformación magnética. Coinciden, por tanto, los puntos críticos A
3 y A
2 (A
2 señala
el cambio magnético de la ferrita) con el punto A
1; y además corresponde a un
temperatura constante (727ºC)”.

TEXTO PERO SANZ; “Aceros”; página 40: Adviértase que todos los aceros
hipoeutectoides, de contenido en carbono comprendido entre 0.0218% y 0.77 %C,
finalizan la transformación gamma  alfa a la temperatura eutectoide (A
e=727 ºC).
De ahí que sea precisamente esa temperatura eutectoide (A
e= 727 ºC) el punto
crítico A
1 de todos esos aceros.
A
123. Se recogen simultáneamente la temperatura de
aparición del primer grano de la fase  en el
calentamiento (A
1); la aparición del primer grano de fase
 a partir de las juntas de grano de fase  (A
3) y la
temperatura de paso de magnética a amagnetica (A
2) .
5°- A diferencia de este acero, en el caso de los aceros hipereutectoides la temperatura eutectoide suele denominarse A
123. ¿Por qué?

144. 6°- Con base en su estructura indicar por qué determinados aceros reciben el nombre de "rápidos". Y razónese sobre el tipo de recocido
más adecuado para esos aceros.
Los aceros rápidos son aquellos que son aptos para ser usados para la fabricación de herramientas de corte y que trabajan a altas temperaturas.
Permiten arrancar viruta calentándose mucho sin verse dañados. Se trata de aceros muy aleados (fundamentalmente con elementos de aleación
carburígenos como V, W, Ti, Cr,…). Responden a un tratamiento de temple + revenido, que les otorga gran resistencia (Temple → martensita) y
tenacidad (Revenido a 600 ºC).

(PERO-SANZ: Ciencia e Ingeniería de Materiales. Página 258.)
Cuando en un acero concurren elementos que son simultáneamente alfágenos y carburígenos como sucede en algunos aceros para
herramientas, -por ejemplo, aceros para herramientas de corte rápido (0.8% C, 6% W, 5% Mo; 1% V, 4% Cr), el grano austenítico es menos
propenso a crecer. Complementariamente, conviene señalar que los elementos que elevan las temperaturas correspondientes al sólidus en el
diagrama Fe-C para altos contenidos de carbono, -como ocurre con Cr, Mo, Co, etc.- disminuyen por este motivo los riesgos de
sobrecalentamiento.

145. Para N=5, se tiene:
granos
pu lg ada
2
n  2
N 1
 2
51
 2
4
 16
2
25.4
granos 1 pu lg ada
2
granos
16
pu lg ada
2
mm
2
 248
 

100

 
L
L
h
2 2 2 2
Area plana 
1
(Perímetro)x( Apotema) 
1
(6L)x
L 3

3 3
L
2
(N º granos)x(Área grano)  N
g
xA
g  1
2 2
2 2
g
g
3 3N 3x248 3
 3 3 2
  3 3 2

N x L  (248)x L  1  L    0.0394 mm
   
   
7°- ¿Qué quiere decir tamaño de grano ASTM igual a 5? Calcularlo.
Según la norma ASTM, la expresión que nos da el número de granos por pulgada
cuadrada vistos al microscopio de 100 aumentos es:
n  2
N 1
n= nº de granos por pulgada cuadrada vistos al microscopio de 100 aumentos
N = Valor del tamaño de grano por la clasificación ASTM.
1 1
248
g
g
N
N xL
2
 248L
2
 1  L    0.0635 mm
L

146. 8.- Al austenizar este acero a 1000 ºC, para efectuar un normalizado, se ha producido una estructura Widmanstätten. ¿Por qué?. ¿Podría
corregirse este defecto?.

El austenizado se realiza a A
3+(40-60)ºC  840+50 = 890ºC. Aquí estamos tratando con 1000 ºC. Al superar la temperatura de austenización , se
produce un aumento de tamaño de grano austenítico, lo que provoca la aparición de la estructura Widmastätten (grano grande). Esta estructura
es perjudicial porque confiere fragilidad. Este defecto se corrige mediante sucesivos calentamientos y enfriamientos lentos o mediante el
tratamiento de normalizado.


(Página 113. ‘Libro Aceros’). Habitualmente, con el tratamiento de normalizado se intenta obtener una estructura ferrito-perlítica “normal”
del acero; es decir, un tamaño de grano ferrítico igual o inferior (pero próximo) al valor 7 ASTM y perlita laminar fina. Este tratamiento suele
tener por finalidad corregir una estructura defectuosa previa, -como la estructura de Widmanstätten - derivada de un grano austenítico
grande, como consecuencia de enfriar la estructura por encima del equilibrio o por austenizar a temperaturas elevadas por encima de la
temperatura de austenización correcta, T
A = A
3+(40-50 ºC). Esta estructura confiere al acero malas propiedades desde el punto de vista
mecánico, al tener poca tenacidad debido al crecimiento acicular del grano. Con el tratamiento de normalizado la corregimos.

El normalizado se emplea habitualmente para afinar el grano austenítico de los aceros en estado bruto de moldeo, o bruto de laminación, o
sobrecalentados durante una austenización. En definitiva, puede decirse que el tratamiento de normalizado es, en este caso, un tratamiento
corrector. Para corregir que nuestro acero hubiera sufrido un sobrecalentamiento.

147. TRATAMIENTOS ISOTÉRMICOS DE LOS ACEROS / AUSTEMPERING
El "austempering" no puede darse a cualquier acero. Se precisa que tenga una templabilidad suficiente
para que, tanto la periferia como el núcleo de la pieza, alcancen en el baño de sales fundidas la
temperatura isotérmica antes de que se inicie la transformación de austenita en bainita. De no ser así
podría obtenerse bainita en la periferia y perlita en las zonas más internas de la pieza. De todos modos no
conviene que el acero tenga gran templabilidad: para que la duración del tratamiento no sea excesiva.
Se busca la bainita inferior pero puede interesar la superior en función de las necesidades mecánicas
El "austempering" suele aplicarse a piezas de pequeño diámetro, por ejemplo de 10 mm, porque en el
enfriamiento resulta más facil igualar las temperaturas, de la periferia y del núcleo de la pieza, antes de que
se inicien las transformaciones de la austenita. Para piezas de mayor diámetro se requieren aceros con más
templabilidad y/o enfriamientos enérgicos para evitar las transformaciones perlíticas de la austenita y
permitir la bainitización de la austenita.
Obviamente un acero de muy baja templabilidad, cuya curva TTT fuera tal que su zona perlítica resultara
prácticamente tangente el eje de ordenadas, no podría ser austemperizado.
El austempering es un tratamiento que suele darse a algunos aceros al carbono -entre 0.5 a 1.20 % C-, o de
baja aleación, destinados a herramientas. También se emplea en algunas fundiciones esferoidales:
fundiciones A.D.I ("austempered ductile iron"). (grises – cigüeñales)
Austempering
9.-Tratamientos isotérmicos de “Austempering” y “Martempering”.
El "austempering" tiene por finalidad obtener en la pieza una estructura 100 % bainítica. La estructura bainítica presenta la ventaja de resultar
más tenaz, para igual dureza, que la lograda por temple y revenido bajo del acero. Es un tratamiento que no requiere después un revenido.
El "austempering" tiene la ventaja complementaria de ser un tratamiento térmico sin las tensiones,
deformaciones y grietas que presenta el temple en refrigerantes severos. En el "austempering" la
transformación de austenita en bainita tiene lugar con aumento de volumen, pero al mismo tiempo e
igual temperatura en todos los puntos de la pieza.
V
p
V
n

148. TRATAMIENTOS ISOTÉRMICOS DE LOS ACEROS / MARTEMPERING
Como introducción a este tratamiento parece oportuno hacer unas
consideraciones previas, relativas a los riesgos de agrietamiento de las piezas
durante el temple de aceros cuando el medio refrigerante es muy severo y el
acero es de media o de alta aleación (temperatura M
S siempre inferior a los
300 ºC).
Cuando el refrigerante tiene mucha severidad de enfriamiento, por
ejemplo el agua, y el diámetro del redondo equivalente de la pieza es
grande, hay una notable diferencia entre la temperatura de la periferia (p)
y la del núcleo (n) durante el enfriamiento. Y esa diferencia es mayor a
medida que transcurre el tiempo. Por eso, suponiendo que el
enfriamiento permita salvar la curva perlítica y la baínitica tanto en la
periferia como en el núcleo de la pieza, las transformaciones de
austenita en martensita no son simultáneas en la periferia y en el núcleo.
Cuando en la periferia se forma martensita - y aumenta el volumen
(V>0) de esa zona- el núcleo, en cambio, sigue siendo austenítico; las
tensiones a que se ve sometido el núcleo de la pieza como resultado de la
dilatación de la periferia se absorben a modo de deformación plástica del
núcleo. Pero cuando llega el momento de la transformación de austenita a
martensita en el núcleo, las zonas externas —ya martensíticas— están a
temperaturas más bajas y tienen poca plasticidad. Cuando el núcleo se
transforma en martensita, también con aumento de volumen, las zonas
periféricas, (martensíticas y poco plásticas), ejercen una acción a modo
de "zuncho" sobre el núcleo. La dilatación del núcleo puede llegar a
producir, por rotura de ese zunchado periférico, la aparición de grietas a
lo largo de las generatrices del redondo.
Martempering
Enfriamiento de la superficie (V ) y p
del núcleo (V
n) al variar el tamaño
del redondo (D
I <D
2) y la severidad
del refrigerante.
a)Redondo de diámetro D
1
enfriado en agua.
b)Redondo de diámetro D
2
enfriado en agua.
c)Redondo de diámetro D
1
enfriado al aire.
d)Redondo de diámetro D
2
enfriado al aire.

149. TRATAMIENTOS ISOTÉRMICOS DE LOS ACEROS/ MARTEMPERING

Cuanto menor sea la temperatura M
s del acero menor será la plasticidad de la martensita periférica al llegar el momento en que el
núcleo se transforme en martensita y aumente de volumen. Esa escasa plasticidad de la martensita periférica favorecerá la
posibilidad de que se formen grietas en ese momento. Por eso suele decirse que los aceros cuanto más aleados, y por con-
siguiente con menor temperatura M
s (Transformación martensitica), son más susceptibles al agrietamiento en medios
refrigerantes severos que los aceros menos aleados.
↓ M
s  ↑ susceptibilidad al agrietamiento en medios refrigerantes severos

Los aceros muy aleados tienen ese riesgo cuando los temples son severos. Pero si se emplea un refrigerante menos severo —
porque la mayor templabilidad del acero lo permite—, tal como el aire (aceros autotemplantes), el gradiente de temperatura
entre periferia y núcleo de la pieza durante el enfriamiento resulta pequeño. En ese caso la transformación de austenita en
martensita puede ser simultánea en la periferia y en el núcleo. No se producirá el efecto de "zunchado" ni los consiguientes
riesgos de agrietamiento. Incluso apenas aparecen deformaciones plásticas por diferencias de temperatura entre las zonas de
diferente masividad de la pieza (aceros indeformables en el temple). Bien es verdad que el temple en medios refrigerantes de
poca severidad, al ser más lento el enfriamiento tanto en la periferia como en el núcleo, conlleva mayor cantidad de austenita
residual

150. TRATAMIENTOS ISOTÉRMICOS DE LOS ACEROS/ MARTEMPERING
El martempering es un tratamiento destinado a obtener martensita en aceros
de media templabilidad sin riegos de tensiones, deformaciones, ni grietas en
la pieza. No se utiliza en aceros de mucha templabilidad, (autotemplantes),
porque bastaría el enfriamiento al aire para lograr aquellos objetivos.
Para poder dar martempering a una pieza es preciso conocer con precisión la
temperatura M
s del acero, y que su templabilidad, es decir su curva TTT,
permita lo que sigue. Después de austenizar la pieza debe poderse enfriar en
sales a una temperatura T
1, sólo pocos grados superior a M
S, sin que la
austenita haya podido transformarse. A esa temperatura uniforme T
1 no debe
haber más constituyente que la austenita; tanto en la periferia como en el
núcleo de la pieza.
Martempering
T
1
M
S
Desde esa temperatura T
1 —sin dejar transcurrir excesivo tiempo, pues de lo contrario empezarían las transformaciones propias de un
austempering— la pieza se deja enfriar al aire. Y, puesto que en este enfriamiento desde T
1 apenas diferirán las temperaturas entre la
periferia y el núcleo de la pieza, se minimizan los riesgos de tensiones deformaciones y grietas: ya que toda la pieza se transforma en
martensita practicamente al mismo tiempo.
Habitualmente el martempering se da a piezas de pequeño tamaño. La templabilidad del acero debe ser similar a la que permitiría lograr
martensita, tanto en periferia como en el núcleo de la pieza, por enfriamiento en aceite desde la temperatura de austenización. Si bien, de
efectuar ese temple en aceite habría el riesgo de agrietamientos, deformaciones, o de tensiones en la pieza (por el gradiente de
temperaturas entre la periferia y el núcleo).

Las consideraciones anteriores explican también una práctica industrial —empleada a veces para piezas de acero de poca templabilidad— con la
que se intenta lograr resultados análogos a los del martempering: el temple a dos baños. Este es un "sucedáneo del martempering" para
conseguir efectos similares a éste, pero de un modo más económico.

151. TRATAMIENTOS ISOTÉRMICOS DE LOS ACEROS/ MARTEMPERING
Temple a dos baños

Luego de haber calentado la pieza hasta su plena austenización se sumerge aquella rápidamente
en un medio refrigerante severo (por ejemplo, agua agitada) para evitar transformaciones de la
austenita en la zona perlítica de la curva TTT. Para ello puede ser suficiente remover simplemente
la pieza en el interior del agua.


A continuación -se supone que en la pieza sigan siendo austeníticas las estructuras de periferia y
núcleo-, se introduce inmediatamente la pieza en un baño de aceite (a veces puede ser
suficiente el enfriamiento al aire). El gradiente de temperaturas entre periferia y núcleo de la
pieza, así enfriada en el aceite, es pequeño; y la transformación de la austenita en martensita
puede ser simultánea en toda la pieza y por tanto con poco riesgo de deformación o
agrietamiento. Este modo de enfriar justifica la denominación de temple en dos baños.
Como es lógico, si la pieza es grande, y el primer enfriamiento tiene lugar en un refrigerante
severo, ello puede bastar para que la austenita periférica no se transforme pero, en cambio, puede
ocurrir que la austenita del interior de la pieza se haya transformado ya en perlita. En ese caso no
se lograría el resultado apetecido al emplear ese segundo enfriamiento en aceite. Y otro tanto
puede ocurrir si se deja transcurrir tiempo entre la salida del horno de austenización y el primer
baño de refrigerante; o entre la inmersión en el primer baño y el segundo.

152. 1°- Después de pulir una probeta del acero binario A y otra del acero binario B (las cuales previamente han sido recocidas para que sus
estructuras concuerden con las de equilibrio del diagrama metaestable Fe-C), se atacan con nital para su observación metalográfica;
examinadas al microscopio se pone de manifiesto que la fracción de superficie blanca matriz no perlítica en el acero A es doble que en el
acero B. Como complemento se determina con un durómetro la dureza del constituyente matriz blanco del acero B que resulta ser 68 HRc (muy
superior a la dureza de la matriz blanca de A). Admitiendo que la densidad del constituyente blanco del acero A fuera igual a la densidad del
constituyente blanco del acero B, determinar los porcentajes límite superior e inferior de carbono que pueden tener los aceros A.
2°- Suponiendo que un determinado acero B tuviera 1 % de carbono, determinar el porcentaje en peso de cementita terciaria o vermicular que
presentaría el correspondiente acero A a la temperatura ambiente.
3°- Los aceros B son "calmados" o "efervescentes"? Razónese.
4°- Por aplicación de la Ley de Gibbs, determinar la forma la curva de equilibrio de solidificación y enfriamiento (Temperatura, tiempo) de uno
cualquiera de los aceros B; y precisar los valores de A
1 y A
3.
5°- Un acero A cuyo contenido en carbono es 0.25 % presenta después de normalizado 50% en perlita. Determinar el porcentaje en ferrita que
tiene esa perlita diluida.
6°- Un acero hipoeutectoide no aleado, pero con pequeños contenidos de P y Si (así como S y Mn que aparecen en forma de sulfuros) presenta a
temperatura ambiente, tras laminación en fase gamma, una estructura de bandas alternas de ferrita y perlita. Razónese si los sulfuros
aparecerán alojados preferentemente en algunas de esas bandas.
7°- ¿Al aumentar la severidad del medio refrigerante empleado para templar un acero, varían su diámetro crítico real y su diámetro crítico
ideal? Razónese.
8°- Con base en su estructura indicar por qué determinados aceros reciben el nombre de "rápidos". Y razónese sobre el tipo de recocido más
adecuado para esos aceros.
9°- En un catálogo se lee que la fundición maleable americana ferrítica puede templarse ¿no se tratará de un error de catálogo? Razonar la
respuesta.
10°- Razonar sobre los tipos de estructura matriz más favorable, en las fundiciones grises, para resistencia al hinchamiento térmico.
P10/PROBLEMA J

153. 1°- Después de pulir una probeta del acero binario A y otra del acero binario B (las cuales previamente han sido recocidas para que sus
estructuras concuerden con las de equilibrio del diagrama metaestable Fe-C), se atacan con nital para su observación metalográfica.
Examinadas al microscopio se pone de manifiesto que la fracción de superficie blanca matriz no perlítica en el acero A es doble que en el
acero B. Como complemento se determina con un durómetro la dureza del constituyente matriz blanco del acero B que resulta ser 68 HRc
(muy superior a la dureza de la matriz blanca de A). Admitiendo que la densidad del constituyente blanco del acero A fuera igual a la
densidad del constituyente blanco del acero B, determinar los porcentajes límite superior e inferior de carbono que pueden tener los aceros
binarios A y B.

(DUREZA BLANCO)
A


Sabemos que la dureza es: cementita>austenita>ferrita. Muestras de
acero  %C < 2.11 %
Al atacar con nital, la parte blanca puede ser ferrita o cementita.
Como la zona blanca de A es de menor dureza que la de B y la
cementita es de más dureza que la ferrita, se tiene : Zona blanca (A):
ferrita. Zona blanca (B): cementita. La fracción obscura serán
“colonias” de perlita. Luego el primero (A) es un acero hipoeutectoide
y el segundo (B) hipereutectoide.
Por los datos se sabe que:

% F
Pe(% ferrita proeutectoide) = 2[% C
Pe(% cementita proeutectoide)]
% F
Pe 
A
 2 % C
Pe 
B

154. % α (A)=2[% Fe
3C (B)]
A
MAX  B
MIN , A
MAX=0.77  B
MIN =0.77
B
MAX  A
MIN , B
MAX=2.11  A
MIN =0.43
Pues se sabe que el acero A es
hipoeutectoide y el B hipereutectoide
100
0.77  A
% ( A) 
0.77  0.0218
3
100
B  0.77
% Fe C(B) 
6.67  0.77
0.77  A B  0.77
A  0.965  0.253B
  2
0.77  0.0218 6.67  0.77 B  3.814  3.953A


156. A=0.965-0.253B
(Fe
3C)
VERMICULAR= (Fe
3C)
TAMB (O TOTAL)- (Fe
3C)
T=Te-
B = 1 %C  A = 0.712 %C
TOTAL(Tamb)
% Cementita 
0.712  0.005
100  10.60 %
6.67  0.005
0.712 %C
e
% Cementita
T T 

0.712  0.0218
100  10.38 %
6.67  0.0218
O también
% Cementita
EUTECTOIDE
 Austenita
EUTECTOIDE
x % Cementita
AUSTENITA EUTECTOIDE
 
 

0.712  0.0218 0.77  0.0218
100  0.9225x
0.77  0.0218
100  10.38 %
0.77  0.0218 6.67  0.0218 6.67  0.0218
2°- Suponiendo que un determinado acero B tuviera 1 % de carbono, determinar el porcentaje en peso de cementita terciaria o vermicular que
presentaría el correspondiente acero A a la temperatura ambiente (Ver problema 1, apartado 1º y problema 4, apartado 6º)
La cementita terciaria o vermicular, en el caso de aceros hipoeutectoides, es la que aparece entre T
e = 727 ºC y la temperatura ambiente, luego es la
que hay a esta temperatura menos la existente a (727- ºC) (eutectoide-). La hallaremos por diferencia entre las dos.
C
V: es la que precipita por descenso de la solubilidad del carbono al bajar la temperatura, sabiendo que a temperatura ambiente, el máximo
de solubilidad en la fase α es de 0.005% de C.
Por tanto:
(Fe
3C)
VERMICULAR= (Fe
3C)
TAMB (O TOTAL)- (Fe
3C)
T=Te- =10.60-10.38=0.22 %

157. 3°- Los aceros B son "calmados" o "efervescentes"? Razónese.
Acero Calmado: %C > 0.3
Acero Efervescente: % C <0.15
Los aceros B tienen %C>0.77  (>0.3%) B: aceros calmados.

*Acero calmado o reposado: Acero que ha sido completamente desoxidado antes de colarlo, mediante la adición de manganeso, silicio o
aluminio. Con este procedimiento se obtienen lingotes perfectos, ya que casi no hay producción de gases durante la solidificación, lo que impide
que se formen sopladuras.

**Acero efervescente: Acero que no ha sido desoxidado por completo antes de verterlo en los moldes. Contiene gran cantidad de sopladuras,
pero no grietas.

158. C=1 %
T
i 1495 1538 1495

0.53  0 0.53  0.45
1
1495
T
i=1452 ºC
T
f=1347 ºC
Tf
1495 1148 T 1148

i
4.3  0.53 4.3 1
0.45 %
T
i
Intervalo de solidificación =I
S=
= T
i – T
f = 1452 – 1347 = 105 ºC
La temperatura A
cm es:
1148  727

A
cm  727
2.11 0.77 1 0.77

A
cm = 799 ºC
4°- Por aplicación de la Ley de Gibbs, determinar la forma la curva de equilibrio de solidificación y enfriamiento (Temperatura, tiempo) de uno
cualquiera de los aceros B; y precisar los valores de A
l y A
3.
ACEROS B= HIPEREUTECTOIDES  A
1=A
2=A
3
1148
1495 1148

T
f
2.11 0.17 2.111
A
cm

160.  (0.77 %C)  (0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C) Reacción eutectoide
PERLITA
50 % Perlita  (0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C)
100
% C acero
% C perlita diluida
% perlita transformada tras normalizado

0.25
% C Perlita diluida
0.5   % C Perlita diluida  0.50 %
1
1
La composición del eutectoide no coincide con el % C del acero
(% perlita diluida)  50 
0.25  0.0218
100  C  0.48 %
C  0.0218
T
E
  E
0.25
C
1
0.45 %C
% ferrita
% perlita diluida
La velocidad de enfriamiento al aire es mayor que la velocidad de enfriamiento de equilibrio → Modificaciones en el diagrama Fe-C
Tenemos un 0.3 % C que da un acero ferrito-perlítico con 50 % ferrita (alfa-proeutectoide) como
constituyente matriz y 50 % perlita (alfa
eutectoide+Cementita
eutectoide) como constituyente disperso
0.48
Perlita(0.48 % C)  (0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C)
5°- Un acero A cuyo contenido en carbono es 0.25 % presenta después de normalizado 50 % en perlita. Determinar el porcentaje en ferrita que
tiene esa perlita diluida.
El normalizado consiste en austenizar el acero de 0.30 % C (Calentando por encima de A
3 (804 ºC en este caso) y enfriar al aire.
(%
PERLITICO
)  (Tanto por uno perlita) 
PERLITA  
 0.5x
6.67  0.48
100  46.55 %
6.67  0.0218

161. 6°- Un acero hipoeutectoide no aleado, pero con pequeños contenidos de P y Si (así como S y Mn que aparecen en forma de sulfuros) presenta a
temperatura ambiente, tras laminación en fase gamma, una estructura de bandas alternas de ferrita y perlita. Razónese si los sulfuros
aparecerán alojados preferentemente en algunas de esas bandas.
(a).- Si en las bandas segregadas domina el carácter alfágeno , el sulfuro de manganeso (SMn) aparecerá en la banda
segregada, por lo tanto aparecen en la ferrita.

(a).- Si en las bandas segregadas domina el carácter gammageno , el sulfuro de manganeso (SMn) aparecerá en la banda no
segregada, por lo tanto aparecen en la perlita.

Como el P y el Si son alfagenos, el sulfuro de manganeso (SMn) aparecerá en la ferrita
Ver problema 4, apartado 4º
Ver problema 7, apartado 8º

162. 7°- ¿Al aumentar la severidad del medio refrigerante empleado para templar un acero, varían su diámetro crítico real y su diámetro crítico
ideal? Razónese.
Diámetro crítico ideal
El diámetro crítico ideal ni aumenta ni disminuye ya que, por definición, es el diámetro de mayor redondo de ese acero, que templado en un
medio de severidad infinita, permite obtener el 99% de martensita en su centro. Por tanto, el diámetro crítico ideal no varía. Es función del
contenido en carbono (composición química del acero) y del tamaño de grano austenítico.
Se denomina diámetro crítico ideal de un acero -D
ci - al diámetro crítico real para severidad infinita. Es decir al mayor redondo de ese acero, que
templado en un medio refrigerante de severidad infinita presenta en su centro una estructura de 99 % de martensita. Se denomina "diámetro
crítico ideal" porque supone que el agente refrigerante tiene una capacidad de absorción de calor -"ideal"-, tal que la periferia del redondo
adquiere instantáneamente la temperatura del medio refrigerante. Es decir que el coeficiente de película superficial M es infinito (aunque el
interior del redondo no adquirirá instantáneamente la temperatura del medio).

Si se determinan los diámetros críticos ideales de diversos aceros -la severidad de temple
es fija, infinita, en todos los casos- tendrá mayor templabilidad aquel cuyo diámetro crítico
ideal sea mayor. Pero, puesto que el diámetro crítico ideal del acero resulta ya
independiente del agente refrigerante real en que vaya a ser templado, D
ci es una medida
objetiva de la templabilidad de cada acero: cuanto más alejada del origen de tiempos esté
la curva TTT de un acero mayor resultará también su diámetro crítico ideal.
Diámetro crítico real

 Severidad de temple   crítico real, porque evacuamos más calor en
menos tiempo, por lo que podemos templar piezas de mayor dimensión.
Diámetros críticos reales de un cierto acero para
diversas severidades de temple

163. 8°- Con base en su estructura indicar por qué determinados aceros reciben el nombre de "rápidos". Y razónese sobre el tipo de recocido más
adecuado para esos aceros.

Los aceros rápidos son aquellos que son aptos para ser usados para la fabricación de herramientas de corte y que trabajan a altas temperaturas.
Permiten arrancar viruta calentándose mucho sin verse dañados. Se trata de aceros muy aleados (fundamentalmente con elementos de aleación
carburígenos como V, W, Ti, Cr,…). Responden a un tratamiento de temple + revenido, que les otorga gran resistencia (Temple → martensita) y
tenacidad (Revenido a 600 ºC).

(PERO-SANZ: Ciencia e Ingeniería de Materiales. Página 258.)
Cuando en un acero concurren elementos que son simultáneamente alfágenos y carburígenos como sucede en algunos aceros para
herramientas, -por ejemplo, aceros para herramientas de corte rápido (0.8% C, 6% W, 5% Mo; 1% V, 4% Cr), el grano austenítico es menos
propenso a crecer. Complementariamente, conviene señalar que los elementos que elevan las temperaturas correspondientes al sólidus en el
diagrama Fe-C para altos contenidos de carbono, -como ocurre con Cr, Mo, Co, etc.- disminuyen por este motivo los riesgos de
sobrecalentamiento.

164. 9°- En un catálogo se lee que la fundición maleable americana ferrítica puede templarse ¿no se tratará de un error de catálogo? Razonar la
respuesta.
No es un error. Las fundiciones maleables ferriticas son susceptibles de tratamiento térmico. Así, por austenización a 840-870 ºC,
seguida de un enfriamiento enérgico se pueden templar superficialmente para endurecer la matriz por transformación martensítica.
Fundición maleable americana
El tratamiento térmico para maleabilizar una fundición blanca mediante la transformación de la cementita en grafito sin modificar la
composición química de la fundición, proporciona un material metálico que suele denominarse fundición maleable americana.
El tratamiento térmico se realiza en atmósfera neutra o bien en atmósfera controlada, para evitar que el carbono desagregado de la cementita
se oxide posteriormente. Exactamente lo contrario de lo que se procura para obtener fundición maleable europea.
Aquí, en cambio, no se modifica la composición química de la fundición blanca original, y las reacciones para maleabilización, en estado
austenítico, a temperaturas T
1 de 890 °C-950 °C, son las siguientes:
Fe
3C → grafito + austenita (con el %C correspondiente a T
1)
Austenita → grafito + austenita(con el %C correspondiente a T
1)
Para temperaturas T
1 superiores a 950 °C la grafitización podría realizarse en menos tiempo, pero el grafito crecería en forma laminar y ello
resulta desfavorable. Con la permanencia a 850-950 °C se obtienen morfologías nodulares, que confieren buenas características de tenacidad.
Los enfriamientos se realizan a diferente velocidad según sea el tipo de matriz que se busca en cada caso. Si bien, en todos los casos, el
enfriamiento desde T
1 hasta 760 °C suele hacerse tan rápidamente como lo permita la inercia térmica del horno.
Fundición maleable americana ferrítica
Para que la matriz sea plenamente ferritica conviene un enfriamiento, muy lento hasta temperaturas inferiores a la eutectoide: a fin de que las transformaciones
sigan el diagrama de equilibrio estable Fe-C. Una vez obtenida la matriz plenamente ferrítica las piezas se enfrían al aire.
La presencia de ferrita haría tal vez suponer que estas fundiciones maleables pueden soldarse por fusión; pero esto no es posible, entre otras razones, porque tras la
fusión local se obtendría ledeburita al solidificar ya que las fundiciones americanas, de cualquier matriz, tienen la misma composición que la fundición blanca
original. La ledeburita llevaría al traste la maleabilidad. Las zonas afectadas por calor dan puntos débiles de cualquier estructura. Por soldadura por braseado se
podría, eliminando el grafito superficial, puesto que la baja 
SV del grafito impediría el mojado.
Las fundiciones maleables americanas ferríticas son susceptibles de tratamiento térmico. Así, por austenización a 840 °C – 870 °C seguida de un enfriamiento al
aire, puede obtenerse matriz perlítica, con lo que la carga de rotura pasaría a ser de unos 550 Mpa y el alargamiento de 3-4 %. Esta posibilidad de tratamiento
térmico justifica también el empleo, a veces, de temple superficial: para endurecimiento del constituyente matriz por transformación en martensita.

166. con matriz ferrítica- tienen otra ventaja en su comportamiento a alta temperatura: no presentan
transformaciones alotrópicas y, por lo tanto, no se producen cambios dimensionales por alotropía.
Efecto del Cromo sobre el hinchamiento de las
fundiciones grises (A.S.M.).
10°- Razonar sobre los tipos de estructura matriz más favorable, en las fundiciones grises, para resistencia al hinchamiento térmico.
Calentamiento de fundiciones grises a temperaturas superiores a 450 ºC, dos posibilidades de fallo: el "hinchamiento y el " descascarillado"
Uno de los inconvenientes de la "grafitización" de las fundiciones grises perlíticas, no aleadas, es el "hinchamiento" que experimentan si se
utilizan prolongadamente a temperaturas superiores a 450 ºC, o después de repetidos ciclos de calentamiento y enfriamiento. Este
"hinchamiento" se debe, en parte, a la formación de grafito y ferrita por descomposición de la cementita, con aumento de volumen y en parte
también a la oxidación interna producida por gases. Primeramente el grafito de la superficie caliente desaparece en forma de CO
2 y luego los
gases pueden acceder ya a zonas más profundas en las que siguen oxidando, además del grafito, al hierro y al silicio.

Para mejorar la resistencia al calor de las fundiciones grises ordinarias, a esas moderadas temperaturas de servicio, (y en muchas aplicaciones para
mejorar, incluso, la resistencia a 800 °C), suelen utilizarse fundiciones de contenidos bajos en Silicio (1.5-2 %) a fin de limitar la grafitización, y con
1-2 % de cromo para estabilizar la cementita y mejorar, además, el comportamiento a oxidación de la ferrita. En la figura 27 puede verse que, para
calentamientos cíclicos con permanencias de incluso 500 horas a 800 ºC, un 2 % de Cromo puede suprimir el "hinchamiento".
A altas temperaturas, además de la oxidación interna, suelen producirse irregularidades en la
superficie de las fundiciones grises no aleadas, mezcla de óxidos de hierro, que se descascarillan a
modo de " escamas" y facilitan la progresión de la oxidación. La resistencia al "descascarillado"
("scaling" ) de las fundiciones grises ordinarias mejora con el silicio (contenidos superiores al 3 %),
con el cromo, con aluminio y con níquel; debido a la formación previa de una capa adherente de óxido
impenetrable a la acción oxidante de los gases.
Los riesgos de " grafitización" e " hinchamiento" de las fundiciones no aparecen en el caso de
fundiciones grises de MATRIZ FERRÍTICA -tal es el caso de la fundición " Silal" (6 %Si) o de la Duriron,
(16 %Si) ni en las fundiciones altamente aleadas de MATRIZ AUSTENÍTICA (fundiciones Niresist y
Nicrosilal). En ninguno de ambos casos hay cementita que pueda descomponerse, ni, por lo tanto,
riesgo de grafitización de ésta, incluso a temperaturas altas. Por otra parte la presencia de 6 % de
silicio en la fundición " Silal", y de altos contenidos de níquel en las fundiciones austeníticas mejora
el comportamiento al " descascarillado" . Uno y otro tipo de fundiciones –con matriz austenítica, o

167. P11/Problema K / Julio 2012
1°- Para dos aceros binarios de contenido en Carbono 0.15 % y 1 %, respectivamente, calcular los intervalos de solidificación de uno y otro.
2°- Para uno y otro acero, por aplicación de la Ley de Gibbs, esquematizar (no es necesario calcular las temperaturas en que se rompe el
equilibrio en estado sólido) sus curvas de solidificación y enfriamiento de equilibrio (temperatura, tiempo) desde el estado fundido hasta la
temperatura ambiente; indicando sobre las curvas los grados de libertad correspondientes.
3°- Comparando a la temperatura ambiente las secciones longitudinales de dos tochos solidificados, uno del acero de 0.15 % C y otro de un
acero inoxidable ferrítico de 28 % de cromo, se pide razonar: a)cuál de los dos presentará más estructura columnar; b) ¿podrían obtenerse
estructuras martensíticas en ambos aceros con un temple?
4°- El acero de 0.15 % de Carbono ha presentado después de un normalizado 40 % de perlita. Se pide: a) determinar el porcentaje de ferrita que
tendrá esa perlita; b) porqué se le denomina "diluida" a esa perlita?
5°- Comparando el acero de 1% de C con otro, también binario, de 0.35 %, razonar: a) cuál de los dos será más susceptible al agrietamiento en el
temple en agua; b) ¿Es adecuado utilizar un recocido de regeneración para ablandar estos aceros?
6°- Razonar si, para un determinado acero, al aumentar la severidad del temple: ¿aumenta el diámetro crítico real? ¿Y el diámetro crítico
ideal?
7°- ¿Pueden dos aceros de igual composición química presentar distinta templabilidad? Razónese.
8°- Dos redondos de un mismo acero F, de diámetros respectivos D
1 y D
2 , después de ser austenizados a la misma temperatura han sido
templados en aceite. La formación de martensita dura (penetración de temple) alcanza hasta 3 mm a partir de la periferia del redondo D
1 y
hasta 7 mm en el redondo D
2. ¿Cuál de los dos redondos tiene mayor diámetro?
.- Determinar la carga de rotura aproximada para el acero de 0.15 %-C, por aplicación de la ley de las mezclas. Calcular asimismo su dureza
Brinell y límite de fatiga. Razónese. ¿En qué aplicaciones podría emplearse dicho acero?

10
º
.- La propensión al bandeado perlítico del acero de 0.15 %C es mayor, menor o igual que la de un acero binario de 0.35 %C. Razónese.

168. 1°- Para dos aceros binarios de contenido en Carbono 0.15% y 1%, respectivamente, calcular los intervalos de solidificación de uno y otro.
C=0.15 %
0.53
T
i 1495 1538 1495

0.53  0.15
0.15
T
i=1526 ºC
0.17
1495  T
f 1495 1394

0.17  0.15
Ti
1495
Tf
T
f=1483 ºC
Intervalo de solidificación =I
S=
= T
i – T
f = 1526 – 1483 = 144 ºC
La temperatura A
3 es:
A
3
 727 912  727

0.77  0 0.77  0.15
A
3=876 ºC

169. 1°- Para dos aceros binarios de contenido en Carbono 0.15% y 1%, respectivamente, calcular los intervalos de solidificación de uno y otro.
C=1 %
1
1495
Ti
1495 1148

T
i
1148
4.3  0.53 4.3 1
T
i=1452 ºC
Tf
T
f
1148
1495 1148

2.11 0.17 2.111
T
f=1347 ºC
Intervalo de solidificación = I
S=
= T
i – T
f = 1452 – 1347 = 105 ºC

La temperatura A
cm es:
1148  727

A
cm  727
2.11 0.77 1 0.77

A
cm = 799 ºC

170. 1526
% C
727 ºC
 (0.77 % C) 






 (0.023 % C)  Fe
3
C
Tramo verde, reacción eutectoide, L=0
Tramo rojo, reacción peritectica, L=0
1493 ºC
Liq(0.53 % C)  (0.09 % C) 








 (0.17 % C)
876
+, L=1
3
+Fe C, L=1
Liquido, (L=2)
F+L=C+1
C=2 F+L=3
Liquido+ (L=1)
+ (L=1)
1483


, L=2
2°- Para uno y otro acero, por aplicación de la Ley de Gibbs, esquematizar (no es necesario calcular las
temperaturas en que se rompe el equilibrio en estado sólido) sus curvas de solidificación y
enfriamiento de equilibrio (temperatura, tiempo) desde el estado fundido hasta la temperatura
ambiente; indicando sobre las curvas los grados de libertad correspondientes.
0.15 % C

171. % C
727 ºC
 (0.77 % C) 






 (0.023 % C)  Fe
3
C
Tramo verde, reacción eutectoide L=0
Tramo rojo, reacción peritectica, L=0
3
+Fe C, L=1
F+L=C+1
C=2 F+L=3
Liquido+ (L=1)
Liquido, (L=2)
T
i=1452 ºC
T
f=1347 ºC


, L=2
799 ºC
+ Fe
3C, L=1
2°- Para uno y otro acero, por aplicación de la Ley de Gibbs, esquematizar (no es necesario calcular las temperaturas en que se rompe el equilibrio
en estado sólido) sus curvas de solidificación y enfriamiento de equilibrio (temperatura, tiempo) desde el estado fundido hasta la temperatura
ambiente; indicando sobre las curvas los grados de libertad correspondientes.

172. 3°- Comparando a la temperatura ambiente las secciones longitudinales de dos tochos solidificados, uno del acero de 0.15 % C y otro de un
acero inoxidable ferrítico de 28 % de cromo, se pide razonar:
(a)¿cuál de los dos presentará más estructura columnar? Ver problema 2, apartado 2º
(b)¿podrían obtenerse estructuras martensíticas en ambos aceros con un temple?

(a).- La estructura columnar resultará mas acusada en el estado BM en el acero inoxidable ferrítico
de 28 %Cr debido a que no verifica transformaciones alotrópicas en su enfriamiento hasta T
amb. Y
ello, a pesar de que presenta más soluto que el acero al C. Al tratarse de Cr, dado el alto coeficiente
de reparto del Cr en Fe() (K=0.95), no es preciso formar estructuras ramificadas en la solidificación,
manteniéndose la estructura basáltica profunda.
Nota: El acero de 0.15 %C presenta dos transformaciones alotrópicas que borrarán cualquier vestigio
de estructura columnar. En el acero al C, la sola presencia de C, con un coeficiente de reparto bajo
(K=0.13) obliga a la formación de estructuras dendríticas, al ser preciso aumentar la superficie S/L en
la solidificación, para poder ceder dicho elemento al líquido residual-lo cual debe ocurrir casi en su
totalidad según señala su coeficiente de reparto.

(b).- En el acero de 0.15 %C es fácil obtener estructuras martensíticas debido a su elevada
temperatura M
S, [M
S (ºC)=550-350(%C)]. Aunque debido al bajo %C, la templabilidad será pequeña
(curvas "C" próximas al origen de tiempos), con velocidades críticas de temple, v
c, altas. Ello impedirá
templar redondos incluso de mediano tamaño. Por lo que respecta al acero de 28 %Cr, este será
ferrítico- hasta T
amb, y por ello, en ausencia de fase γ será inviable la formación de martensita, a
pesar de una "hipotética" (pues no hay austenita) buena templabilidad, favorecida por el elevado
grado de aleación.

173.  (0.77 %C)  (0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C) Reacción eutectoide
1
1
La composición del eutectoide no coincide con el % C del acero
(% perlita diluida)  40 
0.15  0.0218
100  C  0.3423 %
C  0.0218
(Nuevo punto eutectoide  % C de la perlita diluida)
T
E
  E
0.15
0.3423
Perlita diluida
Perlita(0.3423 % C)  (0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C)
Cuando el % de Mn crece, disminuye la temperatura eutectoide y la perlita tiene un
contenido de carbono, Cx, menor que 0.77%.
Como puede comprobarse aplicando la regla de los segmentos inversos esa perlita
tiene una proporción de ferrita mayor que la existente en la perlita no aleada. Por
ese motivo suele denominarse perlita diluida. Además las láminas de cementita y
ferrita de la perlita diluida son más delgadas que las de la perlita no aleada —y con
menor separación entre ambas— por haberse formado a temperatura inferior de
727 "C. Por ello la perlita aleada —aunque su porcentaje de carbono sea Cx <0.77%
C— resulta más dura y resistente que la perlita de 0.77%.
4°- El acero de 0.15% de Carbono ha presentado después de un normalizado 40 % de perlita. Se pide: a) determinar el porcentaje de ferrita que
tendrá esa perlita; b) porqué se le denomina "diluida" a esa perlita?. Ver problema 1, apartado 3º
El normalizado consiste en austenizar el acero de 0.15 % C (Calentando por encima de A (876 ºC en este caso) y enfriar al aire. 3
La velocidad de enfriamiento al aire es mayor que la velocidad de enfriamiento de equilibrio → Modificaciones en el diagrama Fe-C
Tenemos un 0.15 % C que da un acero ferrito-perlítico con 60 % ferrita (alfa-proeutectoide) como
constituyente matriz y 40 % perlita (alfa
eutectoide+Cementita
eutectoide) como constituyente disperso
0.15
% perlita transformada tras normalizado
100
PERLITA
% C acero
% C perlita diluida
% C Perlita diluida

0.4   % C Perlita diluida  0.375 %
(%
PERLITICO
)  (Tanto por uno perlita) 
PERLITA  
 0.4x
6.67  0.3423
100  38.07 %
6.67  0.0218

174. Steven, corregida por Irving
M
S (C)  561 474% C  33% Mn17% Ni17% Cr  21(%Mo) 11% W 11% Si
Si no hay elementos de aleación, aparte del carbono:
M
S (C)  561 474 % C   M
S (C) dis min uye linealmente con el contenido en C
5°- Comparando el acero de 1 % de C con otro, también binario, de 0.35 %C, razonar: a) cuál de los dos será más susceptible al agrietamiento en
el temple en agua; b) ¿Es adecuado utilizar un recocido de regeneración para ablandar estos aceros?
La agrietabilidad por temple aumenta cuando disminuye la temperatura de transformación martensítica. Cuanto mas aleado es el acero
menor es esta temperatura. Por lo tanto el acero de 1 % C tiene menor M
s y, por tanto, es el que tiene mayor susceptibilidad al agrietamiento.

(a).-  aleado   M
S  salto térmico   riesgo de agrietamiento. Para igual severidad del medio (agua), el acero con
un contenido en C del 1 % presenta un mayor riesgo de agrietamiento que el acero con un contenido en C del 0.35 %.
↑Agrietabilidad  ↓M
s
(b).- El recocido de regeneración no es adecuado para los aceros hipereutectoides como es el caso del acero con un
contenido en C del 1 %, ya que hay riesgo de sobrecalentamiento.

175. Por tanto, el diámetro crítico ideal no varía (ni aumenta ni disminuye). Es
función del contenido en carbono (composición química) y del tamaño de
grano austenítico.
6°- Razonar si, para un determinado acero, al aumentar la severidad del temple: ¿aumenta el diámetro crítico real? ¿Y el diámetro crítico
ideal?
 Severidad de temple  capacidad de absorción de calor tiene el medio 
 crítico real, porque evacuamos más calor en menos tiempo, por lo que
podemos templar piezas de mayor dimensión.
Concepto de diámetro crítico y diámetro crítico ideal.
Si consideramos una serie de piezas de forma cilíndrica, cuya longitud es muy grande con
respecto a sus diámetros progresivamente crecientes, al enfriarlas desde una misma
temperatura de austenización, en un medio de severidad de temple H, se observa que sólo
aquellas cuyo diámetro es inferior a un cierto valor D
e quedan completamente templadas,
mientras que las restantes lo están solo parcialmente. A este diámetro máximo por debajo
del cual toda la estructura es martensítica, se denomina diámetro crítico.

Ahora bien, es lógico pensar que el valor de este diámetro sea función de la severidad de
temple H; por tanto variará al variar ésta. Se hace, pues, necesario fijar unas condiciones tipo
de enfriamiento, que según Grossmann, corresponden a un temple ideal. Tal temple sería
realizado en unas condiciones en que la superficie del acero se enfría instantáneamente, al
medio capaz de conseguirlo, le correspondería una severidad H =  . Según esto, el diámetro
crítico ideal de un acero se puede definir como el mayor diámetro de una barra cilíndrica
(redondo de ese acero) que, enfriada en un medio de severidad de temple infinito, presenta
en su núcleo una estructura totalmente martensítica (permite obtener el 99% de martensita
en su centro).
Los gráficos de la figura dan el valor
del diámetro crítico ideal en
función de los porcentajes de
carbono y del tamaño del grano.

176. Con los gráficos, debidos a las investigaciones de Grossmann, Asimow y Urban, es posible calcular los
diámetros críticos en función del diámetro crítico ideal y de la severidad de temple, y viceversa.

177. 7°- ¿Pueden dos aceros de igual composición química presentar distinta templabilidad? Razónese.
Templar una pieza de acero es lograr que su estructura sea plenamente martensítica. Es necesario austenizar la pieza
y enfriarla de tal modo que en el centro de la pieza la velocidad de enfriamiento supere un cierto valor critico V
c a fin
de que las austenita proporcione martensita sin transformaciones previas en las zonas perlítica o bainítica.
Templabilidad (facilidad de un acero para ser templado), en cambio, es algo intrínseco al acero, e independiente del
tamaño de la pieza y de la severidad de enfriamiento empleada. La templabilidad viene definida por la curva TTT.
Puede decirse que un acero es tanto más "templable" cuanto más alejada del origen de tiempos se encuentra su
curva TTT.
Por tanto la templabilidad depende exclusivamente de la composición química del acero -curvas TTT más alejadas del
origen de tiempos cuanto más aleado (porque los elementos disueltos en la austenita retrasan las transformaciones
perlíticas y bainíticas)-, y del tamaño de grano austenítico (mayor cuanto más alta sea la temperatura de temple). A
veces para aumentar la templabilidad de un acero poco templable se procura aumentar el tamaño de grano
austenítico, templando desde temperaturas muy altas; o aumentando el tiempo de permanencia a la temperatura de
austenización T. Pero esa práctica no es recomendable: porque la martensita formada en el temple a partir de un
grano austenítico de gran tamaño resulta poco tenaz incluso después de un revenido.
Por tanto, desde el punto de vista de los factores intrínsecos, NO se puede aumentar la templabilidad de un acero, ya que depende
exclusivamente de la composición química del acero (Carbono y elementos de aleación). Por ejemplo, la templabilidad es mayor cuanto
más grande sea el contenido en C
Sin variar la composición química se podría aumentar la templabilidad de un acero aumentado el tamaño de grano austenitico (d
) o la
temperatura de austenización (T
), dado que esto da lugar a que las curvas TTT se alejen del origen del tiempo (se desplazan hacia la derecha).
Aumentado el tamaño de grano austenitico (d
), disminuye la densidad de juntas de grano [Tarda más en formarse en dichas juntas de
grano la ferrita (núcleo reactor de las transformaciones bainiticas) y la cementita (núcleo reactor de la transformación perlitica)], luego las
curvas de transformación perlitica y bainitica se desplazan a la derecha, aumentando, por tanto, la templabilidad. Por su parte, el efecto de
elevar la temperatura de austenización (T
), es similar al de aumentar el tamaño de grano austenitico (d
), pero teniendo la precaución de
no sobrecalentar ni quemar el acero.
Por tanto, dos aceros de igual composición química SI que pueden presentar distinta templabilidad, sin más que tengan un tamaño de grano
austenitico (d
) diferente o que la temperatura de austenización (T
) haya sido distinta.

178. 4
DL
D
2
L
Masividad 
S

V

4
 D  Masividad 
D
L
Masividad  h (Penetración al temple)

Luego: h
1( 3 mm) < h
2( 7 mm)  D
1> D
2
A menor profundidad de temple (menor espesor de formación
de martensita dura), mayor diámetro del redondo


D
Enfriamiento de la superficie (V
p) y del núcleo (V
n) al variar el
tamaño del redondo (D
I <D
2) y la severidad del refrigerante.
a)Redondo de diámetro D
1 enfriado en agua.
b)Redondo de diámetro D
2 enfriado en agua.
c)Redondo de diámetro D
1 enfriado al aire.
d)Redondo de diámetro D
2 enfriado al aire.
8°- Dos redondos de un mismo acero F, de diámetros respectivos D
1 y D
2 , después de ser austenizados a la misma temperatura han sido
templados en aceite. La formación de martensita dura (penetración de temple) alcanza hasta 3 mm a partir de la periferia del redondo D
1 y
hasta 7 mm en el redondo D
2. ¿Cuál de los dos redondos tiene mayor diámetro?
La profundidad del temple es mayor cuanto mayor sea la masividad de la pieza, es decir,
cuanto mayor sea la superficie (S) en relación a su volumen (V). A igualdad de otros factores
en el proceso de temple: composición química, severidad de temple, tamaño de grano, ….. La
transformación martensítica alcanza una mayor profundidad en los tamaños pequeños, ya
que la proporción área de cesión de calor en relación con el volumen (cantidad de calor
acumulado) aumenta con la reducción del diámetro, lográndose una cesión de calor más
rápida, disminuyendo la diferencia entre las velocidades de enfriamiento entre la periferia y
el núcleo y, finalmente, una mayor penetración de temple

179. 1°- La microestructura de un determinado acero binario, después de un tratamiento térmico de normalizado, es de 90 % de perlita y 10 % de
ferrita. El contenido de carbono de esta perlita diluida resultó ser 0.6 %. Se pide determinar el porcentaje carbono de este acero.
2°- ¿Cuál puede haber sido el motivo la finalidad de haber conferido el tratamiento térmico de normalizado a ese acero?
3°- Determinar la temperatura A
3 de este acero ¿Por qué o por qué no sería correcto templar ese acero desde 920 °C? ¿Y desde 730 °C?
4°- ¿Sin variar su composición química sería posible aumentar la templabilidad de ese acero?
5°- Templado en agua un acero "autotemplante" ¿El riesgo de grietas de temple será mayor, igual, o menor que en un acero ordinario de igual
contenido en carbono?
6°- Por tratamiento térmico ¿puede afinarse el grano de un acero de composición 0.003 % de carbono y 17 % de cromo?
7°- En relación con el "austempering" de aceros poco aleados suele indicarse que este tratamiento se aplica a piezas de pequeño diámetro.
¿Por qué?
P12/Problema L

180.  (0.77 %C)  (0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C) Reacción eutectoide
PERLITA
90 % Perlita  (0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C)
100
0.6
% C acero
% C perlita diluida
% perlita transformada tras normalizado

0.9 
% C acero
 % C acero  0.54 %
1
C  0.0218 C  0.0218
(% perlita diluida)  90 
1
100 
1
100  C  0.542 %
C
e  0.0218 0.6  0.0218
T
E
  E
%C ?
C
1
0.45 %C
% ferrita
% perlita diluida
La velocidad de enfriamiento al aire es mayor que la velocidad de enfriamiento de equilibrio → Modificaciones en el diagrama Fe-C
Tenemos un acero de contenido en C desconocido con un 10 % ferrita (alfa-proeutectoide) y 90 %
perlita (alfa
eutectoide+Cementita
eutectoide).
0.6
1°- La microestructura de un determinado acero binario, después de un tratamiento térmico de normalizado, es de 90 % de perlita y 10 % de
ferrita. El contenido de carbono de esta perlita diluida resultó ser 0.6 %. Se pide determinar el porcentaje carbono de este acero.
El normalizado consiste en austenizar el acero (Calentando por encima de A
3 y enfriar al aire.
El contenido de carbono de la perlita diluida (0.6 %C) coincide
con la composición del punto eutectoide.

181. 2°- ¿Cuál puede haber sido el motivo la finalidad de haber conferido el tratamiento térmico de normalizado a ese acero?

(Página 113. ‘Libro Aceros’). Habitualmente, con el tratamiento de normalizado se intenta obtener una estructura ferrito-perlítica “normal”
del acero; es decir, un tamaño de grano ferrítico igual o inferior (pero próximo) al valor 7 ASTM y perlita laminar fina. Este tratamiento suele
tener por finalidad corregir una estructura defectuosa previa, -como la estructura de Widmanstätten - derivada de un grano austenítico
grande, como consecuencia de enfriar la estructura por encima del equilibrio o por austenizar a temperaturas elevadas por encima de la
temperatura de austenización correcta, T
A = A
3+(40-50 ºC). Esta estructura confiere al acero malas propiedades desde el punto de vista
mecánico, al tener poca tenacidad debido al crecimiento acicular del grano. Con el tratamiento de normalizado la corregimos.

Se emplea habitualmente para afinar el grano austenítico de los aceros en estado bruto de moldeo, o bruto de laminación, o sobrecalentados
durante una austenización. En definitiva, puede decirse que el tratamiento de normalizado es, en este caso, un tratamiento corrector. Para
corregir que nuestro acero hubiera sufrido un sobrecalentamiento.

En otras ocasiones el normalizado se utiliza como tratamiento de utilización: como alternativa del bonificado (temple más revenido, que
es más caro). En ese caso se pretende simplemente lograr una estructura de perlita laminar -diluida y fina- distribuida en una matriz de
ferrita proeutectoide de grano muy fino (la ferrita aumenta su carga de rotura ). Con esa estructura micrográfica la carga de rotura R
m del
acero y su tenacidad pueden resultar suficientes para muchos de los requerimientos en servicio; sin necesidad de templar y revenir el
acero. Así, gran parte de los aceros empleados en ferrocarriles -por ejemplo para ruedas y "boogies"- se utilizan en estado normalizado.
En el caso de los carriles, a veces se someten a un tratamiento superficial en cabeza (HSD, "head special hardened"), equivalente a un
normalizado, con objeto de afinar la perlita y aumentar su resistencia al desgaste.

182. 3°- Determinar la temperatura A
3 de este acero ¿Por qué o por qué no sería correcto templar ese acero desde 920 °C? ¿Y desde 730 °C?
A
3
 727 912  727

0.77  0 0.77  0.54
C = 0.54 %
0.54
A
3
A
3 = 782 ºC

TEMPLAR=lograr una estructura
plenamente martensítica. Para ello
hay que austenizar.

T
AUSTENIZACIÓN = A
3+(40-50ºC)=
(aproximadamente)=832 ºC
920 ºC: sería mucho  aumenta el
crecimiento del grano.
730 ºC: sería poco; no
austenizamos, lo que no permitirá
conseguir un buen temple al
“surgir” la martensita del
enfriamiento de la austenita.

183. 4°- ¿Sin variar su composición química sería posible aumentar la templabilidad de ese acero?. Razonar la respuesta
Templar una pieza de acero es lograr que su estructura sea plenamente martensítica. Para ello es necesario
austenizar la pieza y enfriarla de tal modo que en el centro de la pieza la velocidad de enfriamiento supere un cierto
valor critico V
c a fin de que las austenita proporcione martensita sin transformaciones previas en las zonas perlítica o
bainítica. Templabilidad de un acero es su facilidad para ser templado.
No es lo mismo templabilidad y penetración del temple. Se designa como penetración del temple la distancia, a
partir de la periferia, en que la pieza presenta estructura plenamente martensítica. La penetración del temple viene
determinada por la intersección de las curvas de enfriamiento de los distintos puntos de la pieza -función del
tamaño de la pieza y de la severidad de temple- y la curva TTT del acero. La penetración de temple puede
aumentarse, por ejemplo, utilizando un agente refrigerante más severo.
Templabilidad, en cambio, es algo intrínseco al acero, e independiente del tamaño de la pieza y de la severidad de
enfriamiento empleada. La templabilidad viene definida por la curva TTT. Puede decirse que un acero es tanto más
"templable" cuanto más alejada del origen de tiempos se encuentra su curva TTT.

Por tanto la templabilidad depende exclusivamente de la composición química del acero -curvas TTT más alejadas del origen de tiempos cuanto más aleado (porque
los elementos disueltos en la austenita retrasan las transformaciones perlíticas y bainíticas)-, y del tamaño de grano austenítico (mayor cuanto más alta sea la
temperatura de temple). A veces para aumentar la templabilidad de un acero poco templable se procura aumentar el tamaño de grano austenítico, templando desde
temperaturas muy altas; o aumentando el tiempo de permanencia a la temperatura de austenización T. Pero esa práctica no es recomendable: porque la martensita
formada en el temple a partir de un grano austenítico de gran tamaño resulta poco tenaz incluso después de un revenido.
Por tanto, desde el punto de vista de los factores intrínsecos, NO se puede aumentar la templabilidad de un acero, ya que depende
exclusivamente de la composición química del acero (Carbono y elementos de aleación). Por ejemplo, la templabilidad es mayor cuanto
más grande sea el contenido en C
Sin variar la composición química se podría aumentar la templabilidad de un acero aumentado el tamaño de grano austenitico (d
) o la
temperatura de austenización (T
), dado que esto da lugar a que las curvas TTT se alejen del origen del tiempo (se desplazan hacia la derecha).
Aumentado el tamaño de grano austenitico (d
), disminuye la densidad de juntas de grano [Tarda más en formarse en dichas juntas de
grano la ferrita (núcleo reactor de las transformaciones bainiticas) y la cementita (núcleo reactor de la transformación perlitica)], luego las
curvas de transformación perlitica y bainitica se desplazan a la derecha, aumentando, por tanto, la templabilidad. Por su parte, el efecto de
elevar la temperatura de austenización (T
), es similar al de aumentar el tamaño de grano austenitico (d
), pero teniendo la precaución de
no sobrecalentar ni quemar el acero.

184. autotemplantes
acero muy aleado
crece tamaño del grano
Implica curvas TTT alejadas del origen y por enfriamiento al aire desde la
temperatura de austenización dan martensita. Nuestro acero, E, no es
autotemplante ya que requiere un medio más severo que el aire (aceite).

Normalizado = Austenización+Temple al aire  Aceros autotemplados: Temple=Normalizado

La dureza tras el normalizado es igual que la de después del temple (en los autotemplantes), ya que autotemplante indica que temple al
aire y el normalizado consta de austenización y enfriamiento en aire.

La curva T.T.T. del acero, y en concreto su posición respecto al origen de tiempos,
depende del tamaño de grano de la austenita y de la composición química del
acero. Esa curva resultará más alejada del origen de tiempos cuanto mayor sea el
tamaño de grano austenítico y cuantos más elementos en solución sólida tenga la
austenita.
Por ello se dice que el acero tiene tanta más templabilidad -mayor facilidad para el
temple- cuanto más apartada del origen de tiempos se halle su curva T.T.T. Así, para un
acero muy aleado su curva T.T.T. estará muy desplazada del origen de tiempos y podría
obtenerse martensita por simple enfriamiento al aire desde la temperatura de
austenización. Los aceros que templan por simple enfriamiento al aire se denominan
"autotemplantes". Curvas muy alejadas del origen de tiempos, de modo que con
simple enfriamiento al aire se consigue una velocidad suficiente para conseguir el
temple completo.
Para que los aleantes resulten eficaces en el temple han de estar solubilizados
previamente en la austenita.
5°- Templado en agua un acero "autotemplante" ¿El riesgo de grietas de temple será mayor, igual, o menor que en un acero ordinario de igual
contenido en carbono?

185. 5°- Templado en agua un acero "autotemplante" ¿El riesgo de grietas
de temple será mayor, igual, o menor que en un acero ordinario de
igual contenido en carbono?. Razonar la respuesta
Los aceros autotemplantes son aquellos, que previa austenización ,
templan por simple enfriamiento al aire (curvas TTT muy a la derecha
del origen de tiempos), dando martensita.

Para esto es necesario que el acero este aleado. La aleación hace que
las curvas TTT se desplacen a la derecha, haciendo a su vez que
disminuye el valor de M
S y como:

M
s(autotemplante) << M
s(acero no aleado)
y M
S es un parámetro indicativo de la agrietabilidad,

↑Agrietabilidad  ↓M
s
↑ Aleado  ↓ M
s  Mayor salto térmico  ↑Agrietabilidad

el riesgo de formación de grietas es mayor en el acero autotemplante
Un acero puede hacerse autotemplante aleándolo.
M
s(no aleado) > M
s(aleado)
El riesgo de formación de grietas será mayor templando en agua,
ya que es un medio refrigerante mas severo que el aire;
aumentan los gradientes; aumenta el riesgo de agrietamiento.
Aire
AGUA
T
T
T

186. 6°- Por tratamiento térmico ¿puede afinarse el grano de un acero de composición 0.003 % de Carbono y 17 % de Cromo?
Según su composición los aceros inoxidables suelen clasificarse en distintas familias: aceros ferríticos, aceros martensíticos, aceros
austeníticos, aceros austenoferriticos. La elección de uno u otro tipo de aceros vendrá determinada no sólo por requerimientos de resistencia
a oxidación y corrosión sino también -complementariamente- por propiedades físicas y mecánicas, por características de conformación en frío
y en caliente, soldadura, precio, etc.
o
aceros no conviene que contengan elementos
gammágenos (ya sean posibles aleantes del tipo Ni,
Mn, etc, ni tampoco C o N), porque los gammágenos
favorecen la estructura semiferrítica y con ello la
posibilidad de formarse algo de martensita en el
enfriamiento, lo que elevaría aún más la temperatura
ITT ºC. En ese sentido resultarían beneficiosos -
también lo son por otros motivos- elementos
alfágenos tales como Mo, Si, Al, porque al incidir
sobre el diagrama Fe-C de un modo análogo al Cr
(Figura 2a) aumentan -para un mismo contenido de
cromo en el acero- el valor del límite r de la figura 2.b
y aminoran por tanto la posibilidad de entrar en el
dominio alfa + gamma al elevar su temperatura.
Figura 1.- Temperatura ITT ºC, de
transición dúctil/ frágil al impacto,
en función del tamaño de grano
para un acero ferritico comercial
de 17 %Cr (Pickering)
Nuestro acero con un composición 0.003 % de Carbono y 17 % de Cromo, sería ferrític
Los aceros inoxidables ferríticos son poco tenaces. A igualdad de tamaño de grano los
inoxidables ferríticos resultan notablemente menos tenaces que los aceros dulces ordinarios, sin
cromo. Por ejemplo (Figura 1), para los tamaños de grano habituales resultan frágiles en el
ensayo de impacto a temperatura ambiente. Así, para tamaño ASTM 7 la temperatura de
transición dúctil/frágil ITT °C es 0 ºC; y para granos mayores estos aceros son menos tenaces aún
( para ASTM 4 su temperatura de transición dúctil/frágil resulta ser 40 ºC).
Habida cuenta del carácter poco tenaz de estos
Figura 2.- Ilustración esquemática de los desplazamientos,
por efecto del Cr: de los puntos críticos del diagrama Fe-C:
(a)Diagrama Fe-C;
(b)sección pseudobinaria del Fe-C-Cr para 17% Cr
Evolución que produce en el bucle
gamma del diagrama Fe-C el aumento
de contenidos en Cr por encima del
12 %: disminuyen las temperaturas A5
y A4 (comienzo y final,
respectivamente de la transformación
por enfriamiento), aumentan las
temperaturas A3 y A1 (comienzo y
final, respectivamente de la
transformación y por enfriamiento),
disminuye el contenido máximo en
carbono que puede contener la
austenita (punto P); y el eutectoide se
desplaza hacia temperaturas más
altas y menores %C

187. 6°- Por tratamiento térmico ¿puede afinarse el grano de un acero de composición 0.003 % de Carbono y 17 % de Cromo?

La composición enunciada se corresponde con un acero inoxidable ferrítico.

En los aceros inoxidables ferríticos es conveniente que su tamaño de grano sea pequeño. Por otra parte al no poder ser austenizados
plenamente (Figura 2.b) (no tienen el bucle , ya que el Cr es alfageno), para porcentaje en carbono inferior a (s) no es posible afinar su tamaño
de grano por tratamiento térmico. Solamente puede afinarse por tratamiento termomecánico de acritud y recristalización.

188. 7°- En relación con el "austempering" de aceros poco aleados suele indicarse que este tratamiento se aplica a piezas de pequeño diámetro.
¿Por qué?
El “austempering” es un tratamiento isotermico, que tras una austenización previa, se enfría la pieza de manera isotérmica sumergiéndola en
un baño de sales fundidas. Tiene por finalidad obtener en la pieza una estructura plenamente bainítica. La estructura bainítica presenta la
ventaja de resultar más tenaz, para igual dureza, que la lograda por temple y revenido bajo del acero. Es un tratamiento que no requiere
después un revenido.
El "austempering" tiene la ventaja complementaria de ser un tratamiento térmico sin las tensiones, deformaciones, y grietas que presenta el
temple en refrigerantes severos. En el "austempering" la transformación de austenita en bainita tiene lugar con aumento de volumen, pero al
mismo tiempo e igual temperatura en todos los puntos de la pieza.
El "austempering" no puede darse a cualquier acero. Se precisa que éste tenga templabilidad suficiente para que, tanto la periferia como el
núcleo de la pieza, alcancen en el baño de sales la temperatura isotérmica antes de que se inicie la transformación de austenita en bainita.
De no ser así podría obtenerse bainita en la periferia y perlita en las zonas más internas de la pieza. De todos modos no conviene que el
acero tenga gran templabilidad: para que la duración del tratamiento no sea excesiva. Se usa fundamentalmente en aceros hipoeutectoides,
pues en los hipereutectoides se corre el riesgo de tener un sobrecalentamiento y/o quemado.
El “austempering” suele aplicarse a piezas de pequeño diámetro, por ejemplo 10 mm; porque en el
enfriamiento resulta más fácil de igualar las temperaturas de la periferia y el núcleo de la pieza, antes
de que se inicien las transformaciones de la austenita. Para piezas de mayor diámetro se requieren
aceros con más templabilidad y/o enfriamientos enérgicos para evitar las transformaciones perlíticas
de la austenita y posibilitar las bainíticas.
En el caso del acero que estamos tratando desde el inicio, esta poco aleado, luego las curvas de
transformación perlitica y bainitica, están más a la izquierda “están adelantadas”, lo cual implica que
si se aplica un “austempering”, el enfriamiento isotérmico ha de ser rápido con el fin de evitar las
curvas comentadas, para lo cual se necesitarían piezas de pequeño tamaño que enfrían rápido y que
el enfriamiento de periferia y núcleo sean casi simultáneos.
Un acero de muy baja templabilidad, cuya curva TTT fuera tal que su zona perlítica resultara prácticamente tangente el eje de ordenadas, no
podría ser austemperizado. El austempering es un tratamiento que suele darse a algunos aceros al carbono —entre 0.5 a 1. 20%C—, o de baja
aleación, destinados a herramientas. También se emplea en algunas fundiciones esferoidales: fundiciones A.D.I ("austempered ductile iron").

189. 1°- En una aleación férrea, binaria, de 3 % en peso de Carbono, determinar los porcentajes en peso de: cementita primaria, cementita eutéctica y
cementita terciaria.
2°- Determinar las temperaturas de inicio y final de solidificación de un acero binario muyo contenido en carbono es de 0,30%.
3°- ¿Puede un acero aleado, de 0.3 % C, resultar hipereutectoide en algún caso? Razónese.
4°- En los aceros hipereutectoides se suele denominar A
123 a la temperatura eutectoide. ¿Por qué?
5°- Determinar los porcentajes en peso de ferrita proeutectoide y de perlita, del acero binario del apartado 2, después de un recocido de
regeneración con enfriamiento de equilibrio.
6°- Suponiendo que después de un normalizado la estructura de ese acero (del apartado 2) fuera 50% ferrítica y 50% perlítica, se pide:
determinar el porcentaje de ferrita que tendría esa perlita diluída.
7°- Analogías y diferencias entre: recocido de regeneración, normalizado y recocido isotérmico.
8°- Diferencia entre templabilidad de un acero -indíquense los factores intrínsecos y extrínsecos influyentes- y penetración de temple.
9°- Para temple en aceite razónese lo que sigue: ¿El diámetro crítico real al 99 % resulta mayor o menor que el diámetro crítico real al 50%? Al
aumentar la templabilidad ¿aumenta, disminuye o no varía el diámetro crítico ideal?
10°- Dos aceros, uno aleado y otro no, tienen igual contenido en Carbono. Dibujar esquemáticamente, en una misma figura de ejes
coordenados HRc-T , las curvas de revenido de uno y otro acero. E indicar alguna conclusión práctica que puede deducirse de la comparación
entre ambas curvas.
P13/Problema LL

190. 3.0 %C
T´
e
T
e
L(4.3 %C)  (0.022 %C)  Fe
3
C(6.67 %C)
p: perlita;
C’
e: cementita eutectoide o que forma parte de la perlita;
C
V: cementita terciaria o vermicular;
C
T: cementita total;
F
pe: ferrita proeutectoide.
F
e: ferrita eutectoide.
Reacción eutéctica
C’
pe: es la que precipita al bajar la solubilidad del C en la fase  al bajar la temperatura, entre T’
e y T
e
Por otro lado se verifica que: C
T = T
e+ = C
e+C’
pe:, es decir: 37.80 = 19.52 + C’
pe , luego C’
pe = 18.28 %
C’
pe = 18.28 %
C
pe = 0 %
C
e = 19.52 %
C
pe: es la que precipita a partir del líquido, en este caso C
pe = 0, ya que lo que aparece es γ primaria
(Fundición hipoeutéctica).
C
e: es la que aparece fruto de la reacción eutéctica. Se calcula en el
segmento eutéctico, mediante la regla de los segmentos inversos
e
C
3  2.11

%C  2.11
100  100  19.52 %
6.67  2.11 6.67  2.11
C
(TTe)
3  0.77

%C  0.77
100  100  37.80 %
6.67  0.77 6.67  0.77
3.-Cantidad de cementita eutectoide que contiene la aleación de apartado anterior constituyente matriz de
la aleación. Aplicaciones.
C
pe: cementita primaria o proeutéctica;
C
e: cementita eutéctica;
C’
pe: cementita secundaria o proeutectoide;

191. T
3  0.003
C  100  44.95 %
6.67  0.003
T Te
3  0.0218
C  100  44.80 %
6.67  0.0218
C’
e = 7 %
C
V: es la que precipita por descenso de la solubilidad del carbono al bajar la temperatura, sabiendo que a temperatura ambiente, el máximo
de solubilidad en la fase α es de 0.003% de C.
C = C – C
V T T=Te-
C
V = 44.95– 44.80= 0.15 %
C
V = 0.15 %
Reacción eutectoide
(0.77 %C)  (0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C)
C’
e: es la que hay en la perlita:
C
T Te
3  0.0218
 100  44.80 %
6.67  0.0218
C
T=Te- = C’
e + C
e+ C’
pe
44.80 = C’
e + 19.52+ 18.28
Perlita EUT e
C  C
'
 (% perlita)x(Cementita ) 
6.67  3
100
0.77  0.0218
 7 %
6.67  0.77 6.67  0.0218
3.0 %C
C
T = 44.95 %
P= Ligeramente por debajo de 727º C
hay perlita (α+Fe
3C)+Fe
3C donde la
perlita es el  residual de antes.
P = 100-C
T(727 ºC+) = 100 – 37.80 = 62.20
6.67  3
P 
6.67  %C
100  100  62.20 %
6.67  0.77 6.67  0.77

192. C
pe: cementita primaria o proeutéctica;
C
e: cementita eutéctica;
C’
pe: cementita secundaria o proeutectoide;
P: perlita;
C’
e: cementita eutectoide o que forma parte de la perlita;
C
V: cementita terciaria o vermicular;
C
T: cementita total;
F
pe: ferrita proeutectoide.
F
e: ferrita eutectoide.
Reacción eutectoide
(0.77 %C)  (0.022 %C)  Fe
3
C(6.67 %C)
F
pe: Al tener el acero un contenido en carbono mayor de 0.77 % (C>0.77 %) no
aparece ferrita proeutectoide, por lo que F
pe = 0
F
e: es la que aparece fruto de la reacción eutéctica. Se calcula en el
segmento eutéctico, mediante la regla de los segmentos inversos
e EUTECTOIDE
F  F 
6.67  3
100  55.20 %
6.67  0.0218
3.0 %C
Ferrita total = F
T →
T
6.67  3
F  100  55.05 %
6.67  0.003

193. C=0.3 %
1
1538 1495

T
i
1495
0.53  0 0.53  0.3
T
i=1514 ºC
Tf
T
f=1472 ºC


Intervalo de solidificación = I
S =
= T
i – T
f = 1514 – 1472 = 42 ºC
T
f
1148
1495 1148

2.11 0.17 2.11 0.3
2°- Determinar las temperaturas de inicio y final de solidificación de un acero binario muyo contenido en carbono es de 0.30 %.
0.3 %
T
i
1495

194. Mn – elemento gammágeno Si – elemento alfágeno
0.5 %C

Un acero aleado con elementos
alfagenos y gammagenos, propicia
un desplazamiento del punto
eutectoide. Si predominan los
elementos alfagenos (por ejemplo,
el Mn) hace que el punto
eutectoide baje su temperatura
hasta que incluso desaparezca, si
se desea, la transformación γα
(Mn > 30 %) dando aceros
hipereutectoides incluso para un
contenido en carbono del 0 %.

0.5 %C
3°- ¿Puede un acero aleado, de 0.3 % C, resultar hipereutectoide en algún caso? Razónese.
SI
La adición de otros elementos aleantes (Cr, Ni, Ti, etc.), a parte del C, cambia drásticamente el diagrama de fases binario hierro-carburo de
hierro (Fe-Fe
3C). La magnitud de las alteraciones de las posiciones de los límites de fases y la forma de los campos de fases dependen del
elemento de aleación y de su concentración. Uno de los cambios importantes es el desplazamiento de la posición del punto eutectoide con
respecto a la temperatura y a la concentración de carbono. Esto ocurre tanto con elementos alfágenos como gamágenos.

Por tanto, puede ocurrir que, debido a la presencia de elementos aleantes, el punto eutectoide pase a tener un contenido en carbono inferior al
0.5 %, de modo que el acero al carbono originalmente hipoeutectoide, sea al alearse hipereutectoide.

195. Para los aceros hipereutectoides: A
1=A
2=A
3=A
123 .
A
1=Lugar geométrico de los puntos donde tiene lugar la finalización de la
transformación gamma alfa (Desaparece la fase ).
A
2=Lugar geométrico del cambio de ferrita de amagnética a magnética (770 ºC).
Fe()(Amagnética)  Fe() (Magnética)
770 ºC
A
3= Lugar geométrico de las temperaturas críticas en las cuales comienza la
transformación Gamma  Ferrita (alfa).

TEXTO PERO-SANZ; página 268 “En los aceros hipereutectoides, los puntos de
transformación alotrópica de la austenita, se denominan A
123 para señalar que en
ellos hay coincidencia entre el inicio de la transformación gamma  alfa, y la
transformación magnética. Coinciden, por tanto, los puntos críticos A
3 y A
2 (A
2 señala
el cambio magnético de la ferrita) con el punto A
1; y además corresponde a un
temperatura constante (727ºC)”.

TEXTO PERO SANZ; “Aceros”; página 40: Adviértase que todos los aceros
hipoeutectoides, de contenido en carbono comprendido entre 0.0218% y 0.77 %C,
finalizan la transformación gamma  alfa a la temperatura eutectoide (A
e=727 ºC).
De ahí que sea precisamente esa temperatura eutectoide (A
e= 727 ºC) el punto
crítico A
1 de todos esos aceros.
A
123. Se recogen simultáneamente la temperatura de
aparición del primer grano de la fase  en el
calentamiento (A
1); la aparición del primer grano de fase
 a partir de las juntas de grano de fase  (A
3) y la
temperatura de paso de magnética a amagnetica (A
2) .
4°- En los aceros hipereutectoides se suele denominar A
123 a la temperatura eutectoide. ¿Por qué?

196. 5°- Determinar los porcentajes en peso de ferrita
proeutectoide y de perlita, del acero binario del
apartado 2 (0.3 % C), después de un recocido de
regeneración con enfriamiento de equilibrio.
0.3 %
PROEUTECTOIDE

0.77  0.3
 100  62.81 %
0.77  0.0218
PERLITA(%)  100  62.81  37.19 %

197.  (0.77 %C)  (0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C) Reacción eutectoide
PERLITA
50 % Perlita  (0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C)
100
% C acero
% C perlita diluida
% perlita transformada tras normalizado

0.3
% C Perlita diluida
0.5   % C Perlita diluida  0.60 %
1
1
La composición del eutectoide no coincide con el % C del acero
(% perlita diluida)  50 
0.3  0.0218
100  C  0.58 %
C  0.0218
T
E
  E
0.30
C
1
0.45 %C
% ferrita
% perlita diluida
El normalizado consiste en austenizar el acero de 0.30 % C (Calentando por encima de A
3 (804 ºC en este caso) y enfriar al aire.
La velocidad de enfriamiento al aire es mayor que la velocidad de enfriamiento de equilibrio → Modificaciones en el diagrama Fe-C
Tenemos un 0.3 % C que da un acero ferrito-perlítico con 50 % ferrita (alfa-proeutectoide) como
constituyente matriz y 50 % perlita (alfa
eutectoide+Cementita
eutectoide) como constituyente disperso
0.58
Perlita(0.58 % C)  (0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C)
6°- Suponiendo que después de un normalizado la estructura de ese acero (del apartado 2) fuera 50 % ferrítica y 50 % perlítica, se pide:
determinar el porcentaje de ferrita que tendría esa perlita diluída.
(%
PERLITICO
)  (Tanto por uno perlita) 
PERLITA  
 0.5x
6.67  0.58
100  45.80 %
6.67  0.0218

198. 7°- Analogías y diferencias entre: recocido de regeneración, normalizado y recocido isotérmico.
NORMALIZADO: Tiene como fin corregir la estructura Widmanstátten producida por un tamaño de grano considerable y, en
general, afinar el tamaño de grano de γ de los aceros brutos de moldeo o sobrecalentados durante la aleación
RECOCIDO REGENERACIÓN: Tiene como fin ablandar el acero para mecanizarlo o conformarlo en frío. Solo se emplea en los
aceros hipoeutectoides, ya que los hipereutectoides presentan riesgo de sobrecalentamiento

RECOCIDO ISOTÉRMICO: Se enfría el acero por inmersión en un baño de sales fundidas, cuya temperatura ha de ser constante e
inferior a A
e (temperatura eutectica). Tiene el mismo fin que el recocido de regeneración, siendo un enfriamiento
particularmente necesario para aceros autotemplantes.

199. 8°- Diferencia entre templabilidad de un acero -indíquense los factores intrínsecos y extrínsecos influyentes- y penetración de temple. Templar
una pieza de acero es lograr que su estructura sea plenamente martensítica. Para ello es necesario austenizar la pieza y enfriarla de tal modo que en el centro de la
pieza la velocidad de enfriamiento supere un cierto valor critico V
c a fin de que las austenita proporcione martensita sin transformaciones previas en las
zonas perlítica o bainítica. Templabilidad de un acero es su facilidad para ser templado.
No es lo mismo templabilidad y penetración del temple. Se designa como penetración del temple la distancia, a partir de la periferia, en que la pieza presenta
estructura plenamente martensítica. La penetración del temple viene determinada por la intersección de las curvas de enfriamiento de los distintos puntos de la
pieza -función del tamaño de la pieza y de la severidad de temple- y la curva TTT del acero. La penetración de temple puede aumentarse, por ejemplo, utilizando un
agente refrigerante más severo.
Templabilidad, en cambio, es algo intrínseco al acero, e independiente del tamaño de la pieza y de la severidad de enfriamiento empleada. La templabilidad viene
definida por la curva TTT. Puede decirse que un acero es tanto más "templable" cuanto más alejada del origen de tiempos se encuentra su curva TTT.
Por tanto, la templabilidad depende exclusivamente de la COMPOSICIÓN QUÍMICA DEL ACERO -curvas TTT más alejadas del origen de tiempos cuanto más aleado
(porque los elementos disueltos en la austenita retrasan las transformaciones perlíticas y bainíticas)-, y del TAMAÑO DE GRANO AUSTENÍTICO (mayor cuanto más
alta sea la temperatura de temple). A veces para aumentar la templabilidad de un acero poco templable se procura aumentar el tamaño de grano austenítico,
templando desde temperaturas muy altas; o aumentando el tiempo de permanencia a la temperatura de austenización T. Pero esa práctica no es recomendable:
porque la martensita formada en el temple a partir de un grano austenítico de gran tamaño resulta poco tenaz incluso después de un revenido.
Por tanto, desde el punto de vista de los factores intrínsecos, NO se puede aumentar la templabilidad de un acero, ya que depende exclusivamente de la
composición química del acero (Carbono y elementos de aleación). Por ejemplo, la templabilidad es mayor cuanto más grande sea el contenido en C.
Sin variar la composición química se podría aumentar la templabilidad de un acero aumentado el tamaño de grano austenitico (d
) o la temperatura de
austenización (T
), dado que esto da lugar a que las curvas TTT se alejen del origen del tiempo (se desplazan hacia la derecha).
Aumentado el tamaño de grano austenitico (d
), disminuye la densidad de juntas de grano [Tarda más en formarse en dichas juntas de grano la ferrita (núcleo
reactor de las transformaciones bainiticas) y la cementita (núcleo reactor de la transformación perlitica)], luego las curvas de transformación perlitica y bainitica
se desplazan a la derecha, aumentando, por tanto, la templabilidad. Por su parte, el efecto de elevar la temperatura de austenización (T
), es similar al de
aumentar el tamaño de grano austenitico (d
), pero teniendo la precaución de no sobrecalentar ni quemar el acero.
Como factores
extrínsecos
están:
-La severidad del medio refrigerante
(Agua>aceite>aire)
-Diámetro critico (
CRITICO)
-Temperatura de austenización
-Tamaño de grano austenitico
CRITICO REAL
Severidad    (se pueden templar piezas mayores)
Severidad   Penetración del temple (el enfriamiento es más rápido)
 Temperatura de austenización Homogeneización austenitica  M
S  Penetración del temple
Tamaño de grano austenitico M
S Penetración del temple

200. Diámetro crítico real
Templar una pieza de acero es lograr que su estructura sea plenamente martensítica.
Figura 1.- Determinación del diámetro
crítico real de un acero para severidad H
1.
D: diámetro del redondo
d: profundidad de temple
D-2d = 0→D
cr
Temple completo Temple incompleto
Al templar (desde una misma temperatura de austenización) una serie de piezas de forma
cilíndrica de acero, cuya longitud es muy grande con respecto a sus diámetros
progresivamente crecientes, en un determinado medio refrigerante de severidad de temple
H
1-, se denomina diámetro crítico real del acero, D
cr, para severidad H
1 [H(agua) > H(aceite)
> H(aire)], al mayor redondo de ese acero que templado en ese medio refrigerante presenta
en su centro una estructura del 99 % de martensita. El diámetro critico real de cada acero,
para ese medio refrigerante H
1, puede determinarse midiendo la penetración de temple en
la sección transversal de redondos de tamaño creciente, como se esquematiza en la figura 1.
Es lógico pensar que el valor de este diámetro sea función de la severidad de
temple H, por tanto, variará al variar ésta. Al aumentar la severidad del temple ( H),
aumenta el diámetro crítico real, porque evacuamos mas calor en menos tiempo, por lo que
podemos templar piezas de mayor dimensión.
Diámetro crítico real (para temple en aceite) al 99 %
Mayor redondo de ese acero, que templado en un medio refrigerante, presenta en su centro
(núcleo) una estructura del 99 % de martensita
Diámetro crítico real (para temple en aceite) al 50 %
Mayor redondo de ese acero, que templado en un medio refrigerante, presenta en su centro (núcleo) una
estructura del 50 % de martensita (Se considera que en el núcleo se forma sólo un 50% de martensita)
De lo anterior se deduce que el diámetro crítico real al 99 % es menor que el diámetro crítico real al 50 %,
pues en este último caso se produce una menor transformación
9°- Para temple en aceite razónese lo que sigue: ¿El diámetro crítico real al 99 % resulta
mayor o menor que el diámetro crítico real al 50%? Al aumentar la templabilidad ¿aumenta,
disminuye o no varía el diámetro crítico ideal?

201. Para temple en aceite razónese lo que sigue: ¿El diámetro crítico real
al 99 % resulta mayor o menor que el diámetro crítico real al 50%?


D
CR (50 %) > D
CR (99 %), y ello porque fijada la templablidad
(posición de las curvas CCT respecto del origen de tiempos),
se tiene:

•Obtener un núcleo completamente templado (99 %M)
obliga a templar redondos de bajo diámetro (poco
gradiente de temperatura ente "p y "n") y que la v
CT = v
n

•Si el requerimiento se hace menos estricto (50 %M en el
núcleo), la velocidad del núcleo podrá se mayor que en el
caso anterior v
n' > v
CT, siendo tangente a la cinética de 50
% de "producto" de transformación de  (Perlítica o
bainítica).

En resumen: el redondo D
CR (50 %) presentará, a igualdad del
resto de condiciones, mayor gradiente de temperatura entre
"p" y "n" que el D
CR (99%), lo que obliga a que sea de mayor
diámetro.

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

203. Al templar un acero en un determinado medio refrigerante -de
severidad H
1-, se denomina diámetro crítico real del acero, D
cr, para
severidad H
1, al mayor redondo de ese acero que templado en ese
medio refrigerante presenta en su centro una estructura del 99 % de
martensita. El diámetro critico real de cada acero, para ese medio
refrigerante H
1, puede determinarse midiendo la penetración de
temple en la sección transversal de redondos de tamaño creciente,
como se esquematiza en la figura 1.

Adviértase que el diámetro crítico real de un determinado acero
resultará tanto mayor cuanto más severo sea el medio de temple
utilizado. Así en la figura 2 se indican, para ese acero, sus diámetros
críticos reales para diversas severidades crecientes. Experimentalmente
se advierte que la curva llega a resultar asintótica a un cierto valor para
severidad infinita del agente refrigerante.
Diámetros críticos reales de un
cierto acero para diversas
severidades de temple
Figura 1.- Determinación del diámetro crítico real de un
acero para severidad H
1.
D: diámetro del redondo d: profundidad de temple

204. Habida cuenta que el Jominy es también un ensayo de templabilidad, cabe suponer que habrá cierta
correlación entre los resultados del ensayo Jominy de un acero y su diámetro crítico ideal.
Efectivamente, conocida en la curva Jominy experimental de un acero su distancia J
99, puede
determinarse el diámetro crítico ideal de ese acero con ayuda de la figura (resultado igualmente de
trabajos experimentales).
Equivalencias entre diámetro crítico
ideal de un acero y su distancia Jominy
con 99.9% de martensita
Ahora bien, es lógico pensar que el valor del diámetro crítico real sea función de la severidad de temple H; por tanto variará al variar ésta. Se
hace, pues, necesario fijar unas condiciones tipo de enfriamiento, que según Grossmann, corresponden a un temple ideal. Tal temple sería
realizado en unas condiciones en que la superficie del acero se enfría instantáneamente, al medio capaz de conseguirlo, le correspondería una
severidad H =  . Según esto, el diámetro crítico ideal de un acero se puede definir como el mayor diámetro de una barra cilíndrica que,
enfriada en un medio de severidad de temple infinito, presenta en su núcleo una estructura totalmente martensítica.
Se denomina diámetro crítico ideal de un acero -D
ci - al diámetro crítico real para severidad infinita.
Es decir al mayor redondo de ese acero, que templado en un medio refrigerante de severidad infinita
presenta en su centro una estructura de 99% de martensita. Se denomina "diámetro crítico ideal"
porque supone que el agente refrigerante tiene una capacidad de absorción de calor -"ideal"-, tal que
la periferia del redondo adquiere instantáneamente la temperatura del medio refrigerante. Es decir
que el coeficiente de película superficial M es infinito (aunque el interior del redondo no adquirirá
instantáneamente la temperatura del medio).

Si se determinan los diámetros críticos ideales de diversos aceros -la severidad de temple es fija,
infinita, en todos los casos- tendrá mayor templabilidad aquel cuyo diámetro crítico ideal sea mayor.
Pero, puesto que el diámetro crítico ideal del acero resulta ya independiente del agente refrigerante
real en que vaya a ser templado, D
Ci es una medida objetiva de la templabilidad de cada acero: cuanto
más alejada del origen de tiempos esté la curva TTT de un acero mayor resultará también su diámetro
crítico ideal. Parece razonable admitir que —sin necesidad de determinarlo experimentalmente—
pueda calcularse el diámetro crítico ideal de un acero si se conoce su curva TTT; o lo que sería igual,
ser calculado en función de la composición química del acero y de su tamaño de grano austenítico.

205. Conocer el diámetro crítico ideal de un acero resulta de gran utilidad para predecir los resultados del temple de ese acero en cualquier medio refrigerante H
1 . En
función del diámetro crítico ideal de un acero y de la severidad del agente en que va a ser templado, puede determinarse su diámetro crítico real: con ayuda del
gráfico de Grosman (Figuras a y b).
En ingeniería de materiales el primer paso para la selección del acero más conveniente para obtener estructura de martensita en cualquier punto de una
determinada pieza, al ser enfriada ésta en un refrigerante H
1, consiste en calcular previamente su redondo equivalente. Es decir, hallar el diámetro de un cilindro
—de gran longitud— cuyo núcleo enfríe a la misma velocidad que el punto de más lento enfriamiento de la pieza.
Una vez determinado para H
1 el redondo equivalente de la pieza, se seleccionará un acero tal que su diámetro crítico real para temple con severidad H
1 sea igual al
del redondo equivalente. De ese modo puede asegurarse que en el eje del redondo se obtendrá martensita; y por tanto, también en el punto de más lento
enfriamiento de la pieza (con mayor motivo resultará martensítica la estructura en cualquier otro punto de la pieza). En definitiva, la pieza de ese acero, enfriada en
el medio refrigerante de severidad H
1 resultará plenamente templada.
Sin embargo, en muchos casos resulta suficiente elegir un acero cuyo diámetro crítico real al 50 % para temple en H
1 coincida con el diámetro del redondo
equivalente. Es decir, un acero que al ser templado en ese medio obtenga 50 % de martensita en el centro de un cilindro de diámetro D
Cr5O.
Gráficos de
Grossmann, Asimow
y Urban. Diámetros
críticos en función
del diámetro crítico
ideal y de la
severidad de temple,
y viceversa.

206. Los gráficos de la figura dan el valor del
diámetro crítico ideal en función de los
porcentajes de carbono y del tamaño del grano.
Al aumentar la templabilidad ¿aumenta, disminuye o no varía el diámetro crítico ideal?

Si se determinan los diámetros críticos ideales de diversos
aceros -la severidad de temple es fija, infinita, en todos los
casos- tendrá mayor templabilidad aquel cuyo diámetro crítico
ideal sea mayor. Pero, puesto que el diámetro crítico ideal del
acero resulta ya independiente del agente refrigerante real en
que vaya a ser templado, D
Ci es una medida objetiva de la
templabilidad de cada acero: cuanto más alejada del origen de
tiempos esté la curva TTT de un acero mayor resultará también
su diámetro crítico ideal.

Por tanto, el diámetro crítico ideal aumenta al hacerlo la templabilidad
Es función del contenido en carbono (composición) y del tamaño de grano
austenítico.

207. Los elementos de aleación provocan una bajada de la dureza más
progresiva, que en el caso de aceros al carbono, por lo que el acero aleado,
para una misma temperatura de revenido, presentará una mayor dureza
T  A(K  log t)
Al calentar y aumentar la temperatura (T) para revenir, puede provocar la
expulsión del C intersticial de la estructura de la martensita, que
reaccionará con los átomos de Fe, dando como productos finales de
descomposición de la martensita: ferrita+cementita ( cementita dispersa
en ferrita)  disminuye la dureza (el acero ablanda) y aumenta la
tenacidad (Objetivo del revenido).
Los átomos de C difunden mejor en los aceros no aleados, pues en los
aleados los elementos de aleación actúan como barreras para que el C no
escape de la red y ablande (Los aceros aleados ablandan a menor ritmo).
Además , saliendo el C de la red martensitica, los aleantes dan lugar a
precipitados cuasicementiticos que aportan gran dureza (Fe,Cr)
3C. De ahí
la diferencia de las curvas (Los aleantes estabilizan la dureza y resistencia
de la martensita )
Las conclusiones prácticas del gráfico gobiernan el revenido de la martensita. El revenido en el no aleado dará un ablandamiento ideal para
deformarlo. El aleado si se lleva a estos revenidos, en presencia de elementos carburígenos alfágenos y T  600 ºC, conseguiremos aumentar
la tenacidad manteniendo prácticamente la dureza de partida. Este es el secreto de los aceros rápidos.
10°- Dos aceros, uno aleado y otro no, tienen igual contenido en carbono. Dibujar esquemáticamente, en una misma figura de ejes
coordenados HRc-T , las curvas de revenido de uno y otro acero. E indicar alguna conclusión práctica que puede deducirse de la comparación
entre ambas curvas.
El acero aleado y el de carbono al inicio presentan la misma dureza para
una determinada martensita. La dureza de la martensita se debe
principalmente al % de C y no a los aleantes, por lo que a la temperatura
ambiente tienen los dos la misma dureza al tener el mismo contenido en C

208. 1°- El Carbono puede formar soluciones sólidas tanto en el Hierro alfa ( o delta) como en el Hierro gamma. Basándose en consideraciones
geométricas indicar: a) por qué no son soluciones sólidas de sustitución; b) en cuál de las variedades alfa o gamma resulta más soluble el
Carbono.
Datos: radio del Carbono (r
C = 0.77 Å) y parámetros de las celdas elementales (a
Feα = 2.86 Å, a
Feγ = 3.64 Å)
2°- Dibujar esquemáticamente la curva de solidificación y enfriamiento de equilibrio (O, t) de un acero binario de 0,4% C, hasta la temperatura
ambiente: señalando sobre dicha curva las temperaturas en que se rompe el equilibrio y las fases presentes a esas temperaturas.
3°- Si las hubiera en este acero, determinar el porcentaje en peso de las siguientes cementitas a la temperatura ambiente: primaria, eutéctica,
proeutectoide, eutectoide y terciaria.
4°- Supóngase que, después de un normalizado, la estructura de ese acero tuviera 80% en peso de perlita. Se pide: a) determinar el porcentaje
en peso de ferrita en esa perlita diluida; b) comparar algunas propiedades mecánicas del acero que tiene esa estructura micrográfica con la del
mismo acero pero con estructura de recocido de regeneración (austenización completa).
5°- Al austenizar el acero binario de 0,4% C, para efectuar un recocido de regeneración, la temperatura empleada ha sido por error 1000°C y se
ha producido estructura defectuosa ¿Por qué? ¿Podría corregirse después esa estructura?
6°- Se tienen dos piezas iguales, una del acero binario de 0,40% C y otra de un acero autotemplante de igual contenido de carbono. Compárense
ambos aceros, razonándolo, en cuanto a: a) riesgo de grietas al templar el agua; b) cantidad de austenita residual después del temple.
7°- Consecuencias que se derivan de templar con austenización incompleta: a) los aceros eutectoides; b) los aceros hipereutectoides.
8°- Razónense las respuestas a lo que sigue: a) ¿cuál es la temperatura límite -la más alta- a que puede efectuarse el revenido de un acero binario;
b) si además de Hierro y Carbono el acero tiene Manganeso? ¿Cómo se modificaría esa temperatura límite (aumentando o disminuyendo) al
aumentar el contenido en Manganeso?
9°- Mediante una adecuada dosificación de elementos alfágenos y gamágenos se ha logrado evitar la estructura en bandas ferritoperlíticas en
una determinada pieza de acero forjado. ¿Si se templa la pieza estará también exenta de estructura bandeada?
P14/Problema M

209. 1°- El Carbono puede formar soluciones sólidas tanto en el Hierro alfa ( o delta) como en el Hierro gamma. Basándose en consideraciones
geométricas indicar: a) por qué no son soluciones sólidas de sustitución; b) en cuál de las variedades alfa o gamma resulta más soluble el
Carbono.
Datos: radio del C¡carbono (r
C = 0.77 Å) y parámetros de las celdas elementales (a
Feα = 2.86 Å, a
Feγ = 3.64 Å)


a) El carbono (y el nitrógeno) forma soluciones sólidas de inserción.
El radio atómico del hierro- α es a
Feα 31/2/4. El parámetro cristalino a
Feα de esa celda a 20ºC es 2.8664 Å (1 Å=10
-8
cm=0.1 nm).
Cada celda elemental gamma tiene cuatro átomos de Fe(6.1/2+8.1/8). Su parámetro de red a
Feγ a 913ºC es 3.639 Å y el radio
atómico resulta ser igual a a
Feγ /81/2.

Soluciones sólidas de sustitución: Para que un metal resulte totalmente soluble en el Fe, ilimitadamente, es decir cualquiera
que sea la proporción entre dicho metal y el Fe, son necesarias varias condiciones. En primer lugar los sistemas cristalinos de uno
y otro han de ser iguales. En segundo lugar ambos deben tener igual valencia. Deben tener, además, igual carácter
electroquímico; y sus diámetros atómicos no deben diferir, en más o en menos, de 15%.

Soluciones sólidas de inserción: Cuando resulta notable la diversidad de diámetros atómicos entre el disolvente hierro y el
elemento soluto, los átomos de pequeño diámetro pueden, según se ha señalado en el párrafo anterior, insertarse al azar
en los huecos o espacios interatómicos del hierro.

Adviértase que las soluciones sólidas de inserción son siempre soluciones limitadas, -por ser, generalmente, mayor el diámetro
del átomo inserto que el hueco disponible- y que la solubilidad de cualquier elemento de pequeño diámetro es mayor en el
hierro gamma que en el hierro alfa.

210. La magnitud del hueco interatómico que posibilitará la inserción del átomo soluto (MM’ de
la figura ) depende del estado cristalino del hierro.
En el Fe(γ) (FCC) para que un soluto se inserte en un hueco octaédrico (centros de las
aristas o en el centro del cubo, que es una posición equivalente)sin distorsionar la celda, la
relación entre radios atómicos del soluto y del hierro r
Soluto/r
Fe, debería ser 0.414. Relación
que se desprende de eliminar en las igualdades.
2.8664 Å
20 ºC
2 2
s s i i
2r
s  2r
i  a
4r  a 2 2r  2r 
4r
s
, 2r  2r
 2
1

s  



2 r
s
r
i

2
1  0.414
Para que un soluto se inserte en un hueco tetraédrico sin distorsionar la celda, la relación
entre radios atómicos del soluto y del hierro r
Soluto/r
Fe, debería ser 0.225. Relación que se
desprende de eliminar en las igualdades
4
4 2 2
s i s
s i
r  r  a
3
, 4r  a 2 , a 
4r
s
r  r 
3 4r
s

3
r , r  r
 3
1

2
s i s  
 
2

r
i

3
1  0.225
r
s 2

211. 2.8664 Å
20 ºC
3 3
s s i i
4r  a 3 2r  2r 
4r
s
, 2r  2r
 2
1

s  



3 r
s
En el Fe(α) (BCC) para que un soluto se inserte en un hueco octaédrico sin distorsionar la
celda, la relación entre radios atómicos del soluto y del hierro r
Soluto/r
Fe, debería ser 0.155.
Relación que se desprende de eliminar en las igualdades.
2r
s  2r
i  a
r 2
i


1  0.155
En el Fe(α) (BCC) para que un soluto se inserte en un hueco tetraédrico sin distorsionar la
celda, la relación entre radios atómicos del soluto y del hierro rSoluto/rFe, debería ser
0.291. Relación que se desprende de eliminar en las igualdades.
2 2 2 2
3
4 4 3 3 3
s
s i
5a
2
r
s  r
i   AB  BC
AB 
a
, BC 
a
2 4
4r  a 3,
a
2
a
2
r
s  r
i    
4 16 16
a 
4r
s
r  r 
a 5

4r
s 5

r
s 5
,

r  r
5
1

i s  
 
s
r
i

r
5
1  0.291
3

212. r 
a 3
4
4
r
a 3 2.86 3
Fe
   1.238 Å
4 4
r
4
a 2 3.64 2
Fe
   1.286 Å
Y la relación de radios atómicos entre ambos hierros y el carbono:
1.238
r
C r
i
r
Fe


0.77
 0.622  0.155 

 r 
 Fe TEÓRICA
1.286
r
C r
i
r
Fe


0.77
 0.59875  0.414 

 
 r
Fe

 TEÓRICA
El carbono es mas soluble en la austenita que
en la ferrita, porque la relación geométrica
entre radios y la teórica son más próximas, y por
tanto el carbono distorsiona menos la red
gamma que la alfa cuando entra.

213. C=0.4 %
1
1495
1538 1495

T
i
1495
0.53  0 0.53  0.4
T
i=1506 ºC
Tf
T
f
1148
1495 1148

2.11 0.17 2.11 0.4
T
f=1454 ºC
0.4 %
T
i
2°- Dibujar esquemáticamente la curva de solidificación y enfriamiento de equilbrio (T, t) de un acero binario de 0.4% C, hasta la temperatura
ambiente: señalando sobre dicha curva las temperaturas en que se rompe el equilibrio y las fases presentes a esas temperaturas.
Intervalo de solidificación =I
S=
= T
i – T
f = 1506 – 1454 = 52 ºC
La temperatura A
3 es:
A
3
 727 912  727

0.77  0 0.77  0.4
A
3=816 ºC
A
3

214. T
i=1506
T
f=1454
A
3=816

215. L(4.3 %C)  (0.022 %C)  Fe
3
C(6.67 %C)
Sean:
C
pe: cementita primaria o proeutéctica;
C
e: cementita eutéctica;
C’
pe: cementita secundaria o proeutectoide;
p: perlita;
C’e: cementita eutectoide o que forma parte de la perlita;
C
V: cementita terciaria o vermicular;
C
T: cementita total; Reacción eutéctica
C
pe: es la que precipita en el líquido a partir de el, en este caso C
pe = 0, ya que lo que aparece es
γ primaria
C
e: es la que aparece fruto de la reacción eutéctica. Se calcula en el segmento eutéctico, mediante la
regla de los segmentos inversos. En este caso C
e = 0, ya que la reacción eutéctica no tiene lugar
C’
pe: es la que precipita al bajar la solubilidad del C en la fase al bajar la temperatura, entre T’
e y T
e. En
este caso C’
pe = 0
C’
pe = 0 %
C
pe = 0 %
C
e = 0 %
3°- Si las hubiera en este acero, determinar el porcentaje en peso de las siguientes cementitas a la temperatura ambiente: primaria,
eutéctica, proeutectoide, eutectoide y terciaria.
T´
e
T
e

216. C
pe: cementita primaria o proeutéctica;
C
e: cementita eutéctica;
C’
pe: cementita secundaria o proeutectoide;
P: perlita;
C’
e: cementita eutectoide o que forma parte de la perlita;
C
V: cementita terciaria o vermicular;
C
T: cementita total;
Reacción eutectoide
(0.77 %C)  (0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C)
C’
e: es la que hay en la perlita:
C
T(727-) = C’
e + C
e+ C’
pe
T (Tamb)
C 
0.4  0.003
100  5.95 %
6.67  0.003
5.69 = C’
e + 0 + 0
C’
e = 5.69 %
C
V: es la que precipita por descenso de la solubilidad del carbono en la fase  al
bajar la temperatura, sabiendo que a temperatura ambiente, el máximo de
solubilidad en la fase α es de 0.003 % de C.
C
V = C
T(Tamb) – C
T(727ºC-)
C
V = 5.95– 5.69= 0.26 %
C
V = 0.26 %
C
T (727 ºC)

0.4  0.0218
100  5.69 %
6.67  0.0218
C
T (727 ºC)

0.4  0.0218
100  5.69 %
6.67  0.0218
P= Ligeramente por debajo de 727º C hay
perlita (α+Fe
3C)+Fe
3C donde la perlita es el 
residual de antes.
P 
%C  0.0218
100 
0.4  0.0218
100  50.55 %
0.77  0.0218 0.77  0.0218
Perlita EUT e C  C
'
 (% perlita)x(Cementita )  50.55
0.77  0.0218
 5.69 %
6.67  0.0218
0.4 %C

217.  (0.77 %C)  (0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C) Reacción eutectoide
PERLITA
80 % Perlita  (0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C)
100
0.4
% C acero
% C perlita diluida
% C Perlita diluida
% perlita transformada tras normalizado

0.8   % C Perlita diluida  0.50 %
1
1
La composición del eutectoide no coincide con el % C del acero
(% perlita diluida)  80 
0.4  0.0218
100  C  0.495 %
C  0.0218
E
T
  E
0.30
C
1
0.45 %C
% ferrita
% perlita diluida
El normalizado consiste en austenizar el acero de 0.40 % C (Calentando por encima de A
3 (816 ºC en este caso) y enfriar al aire.
La velocidad de enfriamiento al aire es mayor que la velocidad de enfriamiento de equilibrio → Modificaciones en el diagrama Fe-C
Tenemos un 0.4 % C que da un acero ferrito-perlítico con 20 % ferrita (alfa-proeutectoide) como
constituyente matriz y 80 % perlita (alfa
eutectoide+Cementita
eutectoide) como constituyente disperso
0.58
Perlita diluida
Perlita(0.495 % C)  (0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C)
4°- Supóngase que, después de un normalizado, la estructura de ese acero tuviera 80 % en peso de perlita. Se pide: a) determinar el porcentaje
en peso de ferrita en esa perlita diluida; b) comparar algunas propiedades mecánicas del acero que tiene esa estructura micrográfica con la del
mismo acero pero con estructura de recocido de regeneración (austenización completa).
(%
PERLITICO
)  (Tanto por uno perlita) 
PERLITA  
 0.8x
6.67  0.495
100  74.31 %
6.67  0.0218

218. 5°- Al austenizar el acero binario de 0.4 %C, para efectuar un recocido de regeneración, la temperatura empleada ha sido por error 1000 °C y se
ha producido estructura defectuosa ¿Por qué? ¿Podría corregirse después esa estructura?
T
AUSTENIZACIÓN = A
3+(40-50ºC) = 816+50 = 866ºC La temperatura de 1000ºC es excesiva
Ha habido un sobrecalentamiento, esto implica que el diámetro de grano austenítico ha crecido demasiado con la formación de
la indeseable estructura Widmanstätten, esto, a su vez, conlleva fragilidad. No existe quemado del acero, para que este se
produjera habría que calentar muy por encima de 1000 ºC. Para corregir esta estructura sería necesario un normalizado.

219. Redondo de diámetro
D
1 enfriado en agua.
Cuanto menor sea la temperatura M
s del acero menor será la plasticidad de la martensita
periférica al llegar el momento en que el núcleo se transforme en martensita y aumente de
volumen. Esa escasa plasticidad de la periferia martensítica favorecerá la posibilidad de que se
formen grietas en ese momento.
Cuando el refrigerante tiene mucha severidad de enfriamiento, por ejemplo agua agitada, y el diámetro del
redondo equivalente de la pieza es grande, hay una notable diferencia entre la temperatura de la periferia y la del
núcleo durante el enfriamiento. Esa diferencia aumenta a medida que transcurre el tiempo. Por eso, suponiendo
que el enfriamiento permita salvar la curva perlítica y la baínitica -tanto en la periferia como en el núcleo de la
pieza-, las transformaciones de austenita en martensita no son simultáneas en periferia y núcleo. Cuando en la
periferia se forma martensita -y aumenta el volumen de esa zona- el núcleo, en cambio, sigue siendo austenítico.
En ese caso las tensiones a que se ve sometido el núcleo de la pieza como resultado de la dilatación de la periferia
se absorben a modo de deformación plástica del núcleo. Pero cuando llega el momento de la transformación de
austenita a martensita en el núcleo, las zonas externas -ya martensíticas- están a temperaturas más bajas y tienen
poca plasticidad.
Así cuando el núcleo se transforma en martensita, también con aumento de volumen, las zonas
periféricas, martensíticas y poco plásticas, ejercen una acción a modo de "zuncho" sobre el
núcleo. La dilatación del núcleo puede llegar a producir, por rotura de ese zunchado periférico, la
aparición de grietas (a lo largo de las generatrices del redondo si se trata de una pieza cilíndrica).
6°- Se tienen dos piezas iguales, una del acero binario de 0.40 % C y otra de un acero autotemplante de igual contenido de carbono.
Compárense ambos aceros, razonándolo, en cuanto a: a) riesgo de grietas al templar el agua; b) cantidad de austenita residual después del
temple.
Los riesgos de agrietamiento de las piezas de acero durante el enfriamiento para temple se presentan, sobre todo,
cuando el medio refrigerante es muy severo y el acero es de media o de alta aleación (cuyas temperaturas M
s
resultan inferiores a los 300 °C).

220. Los aceros autotemplantes son aquellos, que previa austenización, templan por simple enfriamiento al aire
(curvas TTT muy a la derecha del origen de tiempos), dando martensita. Para esto es necesario que el acero
este aleado. La aleación hace que las curvas TTT se desplacen a la derecha, haciendo a su vez que
disminuye el valor de M
S. Un acero puede hacerse autotemplante aleándolo. M
s(no aleado) > M
s(aleado)
Expresión de Steven, corregida por Irving:
M
S (C)  561 474% C  33% Mn17% Ni17% Cr  21(%Mo) 11% W 11% Si
M
s(autotemplante) << M
s(acero no aleado) y M
S es un parámetro indicativo de la agrietabilidad
(↓M
s  ↑Agrietabilidad), el riesgo de formación de grietas es mayor en el acero autotemplante.
Los aceros cuanto más aleados, y por consiguiente con menor temperatura M
s, resultan más
susceptibles al agrietamiento en medios refrigerantes severos que los aceros poco aleados.
Si suben los aleantes  Baja Ms Mayor salto térmico Sube el riesgo de agrietamiento
El riesgo de formación de grietas será mayor porque el agua es un medio refrigerante mas severo que
el aire; aumentan los gradientes; aumenta el riesgo de agrietamiento.
Los aceros muy aleados tienen ese riesgo cuando los temples son severos (medio refrigerante agua). Pero si se
emplea un refrigerante poco severo, tal como el aire [aceros autotemplantes, aquellos, que previa austenización ,
templan por simple enfriamiento al aire (curvas TTT muy a la derecha del origen de tiempos), dando martensita. Para
esto es necesario que el acero este aleado. La aleación hace que las curvas TTT se desplacen a la derecha, haciendo a
su vez que disminuye el valor de M
S], porque la gran templabilidad del acero lo permita, el gradiente de temperatura
entre periferia y núcleo de la pieza durante el enfriamiento resulta pequeño. En ese caso la transformación de
austenita en martensita resulta casi simultánea en la periferia y en el núcleo. No se producirá el efecto de "zunchado"
ni los consiguientes riesgos de agrietamiento. Incluso apenas aparecen deformaciones plásticas por diferencias de
temperatura entre las zonas de diferente masividad de la pieza (aceros indeformables en el temple). Bien es verdad
que el temple en medios refrigerantes de poca severidad, al ser más lento el enfriamiento tanto en la periferia como
en el núcleo, conlleva mayor cantidad de austenita residual.

221. (b) cantidad de austenita residual después del temple.

ACERO MAS ALEADO  M
S  AUSTENITA RESIDUAL
a
%  residual  V =e
0.011M
S  T
m 
T
m = Temperatura final del medio (temperatura de enfriamiento instantánea).
M
s-T
m = Salto térmico que provee la energía refrigerante para poder vencer el avance
de las agujas de martensita (así las agujas pueden progresar verificando la
transformación martensítica).

Expresión de Steven, corregida por Irving:
M
S (C)  561 474% C  33% Mn17% Ni17% Cr  21(%Mo) 11% W 11% Si

222. 7°- Consecuencias que se derivan de templar con austenización incompleta: a) los aceros eutectoides; b) los aceros hipereutectoides.
(a).- Los aceros eutectoides no pueden templar con austenización incompleta, ya que no existe intervalo o dominio  +  y  + Fe
3C.
Todo ocurre a la temperatura T = 727 ºC.
(b).- Los aceros eutectoides en la austenización incompleta tendrían un residuo de  y Fe
3C sin transformar. En estos aceros no puede
existir riesgo de sobrecalentamiento y quemado, por lo que se realiza una austenización incompleta y no se obtiene, por tanto, el 100 %
de martensita, existiendo una parte de Fe
3C proeutectoide.
Los aceros hipereutectoides deben austenizarse sólo parcialmente. Al
templar no se obtendrá 100 % de martensita sino una dispersión de
cementita proeutectoide en una matriz de martensita (la cementita es
también un constituyente duro). La razón de templar así los aceros
hipereutectoides —la austenización completa exigiría superar la
temperatura A
cm— es evitar el sobrecalentainiento y/o quemado del
acero. Los aceros hipereutectoides resultan muy propensos al
sobrecalentamiento por la proximidad de A
cm a la línea del solidus del
diagrama Fe-Fe
3C. Adviértase que, por ejemplo, para un acero de 2 %C
la austenización completa exigiría alcanzar temperaturas próximas a la
de fusión ( un acero binario de 2.11 %C empezaría a fundir al alcanzarse
1148 ºC).

La austenita confiere tenacidad, pero es blanda. Para igual
velocidad de enfriamiento, la austenita residual aumenta en
los hipereutectoides.

223. 8°- Razónense las respuestas a lo que sigue:
(a)¿cuál es la temperatura límite -la más alta- a que puede efectuarse el revenido de un acero binario
(b)si además de hierro y carbono el acero tiene manganeso? ¿Cómo se modificaría esa temperatura límite (aumentando o disminuyendo) al
aumentar el contenido en manganeso?

(a)La temperatura máxima de revenido será A
e=727ºC, para que no llegué a transformarse la ferrita-alfa en austenita-gamma.
Esto es así porque el revenido es un tratamiento térmico subcrítico (no se produce transformación alotrópica).

En el temple superficial y en algunos otros casos —por ejemplo cuando se desea lograr un filo duro en herramientas tales como cuchillos,
cizallas, etc.— la finalidad del temple es endurecer el acero. Pero habitualmente se persigue otro objetivo: lograr obtener, por calentamiento
de la martensita obtenida en el temple, una fina estructura de cementita dispersa en una matriz de ferrita. De ese mejoran simultáneamente
la resistencia R
m del acero y su tenacidad.

(b).- El Mn, elemento fuertemente gammágeno, hace desaparecer la transformación A
3
(gamma  alfa) para contenidos en Mn superiores al 30 %. Además, para esos
porcentajes, la solidificación del ferro-manganeso tiene lugar directamente en fase gamma
sin aparición de fase alfa.
Como puede apreciarse en la figura el punto A
3, para un mismo contenido en carbono, se
presenta a temperaturas más bajas (consecuentemente con el carácter gammágeno)
cuanto mayor es el contenido en Mn solubilizado en la austenita.
Por tanto, la temperatura máxima de revenido aumentará al hacerlo el contenido en
manganeso

224. Figura 1.- Bandas de distinta templabilidad
9°- Mediante una adecuada dosificación de elementos alfágenos y gamágenos se ha logrado evitar la estructura en bandas ferritoperlíticas en
una determinada pieza de acero forjado. ¿Si se templa la pieza estará también exenta de estructura bandeada?
A veces no aparece estructura bandeada, por enfriamiento lento
desde el estado austenítico, si la composición química del acero es tal
que, por una adecuada dosificación de elementos antagonistas
alfágenos y gammágenos, se consiguen transformar al mismo tiempo,
de gamma a alfa, tanto las zonas segregadas como las no segregadas
(por haber logrado el mismo valor de A
3 en ambas zonas)
2.-Si simultáneamente conseguimos el afino de grano (por vibración en el molde, añadiendo inoculantes) y un recocido difusional a
alta T. Sólo válido para colada de pequeño tamaño.
3.-Recocidos de perlitización completa, tal que, si el material tras la austenización tiene suficiente distancia respecto al origen de
tiempos, transformando todo en perlita.
4.-Recocido de embastecimiento de grano.
Pero en ese caso, aunque no aparezcan bandas de ferrita y de perlita,
subsisten las heterogeneidades químicas. Las bandas están solamente
enmascaradas. Las zonas segregadas —ricas en elementos en solución
sólida— tienen más templabilidad que las no segregadas. Por eso, si
vuelve a austenizar la estructura y se enfría luego de modo continuo y
rápido, pueden advertirse esas diferencias de templabilidad:
aparecerán —según sean "las curvas TTT" correspondientes a las
zonas segregadas y no— bandas alternas de martensita y bainita; o de
bainita y perlita; o de martensita y perlita, etc. (Figura 1)
¿Cómo podría lograrse evitar esa estructura bandeada?
1.-Dosificación adecuada de alfágenos y gammágenos, sin predominio de uno de ellos.

225. P15/PROBLEMA JUNIO 1999
1.- Curva de solidificación y enfriamiento de equilibrio (T,t) de un acero Fe=0.45 %C, hasta la temperatura ambiente, señalando sobre dicha
curva las temperaturas en que se rompe el equilibrio y las fases presentes a esas temperaturas. Calcular las temperaturas: T
L, T
S y A
3 del acero.
2.- Carga de rotura y temperatura de transición del acero en estado de recocido. Datos: d
α =7 ASTM S
0=0.2 μm
3.- Después de normalizado, la estructura de ese acero de 0.45 %, resultó ser 100 % perlítica. Determinar el porcentaje (%) de ferrita que tiene
esa perlita diluida. Calcular su carga de rotura y la temperatura de transición.
Dato: El espaciado de la perlita, S
0 , corresponde a un subenfriamiento de 170 ºC aproximadamente.
4.- Comparando 2 piezas iguales de aceros de 0.45 %C, uno aleado y el otro no. ¿Cuál de los dos presentará más austenita residual tras el
temple?. Calcularla en el acero binario no aleado.
5.- Calcular el cambio de volumen asociado a la transformación martensítica de dicho acero.

226. C=0.45 %
T
i 1495 1538 1495

0.53  0 0.53  0.45
1
1495
T
i (= T
L)= 1499 ºC
Tf
T
f
1148
1495 1148

2.11 0.17 2.11 0.45
T
f(= T
S)=1442 ºC
0.45 %
T
i
Intervalo de solidificación =I
S=
= T
i – T
f = 1499 – 1442 = 57 ºC
La temperatura A
3 es:
A
3
 727 912  727

0.77  0 0.77  0.45
A
3=804 ºC
A
3
1.- Curva de solidificación y enfriamiento de equilibrio (T, t) de un acero Fe=0.45 % C, hasta la temperatura ambiente, señalando sobre dicha
curva las temperaturas en que se rompe el equilibrio y las fases presentes a esas temperaturas. Calcular las temperaturas: T
L, T
S y A
3 del acero.

227. 1499
% C
727 ºC
 (0.77 % C) 






(0.023 % C) 
Fe
3
C
Tramo verde, reacción eutectica, L=0
Tramo rojo, reacción peritectica, L=0
1493 ºC
Liq(0.53 % C)  (0.09 % C) 








 (0.17 % C)
804
+, L=1
3
+Fe C, L=1
Liquido, (L=2)
F+L=C+1
C=2 F+L=3
Liquido+ (L=1)
Liquido+ (L=1)
1442


, L=2

228. (N º granos)x(Área grano)  N
g
xA
g 1
g
g
N 992
N x d
2
 992d
2
 1  d 
1

1
 0.03175 mm
2
6
2
granos 1 pu lg ada granos
mm
2
N 1
7 ASTM  2  2  64
pu lg ada
2
 992
 25.4 
 
 100 
1 1
3 3 2 2
0 
 1  1
 
 1 f 720  3.5S    
R
m (MPa)  f
 

246.4 1143 N 18.2d


 97Si(%)
 
 
 
 
f
α= Fracción volumétrica de ferrita
d= Diámetro de grano medio de ferrita (mm)
S
0= Espaciado interlaminar de la perlita (mm)
Mn y Si= % de estos elementos solubilizados en la ferrita
 
1/3
 
0.77  0.45
f
   0.4276   f  0.7534; 1 f 
1/3
 0.2466
0.77  0.0218
d
0
S =0.2 m= 0.0002 mm
2.- Carga de rotura y temperatura de transición del acero en estado de recocido. Datos: d
α =7 ASTM; S
0 = 0.2 μm
Para los aceros de estructura micrográfica ferritoperlítica, y contenidos en carbono medio alto, los valores del límite elástico, R
e (en MPa), y carga
de rotura, R
m (en Mpa) pueden estimarse según Pickering mediante las expresiones:
1 1
3 2 3 2
 1
    
 1

  
R
e (MPa)  f
 

35.4  58.5(%Mn) 17.4d

 1 f  
178.6  3.9S
0


 63.1Si(%)  425 N
  
N=
.
%nitrógeno libre solubilizado en la ferrita
Para las propiedades de los aceros ferritoperlíticos —ya sean de medio o de alto carbono— resulta muy favorable el tratamiento térmico de
normalizado, ya que afina el grano ferrítico, aumenta la fracción de ferrita y disminuye S
0 y t. Por consiguiente —comparativamente al recocido—
eleva R
e y R
m (sin que ello conlleve necesariamente una disminución de la tenacidad).
1 1
3 3 2 2
0 
 1  1
 
 1 f 720  3.5S    
R
m (MPa)  f
 

246.4 1143 N 18.2d


 97Si(%) 
 
 
 
 
 1  1
 0.7534[246.4 18.2 x(0.03175)
2
]  0.2466[720  3.5 x(0.0002)
2
]  501.17 MPa

229. g
g
N 992
(N º granos)x(Área grano)  N
g
xA
g 1
N x d
2
 992d
2
 1  d 
1

1
 0.03175 mm
2
25.4
granos 1 pu lg ada
2
granos
2 64
pu lg ada
2
mm
2
7 ASTM  2
N 1

6
  992
 

100

 
2.- Carga de rotura y temperatura de transición del acero en estado de recocido. Datos: d
α =7 ASTM; S
0 = 0.2 μm (= 0.0002 mm)

0.77  0.45
f   0.4276
0.77  0.0218
% perlita  100  % f
  57.24 %
d
  
1/2 1/2 6

1/2
    13.3 p ITT C  f
 
46 11.5d

 1 f
 
-335  5.6S
0
 3.48x10 t

 48.7Si  762 N
0
0
EN PERLITA
t
S
 Cementita 
0.45  0.0218
 0.0644  t  0.0644S  0.0644x0.0002  0.0000128
6.67  0.0218
ITTC  0.4276 46 11.5(0.03175)
1/2

 
 1 0.4276 335  5.6(0.0002)
1/2
13.3 ()
1/2
 3.48x10
6
(0.0000128)  48.7x0  762x0=
 
f
α = Fracción volumétrica de ferrita proeutectoide del acero
d = Diámetro de grano de la ferrita, en mm
S = espaciado interlaminar de la perlita en mm
0
p = tamaño de las colonias de perlita en mm
t = espesor de lámina de la cementita perlítica, en mm
Si = % de Si del acero;
N = % de Nitrógeno disuelto intersticialmente.
Falta: tamaño de las colonias de perlita en mm

Otra forma:
ITTC  19  44(% Si)  700 N  2.2(% Perlita) 11.5d
1/2
 19  44(0)  700 0  2.2(57, 24) 11.5(0,03175)
1/2
 42, 4 º C

230.  (0.77 %C)  (0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C) Reacción eutectoide
PERLITA
100
0.45
% C acero
% C perlita diluida
% C Perlita diluida
% perlita transformada tras normalizado

1   % C Perlita diluida  0.45 %
1
1
(% perlita diluida)  10 
0.3  0.0218
100  C  0.45 %
C  0.0218
T
E
  E
El normalizado consiste en austenizar el acero de 0.30 % C (Calentando por encima de A
3 (804 ºC en este caso) y enfriar al aire.
La velocidad de enfriamiento al aire es mayor que la velocidad de enfriamiento de equilibrio → Modificaciones en el diagrama Fe-C
Tenemos un 0.3 % C que da un acero ferrito-perlítico con 50 % ferrita (alfa-proeutectoide) como
constituyente matriz y 50 % perlita (alfa
eutectoide+Cementita
eutectoide) como constituyente disperso
3.- Después de normalizado, la estructura de ese acero de 0.45 %C, resultó ser 100 % perlítica. Determinar el porcentaje (%) de ferrita que
tiene esa perlita diluida. Calcular su carga de rotura y la temperatura de transición.
Dato: El espaciado de la perlita, S
0 , corresponde a un subenfriamiento de 170 ºC aproximadamente.
La composición del eutectoide coincide con el % C del acero

(%
PERLITICO
)  (Tanto por uno perlita) 
PERLITA  
 1x
6.67  0.45
100  93.56 %
6.67  0.0218

231. Calcular su carga de rotura y la temperatura de transición.
Dato: El espaciado de la perlita, S
0 , corresponde a un subenfriamiento de 170 ºC aproximadamente.
 
1/2 1/2 6
  13.3 p ITT C 

335  5.6S
0
 3.48x10 t

 48.7Si  762 N
f
1/2
ITTC  19  44(% Si)  700 N
f
 2.2(% Perlita) 11.5d 
1 1
3 3 2 2
0 
 1  1
 
 1 f 720  3.5S    
R
m (MPa)  f
 

246.4 1143 N 18.2d


 97Si(%)
 
 
 
 
2 2
 1  1
   
R
m (MPa) 


720  3.5S
0 

 97Si(%) 


720  3.5x(0.0001)


 1070 MPa
Es un acero binario y 100 % perlitico, luego f
 = 0

Subenfriamiento de 170 ºC → 727 ºC – 170 ºC = 557 ºC → S
0 = 0.1 μm (0.0001 mm)
La tenacidad puede incluso resultar beneficiada por el normalizado pese al aumento de R
m conferido por el tratamiento de normalizado: ya que
las delgadas láminas de cementita pueden llegar a admitir una cierta deformación plástica; y si se agrietan por deformación, la progresión de las
grietas puede quedar detenida en el interior de la ferrita que acolcha a la cementita en la "perlita diluida" si el grado de dilución es suficiente.

232. ACERO SIN ALEAR a ACERO SIN ALEAR a
(%  residual)  V =e
0.011M
S  T
m 
 e
0.011347.7  25
 0.0287  (%  residual)  V =2.87 %
%  residual  V =e
0.011M
S  T
m 
4.- Comparando 2 piezas iguales de aceros de 0.45 %C, uno aleado y el otro no. ¿Cuál de los dos presentará más austenita residual tras el
temple?. Calcularla en el acero binario no aleado.
ACERO MAS ALEADO  M
S  AUSTENITA RESIDUAL
ACERO MAS ALEADO  M
S   RIESGO AGRIETABILIDAD
a
T
m = Temperatura final del medio (temperatura de enfriamiento instantánea).
M
s-T
m = Salto térmico que provee la energía refrigerante para poder vencer el avance
de las agujas de martensita (así las agujas pueden progresar verificando la
transformación martensítica).
M
S (C)  561 474% C  33% Mn17% Ni17% Cr  21(%Mo) 11% W 11% Si

Sustituyendo valores, para el acero sin alear:
Si el otro acero tiene el mismo contenido en C y además otros elementos de aleación, de la expresión (1) se deduce que el
valor de su MS es más pequeño, con lo que será M
s-T
m menor y , por tanto, el contenido de austenita residual mayor.
(1)
M
S (C)  561 474 % C   33% Mn17 % Ni  17 % Cr   21(%Mo) 11% W  11% Si  561 474x0.45  347.7 º C
Con lo que:

233. AUSTENITA γ (FCC)  MARTENSITA (Tetragonal centrada en el cuerpo)
Acero binario con un contenido en carbono del 0.45 % :
4 átomos de Fe
2 átomos de Fe
Celda martensita
1 Celda 
Celda 

2 Celda martensita
a
3

2a
2
c  a
3
V
f
V
i
V
i
V  100 
M M 
100
Parámetro de la austenita:
a
  3.548  0.044C
1
 3.548  0.044x0.45  3.5678

Parámetros de la martensita:
a
M
 2.861 0.013C
1
 2.861 0.013x0.45  2.8668
c
M
 2.861 0.116C
1
 2.861 0.116x0.45  2.9132
2 2.8668
2
x2.9132  3.5678
3
3.5678
3
V  100  5.44 %
5.- Calcular el cambio de volumen asociado a la transformación martensítica de dicho acero.
La transformación de austenita en martensita va siempre acompañada de aumento de volumen.
La transformación de 1 celda de austenita origina la formación de 2 celdas de martensita.
2
Parámetros y dureza de la
martensita, en función del % de
carbono (en la parte superior de
la figura, el parámetro a
 de la
austenita).
La transformación austenita
martensita es instantánea
(T<T
TRANSFORMACIÓN BAINÍTICA)
Sin difusión, (sin nucleación
y crecimiento) y produce un
aumento de volumen.
El (%) de la martensita es idéntico
al de la austenita.

234. Dato:
P16/ JUNIO 1997
Se adjunta la curva TTT de un acero de baja aleación empleado para la fabricación de martillos de forja caliente. Se pide:

1º.- Comprobar si la temperatura de austenización escogida, previa al temple, es correcta.
2º.- Calcular, aproximadamente, el tamaño de grano austenítico, (Longitud media, intersección), según la norma ASTM para N=7. Verificar
el dato obtenido.
3.-Dureza aproximada del acero en estado de temple. ¿Qué medio refrigerante considera más adecuado (agua, aceite o aire) para el temple
de este acero. (Figura VIII.30. CyIM Pero Sanz Página 294)
4.-Calcular la carga de rotura del acero en estado recocido (S
0=0.3 μm) y normalizado (S
0=0.1 μm).
Calcular la temperatura de transición. ¿Qué estructuras presentará el acero?. Consecuencias.
  
1/2 1/2 6

1/2     13.3 p  48.7Si  762 N
f
ITT C  f
 
46 11.5d

 1 f
 
335  5.6S
0
 3.48x10 t

f
α = Fracción volumétrica de ferrita proeutectoide del acero
d = Diámetro de grano de la ferrita, en mm
S
0 = espaciado interlaminar de la perlita en mm
p = tamaño de las colonias de perlita en mm
t = espesor de lámina de la cementita perlítica, en mm
Si = % de Si del acero;
N = % de Nitrógeno disuelto intersticialmente.

5.- % Austenita retenida a la temperatura ambiente. ¿Y si templa en nieve carbónica a -40ºC. ¿Resulta proclive este acero al agrietamiento
en el temple?.
6º.-Evaluar las durezas y las cargas de rotura del acero en estado de revenido; duro y tenaz, respectivamente, para t= 1h.
Datos: Hp=100 HRC; M = 0.00216T(19.5+log t); T=ºF+460
Resistencia aproximada a la fatiga en uno y otro caso. ¿Qué revenido resultaría más adecuado para el trabajo en caliente. (500 ºC) de dicho
acero.

235. Figura VIII.34. Curva TTT de un acero de 0.57 %C; 0.7 %Mn;
0.20 %Si; 0.70 %Cr; 1.7 %Ni; 0.3 %Mo; 0.1 %V, temperatura
de austenización 880ºC. (S. A. Echevarría).
Figura VIII.30.- Parámetros y dureza de la martensita,
en función del % de carbono (en la parte superior de
la figura, el parámetro a
 de la austenita).

236. 1
0.57 %
La temperatura A
3 es:
A
3
 727 912  727

0.77  0 0.77  0.57
3
A =775 ºC
A
3
1º.- Comprobar si la temperatura de austenización escogida, previa al temple, es correcta.
La temperatura de austenización ideal es: T  A  (40  60) º C
AUSTENIZACIÓN IDEAL 3

Siendo A
3 la temperatura de inicio de la transformación gamma  alfa.
Nos dicen que T
AUSTENIZACIÓN = 880 ºC
Vamos a calcular la A
3 de nuestro acero, 0.57 %C, y después lo juzgamos.
Para calcular el valor de A
3, podemos hacerlo de 2 formas; por triángulos semejantes; o como nos dan el % de aleantes, por medio de la fórmula

A
3c
 912  203 C  30(%Mn) 15.2(%Ni) 11(%Cr)  20(%Cu)  44.7 % Si   31.5% Mo13.1(%W ) 104(%V ) 120(% As)  400(%Ti)  400(% Al)  700(%P)
A
3c
 912  203 0.57  30x0.7 15.2x1.7 11x0.7  44.7x0.2  31.5x0.3 104x0.1  733 º C
Entonces tenemos que:

T
AUSTENIZACIÓN=A
3+(40-60 ºC)=733+50=783 ºC (Con la fórmula)< 880 ºC
T
AUSTENIZACIÓN=775 + 50 = 825 ºC (Con el triángulo) < 880 ºC
Por tanto vemos que la temperatura de austenización planteada en este
caso, -880 ºC-, parece un poco elevada, lo que podría llevara un tamaño
austenítico grande con el riesgo de sobrecalentamiento del acero; si
bien, en este caso se han añadido inhibidores del tamaño del grano,
como 0.1% de vanadio, el cual precipita en forma de carburos
impidiendo el crecimiento excesivo del tamaño de grano, por lo que
podemos decir que la temperatura de 880 ºC podría ser válida.

237. 2º.- Calcular, aproximadamente, el tamaño de grano austenítico, (Longitud media,
intersección), según la norma ASTM para N=7. Verificar el dato obtenido.
Según la norma ASTM, la expresión que nos da el número de granos por pulgada
cuadrada vistos al microscopio de 100 aumentos es:
n  2
N 1 Para N=7, se tiene:
2 2 64
granos
pu lg ada
2
n  2
N 1

71

6

2
25.4
granos 1 pu lg ada
2
granos
64
pu lg ada
2
mm
2
 992
 

100

 
L
L
h
2 2 2 2
Area plana 
1
(Perímetro)x( Apotema) 
1
(6 l)x
L 3

3 3
L
2
g
(N º granos)x(Área grano)  N xA
g  1
2 2
2 2
g
g
3 3N 3x992 3
 3 3 2
  3 3 2

N x L  (992)x L  1  L    0.0197 mm
   
   
1 1
992
g
g
N
N xL
2
 992L
2
 1  L    0.03175 mm
L
2 2
4 4
g
g
d
2
N 992
 d
2

 1  d    0.0358 mm N x 

  (992)

d

238. Se supone que el área ocupada por los granos es 1 mm
2
. Además se va a suponer que los granos
son iguales de tamaño y con un área A
g y como en 1 mm
2
hay N
g, entonces se tiene
(N º granos)x(Área grano)  N
g
xA
g  1

239. 3.-Dureza aproximada del acero en estado de temple. ¿Qué medio refrigerante considera más adecuado (agua, aceite o aire) para el temple
de este acero.
La dureza aproximada para un acero de
0.57 %C, deducida de la gráfica, es HRC=63
Parámetros y dureza de la martensita, en función del
% de carbono (en la parte superior de la figura, el
parámetro a
 de la austenita).
El medio refrigerante adecuado sería el agua, porque se necesita un enfriamiento
rápido para conseguir martensita y librar la nariz de la curva
A partir de la figura se deduce: V
C =(600-400)/(60-20) = 5 ºC/s
1.6
1.6
C
logV  4.3  3.27(%C) 
Mn(%)  Cr(%)  Ni(%)  Mo(%)

 4.3  3.27x0.57 
0.7  0.7 1.7  0.3
 0.3111
V
C  2 º C / s

63 HRc






240. 4.-Calcular la carga de rotura del acero en estado recocido (S
0=0.3 μm) y normalizado (S
0=0.1 μm).
Calcular la temperatura de transición. ¿Qué estructuras presentará el acero?. Consecuencias.
Dato:
Donde S
0, t y d se expresan en mm.
  
1/2 1/2 6

1/2
    13.3 p ITT C  F
 
46 11.5d

 1 F
 
335  5.6S
0
 3.48x10 t

 48.7Si  762 N
f
1 1
3 2 3 2
 1  1
       
N 1.18d R
m (MPa)  15.7  f
 
16  74.2

 1 f
  
46.7  0.23S
0 
 6.3Si(%)
       
f
α: fracción volumétrica de la ferrita
d: diámetro de grano medio de la ferrita (mm)
S
0: Espaciado interlaminar de la perlita (mm)
N = N libre

En ella, la carga de rotura no varía linealmente con el contenido en perlita. Para contenidos en carbono inferiores a 0.20 %, la cantidad de perlita
apenas influye en R (es más determinante el diámetro de grano de la ferrita proeutectoide) y, en cambio, para altos contenidos en carbono es el
factor perlita quien determina principalmente la carga de rotura.

0.77  0.57
Ferrita, f   0.263
0.77  0.0218
N = 0; Si = 20 %
3 2 3 2
1  1 1  1        
R
m (MPa)  15.7  f
 
16  74.2 N 1.18d

 1 f
  
46.7  0.23S
0 
 6.3Si(%) 
       
Recocido (Enfriamiento en horno) S
0=0.3 μm = 3.10
-4
mm
Normalizado (enfriamiento al aire)  S
0=0.1 μm = 10
-4
mm
1 1
3 2 3 2
 1  1        
R
m (MPa)  15.7  f
 
16  74.2 N 1.18d

 1 f
  
46.7  0.23S
0 
 6.3Si(%) 
       
3 3
 
1 1
f  0.641, 1 f  0.359

241. Calculamos ahora las ITT utilizando la fórmula dato, que para f
α=0, resulta:
  
6 1/2 1/2

1/2
    13.3 p ITT C  F
 
46 11.5d

 1 F
 
335  5.6S
0
 3.48x10 t

 48.7Si  762 N
f
   t
RECOCIDO
4

4
S
0
 3x10  S
0
% Cementita
EN PERLITA
 3x10 x0.083  0.0000249
t
S
0
0.57  0.0218
 Cementita
EN PERLITA
 1  0.083
6.67  0.0218
   t
NORMALIZADO
4

4
S
0
 10  S
0
% Cementita
EN PERLITA
 10 x0.083  0.0000083
  
6
RECOCIDO 
1/2 1/2

1/2
    ITT C  F 46 11.5d  13.3 p
 
1 F
 
335  5.6S
0
 3.48x10 t

 48.7Si  762 N
f

  
6
NORMALIZADO 
1/2 1/2

1/2
    ITT C  F 46 11.5d 13.3 p
 
 1 F
 
335  5.6S
0
 3.48x10 t

 48.7Si  762 N
f

Entonces las TTT serán:
ITT(ºC)=
ITT(ºC)=
(RECOCIDO)
(NORMALIZADO)
CONSECUENCIAS:
Se observa que el tratamiento de recocido mejora la ductibilidad respecto al normalizado, por otra parte, la carga de rotura es mayor
mediante normalizado.

242. 5.- % Austenita retenida a la temperatura ambiente. ¿Y si templa en nieve carbónica a -40 ºC. ¿Resulta proclive este acero al agrietamiento
en el temple?.
La austenita retenida (residual), -Va-, viene dada por:

S m
%  residual  V
a =e
0.011M  T
Ms(ºC)=298. Siendo Tm la temperatura de enfriamiento instantáneo.
T
m(RECOCIDO) = Temperatura AMBIENTE = 25 ºC
T
m(NORMALIZADO) = NIEVE CARBÓNICA = -40 ºC
Ms(ºC), se calcula con la expresión:
M
S (C)  561 474% C  33% Mn17% Ni17% Cr  21(%Mo) 11% W 11% Si

M
S (C)  561 474x0.57  33x0.7 17x1.7 17x0.7  21x0.3 11x0.2  218 º C

ACERO MAS ALEADO  M
S  AUSTENITA RESIDUAL  RIESGO AGRIETABILIDAD
a
0.011M  T  0.011218  25
V (25 ºC)=e
S m
 =e  12 %
a
0.011M  T  0.011218  40
V (-40 ºC)=e
S m
 =e  5.8 %
T
m  AUSTENITA RESIDUAL (V
a)

243. 6º.-Evaluar las durezas y las cargas de rotura del acero en estado de revenido; duro y tenaz, respectivamente, para t= 1h.
Datos:
Hp=100 HRC
Resistencia aproximada a la fatiga en uno y otro caso. ¿Qué revenido resultaría más adecuado para el trabajo en caliente. (500 ºC) de dicho
acero.
M  0.00216T (19.5  logt); T º F  460
Para trabajar en caliente, resulta mas adecuado el TENAZ.
DURO  200 ºC
TENAZ  600 ºC
M (852 º C)  0.00216x852(19.5  log1)  35.89  H  64.11 HRc
M (1572 º C)  0.00216x1572(19.5  log1)  66.21  H  33.79 HRc
3 3 3
m
mm
2
 1126.3 MPa
3 3 3
m
mm
2
R
TENAZ

HBN

10HRc

10x33.79
 112.63
kg
R
DÚCTIL

HBN

10HRc

10x64.11
 213.7
kg
 2137 MPa
 
9 5
C F F C
T  T  32
5
 T 
9
T  32
T
C=200 ºC  T
F = 392 ºF
C F
T =600 ºC  T = 1112 ºF
T
F=392 ºF  T = 852
T
F=1112 ºF  T = 1572
T º F  460 

244. P17/PROBLEMA JUNIO 1998
En el acero binario Fe-0.2 % C. Se pide:
1.- Determinar las T de principio y fin de solidificación.
a)En condiciones de equilibrio.
b)En condiciones de no equilibrio.
Calcular las temperaturas A
3, y A
1 del acero.
2.-Determinar el límite y elástico y la temperatura de transición dúctil-frágil del acero, con un tamaño de grano:
a)7 ASTM.
b)10 ASTM.
¿Qué consecuencias deduce?. ¿Qué tratamientos térmicos elegiría para conseguir dichos tamaños de grano?
3.-¿Qué elemento de aleación añadiría para afinar el tamaño de grano? Señalar el contenido máximo de dicho elemento que no haría
peligrar la solubilidad del acero.
4.-(Tema XI) Tamaño de grieta admisible con una tensión de trabajo de 100 MPa.
¿Cuál de los dos aceros contemplados en el apartado 2º satisfaría el requisito impuesto de tenacidad de fractura? Dato K
C = 60 Mpa.m
1/2
5.- (Temas X y XI). Incremento de límite elástico del acero por plegado, deformación en frío. Dato: densidad de dislocaciones, ρ=10
8
cm
dislocaciones/cm
3
6.- En la cementación del acero a 1000 º C, calcular el tiempo de tratamiento para obtener un espesor de capa cementada de 3 mm (x=0.5%).
Relación CO/CO
2 de la atmósfera cementante.Datos: D
0=0.1 cm
2/s; Q=30000 cal/mol Reacción de Boudouard: ΔG
T
=(40800-41.7T) cal/mol
0
7.- Calcular, aproximadamente, la temperatura M
S del acero en la capa cementada y la proporción de austenita retenida.

245. 1
1538 1495

T
i
1495
0.53  0 0.53  0.2
T
i = 1522 ºC
Tf
T
f
1148
1495 1148

2.11 0.17 2.11 0.2
T
f = 1490 ºC
0.2 %
T
i
1495
Intervalo de solidificación =I
S=
= T
i – T
f = 1522 – 1490 = 32 ºC
La temperatura A
3 es:
A
3
 727 912  727

0.77  0 0.77  0.2
A
3
En el acero binario Fe-0.2 % C. Se pide:
1.- Determinar las T de principio y fin de solidificación:(a) En condiciones de equilibrio.(b) En condiciones de no equilibrio.
Calcular las temperaturas A
3, y A
1 del acero.
(a) En condiciones de equilibrio
C=0.2 %
A
3 = 864 ºC
A
1=727 ºC

246. (b).- En condiciones reales de no equilibrio la curva solidus se desplaza, de tal modo que T’
S = T
EUTECTICA

247. 2.-Determinar el límite elástico y la temperatura de transición dúctil-frágil del acero, con un tamaño de grano: (a) 7 ASTM y (b) 10 ASTM.
¿Qué consecuencias deduce?. ¿Qué tratamientos térmicos elegiría para conseguir dichos tamaños de grano?
2
 1
 
 74.2 R
e (MPa)  15.4


3.5  2.1(% Mn)  5.4Si(%) 1.13d N
f 

  
1/2 1/2 6

1/2     13.3 p ITT C  F
 
46 11.5d

 1 F
 
335  5.6S
0
 3.48x10 t

 48.7Si  762 N
f
Siendo d el tamaño de grano en mm.
2
granos 1 pu lg ada granos
pu lg ada
2
mm
2
10 ASTM  2
N 1
 2
9
 512  7936 2
 25.4 

100

 
(N º granos)x(Área grano)  N
g
xA
g 1
d
2 2
4 4
g
g
d
2
N 992
 d
2

 1  d    0.0358 mm N x 

  (992)

2
2
25.4
granos 1 pu lg ada granos
pu lg ada
2
mm
2
7 ASTM  2
N 1
 2
6
 64  992
 
 
 100 
2 2
2 2
4 4
g
N
g 7936
 d  d
N x  (7936)  1  d    0.0127 mm 



Entonces:
1  1 1  1        
R
m (MPa)  15.7  f

3

16  74.2 N 1.18d
2

 1 f

3
 
46.7  0.23S
0
2

 6.3Si(%)
       
2 2
f
 1

1
   
 74.2
 
R
e (MPa)
ASTM7
 15.4


3.5  2.1(% Mn)  5.4Si(%) 1.13d
 
N  5.4 3.5 1.13(0.0358)


 157 MPa
2 2
 1

1
   
 74.2 R
e (MPa)
ASTM10
 15.4


3.5  2.1(% Mn)  5.4Si(%) 1.13d N
f 

 5.4


3.5 1.13(0.0127)


 218 MPa
d R
e, R
m, Tenacidad
Carga de rotura (No se pide)
Límite elástico
f
α = Fracción volumétrica de ferrita proeutectoide del acero
d = Diámetro de grano de la ferrita, en mm
S
0 = espaciado interlaminar de la perlita en mm
p = tamaño de las colonias de perlita en mm
t = espesor de lámina de la cementita perlítica, en mm
Si = % de Si del acero;
Nf = % de Nitrógeno disuelto intersticialmente.

248.   
6 1/2 1/2

1/2     13.3 p  48.7Si  762 N
f
ITT C  f
 
46 11.5d

 1 f
 
335  5.6S
0
Proeutectoide 
% Ferrita  f 
0.77  0.20
100  76.18 %
0.77  0.0218
ITTC
ASTM 10
 ITT C
ASTM 7
 3.48x10 t

C = 0.2 %
d
ASTM 7
 0.0358 mm
d
ASTM 10
 0.0127 mm
  
6 1/2 1/2

1/2     13.3 p ITT C  f
 
46 11.5d
d   ITT

 1 f
 
335  5.6S
0
 3.48x10 t

 48.7Si  762 N
f
La ITT nos marca la tenacidad de un material. Si queremos que
un material sea tenaz ( K
IC) y que sea resistente a la
propagación de las grietas, lo que hay que hacer es afinar el
tamaño de grano lo que supone un aumento de las juntas de
grano.
 d
g   K
IC   Tenacidad   ITT
El recocido de homogeneización supone un afino de grano. Al
igual que la maduración o revenido. Estos tienen un carácter
subcrítico con una permanencia a temperaturas del orden de
la eutectoide durante largos períodos de tiempo, se consigue
así afinar el tamaño de grano.
Otro tipo podría ser una recristalización, que elimina el grano
agrio, dando un tamaño de grano inferior al de partida.
El normalizado también se emplea habitualmente para afinar el
grano de los aceros en estado bruto de moldeo, o bruto de
laminación, o sobrecalentados durante una austenización.

249. 3.-¿Qué elemento de aleación añadiría para afinar el tamaño de grano? Señalar el contenido máximo de dicho elemento que no haría
peligrar la solubilidad del acero.
Mo, Cr, Ni, Mn
Se suele añadir Mn y Si para afinar el tamaño de grano.
El problema de añadir aleantes es que bajan el valor de la temperatura M
s (Inicio de la transformación martensítica), si bien
suben la templabilidad.
Steven, corregida por Irving
M
S (C)  561 474% C  33% Mn17% Ni17% Cr  21(%Mo) 11% W 11% Si
(Mo  Cr  Ni  Mn)  5 % En concreto: Mn < 1.5%

250. 2
a
K
TC
 
TC
a  
TC
K

TC
 a 
1  K
TC








TC 
2
1  K 
2
1  60 
a    0.1146 m  114.6 mm  2a  229.2 mm
 
TC




 100  


TC 
ACERO 1  7 ASTM
ACERO 2  10 ASTM
Para que aguante a la fractura, debe verificarse que:
R
e
2
 
TRABAJO
El espesor de la zona confinada sería:
2
1  K
C

r 
2

R

 e 
C

2 R
2
1  K 
2
1  60 
r
ASTM 7
  0.0232 m  23.2 mm  
  
2 157    e 
C
ASTM 10
r
2 R
2
1  K 
2
1  60 
  0.003781 m  3.781 mm  
  
2 218    e 
De los dos aceros, el mejor sería el de 10 ASTMmporque la zona
confinada con deformación plástica sería menor (r
10<r
7).
4.-(Tema XI CyIM, Pero Sanz) Tamaño de grieta admisible con una tensión de trabajo de 100 MPa.
¿Cuál de los dos aceros contemplados en el apartado 2º satisfaría el requisito impuesto de tenacidad de fractura? Dato K
C = 60 Mpa.m
1/2
El valor K
IC resulta ser una característica del material. Depende de su composición química; de su red cristalina; de su estructura (diámetro de
grano, fracción volumétrica de segundas fases, tamaño y distribución de éstas) y del proceso para su elaboración (moldeo, forja,…).
Supongamos que sea una grieta interna

251. 5.- (Temas X y XI, CyIM Pero Sanz). Incremento de límite elástico del acero por plegado, deformación en frío. Dato: densidad de
dislocaciones, 
 =10
8
cm dislocaciones/cm
3
.
G 
3
E
8
E
Fe= = 200 GPa
G 
3
E 
3
200  75 GPa  75000 MPa
8 8
b  2.431 A
8 cm
cm
3
8
R
e  Gb   75000x2.431x10 cm 10  18.23 MPa

R
e  Gb 

Siendo:
G = Modulo de cizalladura
b = Vector de Burgers

= Densidad de dislocaciones

252. 2
CO
C CO C C
CO
2
P
2
m
2
(atmósfera)P
Reacción de Boudouard : C(s)  CO
2
(g)  2CO(g)  K
p 
a
 
a (atmósfera) CO  na (atmósfera)
 2 
En el equilibrio:
G  G
0
 RTLn K
p 
G  0
 
0 0
CO
p

P
2 
 
G  RTLn K  G  RTLn
 P
CO

 2 
G
0
 40800  41.7T
C CO
P

P
2 
 CO  40800  41.7T  RTLn
 a 
 2 
1
V RT
PV  nRT  C  
n
 P 1
1
P
RT
C  
 1 
2
1
RT
C   P
 2 
1
2
1
1
P
P
P
2 P
RT
C 
 1 

RT

1


C
2


2
CO
CO P

CO
CO
2
 P
 
m= [CO]
n = [CO
2]
   
0 0 0
p p
Ln K
RT RT 4.6T
G
  log K
log(e)G G
 
C
i (T
i )
C
MAX
(T
i )
a
C
(acero) 
Nuestro acero de partida tiene un contenido en C del 0.2 % y con la cementación se quiere conseguir un 0.7 % superficial, con el fin de NO
obtener con dicha cementación una cementita (Fe
3C) proeutectoide.
1148  727

1000  727
 x  1.64 %
2.11 0.77 x  0.77
Sea x = C
MAX (T
i=1000 ºC)
Hay que austenizar para carburar, ya que 
admite más C que .
MAX i MAX i
C
i (T
i ) C
S
C (T ) C
a
C
(acero1000 º C)   
0.7
(T ) 1.64
0.7
p
m
2
a
C
(acero1000 º C) 
1.64

nK
p p
logK
Para el acero la actividad viene dada por:
4.6T 4.6T 4.6x1273
 
G
0

(40800  41.7T )

(40800  41.7x1273)
 2.0978  K  125.25
0.7 m
2
m
2
a
C
(acero1000 º C)  a
C
(atmósfera1000 º C)
(Para poder cementar) 1.64 125.25n
   53.46
n
2
m  53.46n
m  n  1

m = 0.981
n = 0.019
Composición atmósfera: 0.981 %CO; 0.019 %CO
2; [CO/CO
2]=51.63
6.- En la cementación del acero a 1000 º C, calcular el tiempo de tratamiento para obtener un espesor de capa cementada de 3 mm
T
(C
x=0.5%). Relación CO/CO
2 de la atmósfera cementante. Datos: D
0=0.1 cm
2
/s; Q=30000 cal/mol Reacción de Boudouard: ΔG
0 =(40800-41.7T)
cal/mol. Contenido en C del acero: 0.2 %

253. Formula de la difusión en estado no estacionario:


0 s
C
x  C
0
 1 ferr
 x 
C  C  2 Dt
   
2
0
2

z
y x
ferr x  e dy ; z 
2 Dt

 S 0
C
S
 C
x
 ferr
 x 
C  C  2 Dt

C
X = 0.5 %
C
0=0.113 %
C
S = 0.7 %    
0
S
S
C  C
x  x   x  0.7  0.5
ferr 
2
 err 
2  C Dt


C Dt


0.7  0.2
 0.4
30000/2x1273

7 Q/RT
 cm
2
D  D
0
e 0.1xe 7.632x10
s
  

  
2 2
7 
1 0.3 x
t 
1 
 214188.6 s  59.5 horas  2.5 días
D  0.742   0.742  7.632x10
Que es el tiempo necesario para obtener un espesor de lámina cementada de 3 mm.
Además, sabemos que:
0
D  D e
Q/RT D
0 = 0.1 cm
2
/s
Q = 30000 cal/mol
0.3286
0.30
0.34
0.3794
0.35 z
 
   
2
x x 1 x
ferr
 
 0.4  ferr z   0.4; z   t 
4D  z   2 Dt  2 Dt
0.4284  0.3794

0.4  0.3794
 z  0.371
0.40  0.35 z  0.35
x
z 
2 Dt
z  0.371

 
2
0.371 
x x
 t 
1 
D  0.742  2 Dt

254. 7.- Calcular, aproximadamente, la temperatura M
S del acero en la capa cementada y la proporción de austenita retenida.

Steven, corregida por Irving

M
S (C)  561 474% C  33% Mn17% Ni17% Cr  21(%Mo) 11% W 11% Si
M
S (C)  561 474 % C   33% Mn17 % Ni  17 % Cr   21(%Mo) 11% W  11% Si  561 474 % C   561 474x0.5  324 º C
a
%  residual  V =e
0.011M
S  T
m 
%  residual  V =e
0.011M
S  T
m 
 e
0.011324  25
 0.03729  %  residual  V =3.73 %
a a

255. El tiempo transcurrido, a temperatura constante, para el total de solidificación de un peso P de fundición blanca eutéctica binaria, en
condiciones de equilibrio, ha resultado ser igual a t. Una cantidad igual en peso P de otra fundición blanca hipoutéctica binaria, tardó en
finalizar la solidificación a la temperatura eutéctica, en condiciones de equilibrio, 0.6t. Se pide:
1.-Determinar el contenido en carbono de la fundición hipoeutéctica.
2.-Partiendo del estado de equilibrio, determinar la temperatura líquidus (T
L) y el intervalo de solidificación de la fundición del apartado
anterior.
3.-Cantidad de cementita total que contiene la aleación hipoeutéctica. ¿Puede considerarse estructuralmente como un material compuesto de
matriz cerámica.
4.-En función de la estructura micrográfica- resultante a temperatura ambiente- justificar la maquinabilidad y tenacidad de dicha fundición.
5.- Dureza aproximada de la misma. ¿Conoce algún modo de incrementarla?. Aplicaciones mineras.
P18/PROBLEMA DE SEPTIEMBRE DE 1999/JUNIO 2004

256. Tiempos
t
1
0.6t
1
  x  3.4 %
4.3  2.11 x  2.11
3.4 %C
El tiempo transcurrido, a temperatura constante, para el total de solidificación de un peso P de función blanca eutéctica binaria, en condiciones
de equilibrio, ha resultado ser igual a t. Una cantidad igual en peso P de otra fundición blanca hipoutéctica binaria, tardó en finalizar la
solidificación a la temperatura eutéctica, en condiciones de equilibrio, 0.6t. Se pide:
1.-Determinar el contenido en carbono de la fundición hipoeutéctica.
Usaremos el método o regla de Tamman
La base del método de Tamman para la determinación de la
composición eutéctica en un sistema binario consiste en
señalar para cantidades iguales de cuatro aleaciones cuya
composición se conoce, el tiempo empleado en la solidificación
eutéctica; y con ayuda de estos valores representar
gráficamente la composición eutéctica y las composiciones de
las soluciones sólidas 
m y 
n.

257. C=3.4 %
1495 1148

1495  T
i
4.3  0.53 3.4  0.53
0.15
1495
Ti
Tf=1148
T
i=1230 ºC T
f=1148 ºC
Intervalo de solidificación =I
S=
= T
i – T
f = 1230 – 1148 = 82 ºC
Es un intervalo pequeño indicativo
de una buena colabilidad, propia
de las fundiciones en general
2.-Partiendo del estado líquido, determinar las T de inicio y final de la solidificación de equilibrio de la fundición hipoeutéctica del apartado
anterior.
3.4 %
C=3.4 %
**Una vez mas, se ve en este ejercicio,
que lo importante es “cuadrar” las
líneas horizontales y verticales del
diagrama Fe-C; -o sus prolongaciones,
dado el caso-, las oblicuas
(hipotenusas de los triángulos) no
tiene tanta importancia que coincidan
con oblicuas del diagrama. Los
resultados serán aproximados, pero
razonadamente válidos en este
contexto. En la figura anterior se ve
claramente que
la hipotenusa del triángulo aproxima
la línea “liquidus”.

258. C=3.4 %
0.15
1495
Ti
1538 1148

1538  T
i
4.3  0 3.4  0
T
i=1229.63 ºC
T
f=1148 ºC
Tf=1148
Intervalo de solidificación =I
S =
= T
i – T
f = 1269 – 1148 = 121 ºC
3.4 %
C=3.4 %

259. 3.-Cantidad de cementita total que contiene la aleación hipoeutéctica. ¿Puede considerarse estructuralmente como un material compuesto de
matriz cerámica.

TOTAL 3 
TOTAL
C  0.002
% Cementita  % Fe C  100 
3.4  0.002
100  50.95 %
6.67  0.002 6.67  0.002
Al continuar descendiendo la temperatura —ya en estado sólido— la solubilidad del C en la austenita decrece (tant
en la austenita primaria, como en la que forma parte de la eutéctica);y el exceso de C, expulsado de las redes de
austenita, va precipitando en forma de Fe
3C en los contornos de grano de la austenita, o bien en su interior.

o



n



C
Puede determinarse el contenido en C de la austenita para cada temperatura; así como también las proporciones e
peso de esta austenita (suma de la primaria y de la eutéctica), y de la Fe
3C (suma de la cementita eutéctica más la
formada por pérdida de solubilidad del carbono en la austenita, que se denomina cementita secundaria o
proeutectoide). Para una temperatura superior y muy próxima a 727 ºC, el contenido en C de la austenita será
cercano a 0.77 %. Con enfriamiento de equilibrio, se produce la transformación eutectoide de la austenita de 0.77 %
para dar el agregado perlita constituido por finas láminas de ferrita y de cementita.
Esta transformación de la austenita eutectoide tendrá lugar, tanto en el interior de los granos de austenita primaria,
como en el interior de la austenita de origen eutéctico. A temperaturas inferiores a 727 ºC la ferrita, que en esta
aleación de 3 %C formará parte de la perlita, también perderá carbono por falta de solubilidad y originará nueva
cantidad de la cementita que recibe el nombre de terciaria.
Curva de solidificación y
enfriamiento de una
fundición blanca
hipoeutéctica.
1.- austenita + liquido
2.- formación de ledeburita
3.- formación de perlita
(0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C)
Sí, puede considerarse un material compuesto de matriz cerámica,
ya que la cementita es un material cerámico. La matriz de esta
aleación es la ledeburita, dentro de la cual está la cementita.
Responde al comportamiento de esponja cementitica
Solidificación. Se inicia a temperatura menor que las
correspondientes a los aceros (C < 2.11%)
El constituyente primario formado es austenita, que solidifica en el
intervalo entre T
1 y 1148° C, quedando finalmente austenita de 2.11 % C,
embebida en la matriz eutéctica denominada ledeburita: formada por 52 %
en peso de austenita de 2.11 %C, y 48 % de Fe
3C.
L(4.3 %C) 
LEDEBURITA

260. La estructura micrográfica de la aleación de 3 %C —ilustrada con la figura VIII.10.—
resulta plenamente acorde con el diagrama de equilibrio. En efecto, a 100 aumentos se
aprecian la morfología del constituyente disperso austenita —formada antes de 1148 °C
y transformada ya en perlita—, y la matriz eutéctica constituida por cementita
(constituyente blanco) y por puntos oscuros correspondientes a la austenita eutéctica
transformada ya también en perlita. A 250 aumentos puede verse que el constituyente
oscuro —tanto el primario como el que aparece en la eutéctica— es perlita producida
por transformación de la austenita durante el enfriamiento.
Sus estructuras micrográficas ilustran las propiedades características de este tipo de
aleaciones; dado que su constituyente matriz es la "ledeburita" (y, dentro de ésta, la
cementita). El modelo adecuado para explicar el comportamiento de estas aleaciones
podría ser el de una esponja de cementita cuyos vacíos estuvieran rellenos por perlita.
En consecuencia —debido a las características del compuesto intermetálico,
cementita— queda justificado su carácter poco tenaz, su prácticamente nulo
alargamiento a la tracción y su resistencia al desgaste. Es esta propiedad la que
determina su elección para aplicaciones industriales y la que explica también la
inmaquinabilidad de las fundiciones blancas.

261. Debido a las características de este compuesto intermetálico (cementita), se justifica el carácter poco tenaz, su casi nulo alargamiento a tracción y
su resistencia al desgaste, propiedad que determina su elección para aplicaciones industriales y la que explica también la inmaquinabilidad de las
funciones blancas.
4.-En función de la estructura micrográfica- resultante a temperatura ambiente- justificar la maquinabilidad y tenacidad de dicha fundición.
La estructura micrográfica condiciona las propiedades características de estas aleaciones.

Toda fundición blanca es inmecanizable, ya que a 1148 ºC se produce, fruto de la reacción eutéctica, la aparición de una matriz de ledeburita
[formada por 52 % en peso de austenita de 2.11 %C, y 48 % de Fe
3C (6.67 %C)], la cual debido a la diferente dureza de sus componentes
marca su no maquinabilidad. Esto también se debe a la elevada dureza de la cementita (68 HRc) y a la estructura de esponja cementitica.
La tenacidad viene dada por la capacidad de deformación del material, la cual esta indicada por la matriz mecánica. Esta matriz es
cementitica (cerámica) lo cual indica su baja o casi nula tenacidad ( K
IC).

262. 5.- Dureza aproximada de la misma. ¿Conoce algún modo de incrementarla?. Aplicaciones mineras.

La dureza aproximada viene dada por
HB(Compuesto)  f
v (Cementita) HB(Cementita)  f
v () HB()
HB (Cementita)= 10HRc (Cementita)=10x68=680 HB
HB (Ferrita) =[R
m()/3.45]=300/3.45 = 86.95 HB; R
m(Mpa, ferrita)
3.45
R
HB(Compuesto)  f
v (Cementita)680  f
v ()
m
 680 f
v (Cementita)  86.95 f
v ()
Luego
T Tamb
6.67  3.4
% Ferrita()  100  49.06 %
6.67  0.005
% Cementita
TTamb
100  Ferrita()
T Tamb
 100  49.06  50.94 %

HB(Compuesto)  680 f
v (Cementita)  86.95 f
v ()  0.5094x680  0.4906x86.95  389 HB

Podemos aumentarla:
1.- Acercando la composición en C al punto eutéctico, lo cual dará lugar a un
aumento del % de cementita y con ello de la dureza.
2.- Solidificación en coquilla, lo que aumenta la velocidad de enfriamiento (
v
enf) dando una estructura más fina lo que conlleva una mayor dureza.
3.- Aleandola con elementos que endurezcan, como el Cr, que darían carburos
cuasicementiticos (Cr, Fe)
3C muy duros o con Ni (aleante típico de las
fundiciones Nihard, de gran resistencia a la abrasión).

263. Sus propiedades son las propias de la fundiciones blancas (su nombre le viene dado por el color blanco de la cementita):

•Baja tenacidad y alargamiento. Las más “tenaces” son las fundiciones blancas hipoeutecticas
•Tienen una menor temperatura de fusión, menor riesgo de oxidación
•Tienen menos microrrechupes (menor rechupe)
•Buena colabilidad (el ensayo de colabilidad es verter liquido en un recipiente y cuanto más lejos llegue, mejor colabilidad)
(a)Son preferibles las fundiciones blancas hipoeutecticas
(b)Todas presentan más alargamiento en el ensayo de tracción
(c)Muy resistentes a la abrasión (resistentes al desgate)
(d)Como desventaja es que no son mecanizables (no se pueden trabajar)
(e)Respondería a la estructura de esponja cementítica donde la matriz mecánica es el cerámico.

El empleo de fundiciones resulta ventajoso, precisamente, porque permite la obtención de piezas conformadas directamente por moldeo, sin
necesidad de forja tras la solidificación. En general las características mecánicas de las piezas fundidas resultan, sin embargo, insuficientes para
determinadas aplicaciones

264. P19/ PROBLEMA FEBRERO 2000
1.-Calcular el límite elástico, carga aproximada de rotura y temperatura de transición del acero ferritoperlítico soldable de Fe-0.15 %C-1.5
%Mn-0.25 %Si-0.001 %Mg con tamaño de grano ASTM 8.
2.- ¿Presentará dicho acero, en estado bruto de laminación en caliente, estructura bandeada?. ¿En qué constituyente estarían
preferentemente localizadas las inclusiones SMn?. ¿Cómo afecta el aleante Mn a la microestructura del acero?.
3.-El acero se microalea con 0.05 %V. Calcular el incremento de límite elástico derivado del endurecimiento por precipitación del carburo de
vanadio C
3V
4. (Dato=L
p=0.25 μmm). ¿En qué fase (Austenítica, ferrítica), tendría lugar preferentemente la precipitación?. ¿Cuál sería la
temperatura de transición del acero microaleado, si por cada 15 MPa de (ΔR
e)
p, la ITT se incrementa en 4º C?
4.- ¿Cuál de los aceros, normal o microaleado, emplearía para construir una tubería de 1 m de diámetro y 5 mm de espesor, por la que circula
un gas a 10 bar de presión, expuesta ésta a temperaturas ambientales mínimas de -10 ºC?

La temperatura de transición dúctil-frágil de aceros ferrito-perlíticos de alto y medio contenido en carbono puede calcularse por la expresión:
siendo:
F
α = Fracción volumétrica de ferrita proeutectoide del acero
d = Diámetro de grano de la ferrita, en mm
S
0 = espaciado interlaminar de la perlita en mm
p = tamaño de las colonias de perlita en mm
t = espesor de lámina de la cementita perlítica, en mm
Si = % de Si del acero;
N
f = % de Nitrógeno disuelto intersticialmente.
0 f
ITTC  F

46 11.5d
12
  1 F
 335  5.6S
1/2
13.3 p
1/2
 3.48x10
6
t   48.7Si  762 N
   

265. 1.-Calcular el límite elástico, carga aproximada de rotura y temperatura de transición del acero ferritoperlítico soldable de Fe-0.15 %C-1.5
%Mn-0.25 %Si-0.001 %Mg con tamaño de grano ASTM 8.

La resistencia de los aceros hipoeutectoides ferritoperliticos puede evaluarse, aproximadamente, mediante la expresión:
R
m(Mpa)= 300 + 650C
1, en la que C
1 es el % en carbono del acero.
Un valor más ajustado de la resistencia mecánica, propuesto por Pickering para estos aceros ferritoperlíticos de %C<0.25,
toma en consideración además del contenido de carbono (expresado como %de perlita): el tamaño de grano ferritico —
diámetro d (mm)—, la influencia de la fricción interna y el endurecimiento de la ferrita por elementos en solución sólida. Esa
valoración, expresada en MPa, señala como valor de la resistencia a la tracción:

 1
2 R
m (MPa)  15.4 19.11.8 Mn(%)  5.4Si(%)  0.25(% Perlita)  0.5d
Siguiendo también a Pickering, la tenacidad de estos aceros puede puede estimarse mediante la temperatura de transición
dúctil/frágil (ITT "impact transition temperature"), calculada como sigue en función de la composi-ción química, siendo N
f el
porcentaje de nitrógeno libre —no combinado a modo de nitruros o carbonitruros— solubilizado en la ferrita:

ITT (º C)  19  44Si(%)  700 N (%)  2.2(% Perlita) 11.5d
 1
2
f

266. La fórmula de Pickering para aceros perlíticos y ferrito-perlíticos es:

 1
2 R
e (MPa)  15.4 3.5  2.1Mn(%)  5.4Si(%)  23 N
f
(%) 1.13d
2
granos 1 pu lg ada granos
pu lg ada
2
mm
2
8 ASTM  2
N 1
 2
81
 128  1984 2
 25.4 

100

 
N
f= Nitrógeno libre
d= diámetro de grano medio de ferrita (mm)
(tamaño de grano en mm)
(N º granos)x(Área grano)  N
g
xA
g 1
1 1
1984
g
g
N
N x d
2
 992d
2
 1  d    0.02245 mm
d
NOTA: Si vamos a la tabla VIII.36 (CyIM Pero Sanz), con el valor de 1984 granos/mm
2
obtendríamos el valor de 0.0195 mm.
Entonces:
 
 1
2
 1
2 N
f
(%) 1.13d  15.4 3.5  2.1x1.5  5.4x0.25  23 0.001 1.13(0.02245)  250.7 MPa R
e (MPa)  15.4 3.5  2.1Mn(%)  5.4Si(%)  23
Carga de rotura
 
 1
2
 1
2 R
m (MPa)  15.4 19.11.8 Mn(%)  5.4Si(%)  0.25(% Perlita)  0.5d  15.4 3.5 1.8x1.5  5.4x0.25  0.25x17.13  0.5(0.02245)  474 MPa
% Perlita 
%C  0.0218

0.15  0.0218
 17.13 %
0.77  0.0218 0.77  0.0218
Temperatura de transición:
 1  1
ITT (º C)  19  44Si(%)  700 N
f
(%)  2.2(% Perlita) 11.5d
2
 19  44x0.25  700 0.001  2.2x17.13 11.5(0.02245)
2
 25 º C

267. Contenidos muy elevados de Mn (o en Ni) pueden hacer que la transformación eutectoide, se presente por debajo de la temperatura ambiente,
con lo que a esta temperatura los aceros serán austeníticos.

Si el %Mn no llega a hacer desaparecer la transformación eutectoide, (para T>Tambiental), la estructura micrográfica de un acero hipoeutectoide
será ferrito-perlítica (normalizado).

También si sube el %Mn subirá la carga de rotura, Rm.
Rm=300fα.300+800fp. El Mn endurece la ferrita y casi no afecta (por solución sólida de sustitución) a la tenacidad.
2.- ¿Presentará dicho acero, en estado bruto de laminación en caliente, estructura bandeada?. ¿En qué constituyente estarían
preferentemente localizadas las inclusiones SMn?. ¿Cómo afecta el aleante Mn a la microestructura del acero?.

Sí, se forma una estructura bandeada ferrito-perlítica. Las inclusiones SMn se localizan,
preferentemente, en la banda perlitica.


VIII.1.7 (CyIMPero Sanz).-El Mn es un elemento fuertemente gammagéno. Baja la
temperatura a la que se presenta el punto A
3 (Transformación Feγ  Fe α); esto implica
que desciende toda la línea A
3, lo que a su vez supone un afino del grano de la ferrita
proeutectoide y además si sube el porcentaje de manganeso subirá el porcentaje de
perlita.

Si %Mn>30 la solidificación del ferro-manganeso tiene lugar directamente en fase gamma,
sin aparición de la fase alfa.

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

269. La estructura bandeada (generalmente bandas alternas de ferrita y de perlita) es un particular tipo de fibrado, que suele aparecer en aceros
de baja aleación una vez enfriados al aire después de su conformado en estado gamma. Es una herencia del estado bruto de solidificación,
particularmente si en el desarrollo de la solidificación se han producido reacciones peritécticas (La estructura bandeada se obtiene cuando el
acero participa de la reacción peritectica).
El bandeado se acentua cuando el %C se encuentra dentro del intervalo que marca la
reacción peritéctica (0.09 %C; 0.53 %C). Por tanto, al tener el acerobun contenido en
carbono del 0.15 % presentara propensión al bandeado.

C = 0.15 %

270. p
Gb
R
e 
pp

L
3.-El acero se microalea con 0.05 %V. Calcular el incremento de límite elástico derivado del endurecimiento por precipitación del carburo de
vanadio C
3V
4. (Dato=Lp=0.25 μ mm). ¿En qué fase (Austenítica, ferrítica), tendría lugar preferentemente la precipitación?. ¿Cuál sería la
temperatura de transición del acero microaleado, si por cada 15 MPa de (ΔR
e)
p, la ITT se incrementa en 4º C?

EL INCREMENTO DEL LÍMITE ELÁSTICO POR PRECIPITACIÓN ES:
2
G
ACEROS=100000 Mpa (= 10000 kg/mm )
3
2
Red Cristalina BCC  b  a
a = 2.86 Å

p
100000 (MPa)x2.477  Å  Gb
2.5x10
3
( Å)
R
e 
pp

L
  99.1 MPa
R
eT = R
e(acero sin alear) + (R
e)
pp=250.7 + 99.1 = 349.8 MPa
FASE DE PRECIPITACIÓN DE C
3V
4
10800
p
p
T
log0.05
4/3
0.15  
10800
 7.06  T  
7.06  log0.05
4/3
0.15
 T
p  1123 K  T
p  850 º C

Luego por debajo de 850 ºC empiezan a combinarse el C y el V.
3 4
T
p
T
p
C V  log%V 
4/3
%C   
10800
 7.06;0.15 %C; 0.05 %V 
 log0.05
4/3
0.15  
10800
 7.06
1 Å = 10
-8
cm =10
-7
mm

271. A
3
 727 912  727

0.77  0 0.77  0.15
1
Tf
0.15 %
T
i
1495
A
3
Veamos en que fase se encuentra el acero a 850 ºC.
C=0.15 %
Triángulo azul
**La conclusión que se extrae de este ejemplo es que el triángulo que se construya
para calcular, y que encierre en su área a la solución buscada debe ser lo mas
pequeño posible, cara a asegurar la mayor precisión. Y, sobre todo, y en la medida
de lo posible, aprovechar que el triángulo “descanse” en los ejes de coordenadas,
puesto que así puede asegurarse la exactitud de las cifras que lo gradúan.
No es conveniente, por ejemplo, construir un triángulo que abarque la mayor parte
del diagrama. Se deberá acotar lo mas posible la solución.
fase austenita, como esta admite mas
carbono, habría menor capacidad
formadora de carburos de vanadio.
R
e 
pp
 15 MPa  (ITT )  4 º C
(ITT ) 
4
100  27  ITT  25  27  2 º C
15
NOTA: en los aceros ferríticos (BCC) se
produce un incremento de la temperatura
de transición debido a una fase precipitada,
cosa que no ocurre en los FCC.
A
3 = 876 ºC
Si T
p<A
3  precipita en fase ferrítica: (Fe
α)
T
p=850 ºC <A
3 = 876 ºCEl C
3V
4
precipita en la fase ferrítica.
La ferrita no admite carbono, por lo que
éste se combinará con el V. Si fuera en

272. 

 2
z
Luego usaremos σθ puesto que hemos de ponernos en el peor de los casos de los materiales.
4.- ¿Cuál de los aceros, normal o microaleado, emplearía para construir una tubería de 1 m de diámetro y 5 mm de espesor, por la que circula
un gas a 10 bar de presión, expuesta ésta a temperaturas ambientales mínimas de -10 ºC?

274. Calculamos la tensión circunferencial:
PR PD
t 2t

  
D = Diámetro interno
P = Presión interna
t = Espesor
P= 10 bar =10 (kg/cm
2
)(1 cm
2
/100 mm
2
) = 0.1 kg/mm
2
2 2 2
kg
PR PD kg kg N
0.1 1000 mm
mm
2
t 2t 2x5 mm mm mm mm
   


    10  1  10 MPa  100 MPa
 



  
Acero normal: R
e = 250.7 MPa
Acero microaleado: R
e = 349.8 MPa
>100 MPa → Los dos aceros son válidos
Se toma el acero normal que es el más barato

275. 1.- La temperatura de solidificación de equilibrio de un acero binario es de 1409 ºC. Calcular su contenido en carbono.
2.- Determinar las proporciones de ferrita proeutectoide y eutectoide que presentará este acero tras un enfriamiento de equilibrio. Dibujar
esquemáticamente su microestructura.
3.-Tras el normalizado de este acero, se comprueba que su carga de rotura es de 800 MPa. Justificar este resultado y calcular las proporciones
de ferrita proeutectoide y eutectoide en esta condición. Dibujar esquemáticamente su microestructura.
4.- Sería razonable someter al acero en cuestión a un tratamiento de cementación?. ¿Y de nitruración?.
5.- ¿El acero del apartado 1º sería apto para fabricar alambres por trefilado?. ¿Cuál sería el tratamiento térmico más adecuado para llevar a
cabo dicha operación?
6.- ¿Cuáles serían las ventajas que, desde el punto de vista del bonificado, se obtendría al adicionar al acero anterior un 1.5 %Mn y un 0.5
%Mo?
7.- ¿Al aumentar la severidad del temple, aumenta o disminuye el diámetro crítico ideal?
P20/ PROBLEMA JUNIO 2000

276. T = 1409 ºC
1
1495 1148

1409 1148
2.11 0.17 2.11 x
0.65 %
T
i
T
f =1409
1.- La temperatura de solidificación de equilibrio de un acero binario es de 1409 ºC. Calcular su contenido en carbono.
x = %C = 0.65
1495 1148

T
i
1148
4.3  0.53 4.3  0.65
T
i = 1483 ºC
A
3
 727 912  727

0.77  0 0.77  0.65
A
3 = 756 ºC

277. 0 L=1


L=C+1
2 F+L=3










+, L=1
+Fe
3C,
2.- Determinar las proporciones de ferrita proeutectoide y eutectoide que presentará este acero tras un enfriamiento de equilibrio.
Dibujar esquemáticamente su microestructura.
FERRITA EUTECTOIDE:
(La que hay en la perlita: α+Fe
3C)

F+
C=
Liquido, (L=2)
T
i=1483 ºC
Liquido+ (L=1)
T
f=1409 ºC




, L=2


756 ºC


 (0.77 % C) 
727

ºC
 (0.023 % C)  Fe
3
C
Tramo verde, reacción eutectoide L=
% C
EUTECTOIDE PROEUTECTOIDE
e
% Ferrita()
T T 
6.67  0.65
 % Ferrita() % Ferrita()  100 16.04  74.51 %
0.0218 6.67 
FERRITA
PROEUTECTOIDE:
PROEUTECTOIDE
% Ferrita
0.77  0.65
 100  16.04 %
0.77  0.0218
EUTECTOIDE TOTAL TOTAL
% Ferrita() x(Tanto por uno)Ferrita()  % Perlita  74.51 % 
0.65  0.0218
100x
6.67  0.77
0.77  0.0218 6.67  0.0218
O también
C = 0.65 %

278. R
m ( Acero)  R
m (Ferrita) f
v ()  R
m (Perlita) f
v ( p)  300 f
v ()  (800, 900) f
v ( p)
f
v ()  f
v ( p)  1
Fracción molar  Fracción volumétrica, f
v  f

R
m ( Acero)  300 f
()  8001 f
()  800  500 f
()

NOTA: R
mp, depende del tipo de perlita. Perlita fina
aproximadamente = 900 MPa, pues en el normalizado, el
enfriamiento nos corta a la curva en la zona de perlita fina.
R
m ( Acero)  R
m (Ferrita) f
v ()  R
m (Perlita) f
v ( p)  0.1604x300 f
v  0.8396x 900  803 MPa
v v v v v TOTAL
% Perlita  f ( p) 
0.65  0.0218
100  83.96 %; f ()  f ( p)  1  f ()  1 f ( p)  1 0.8396  0.1604
0.77  0.0218
1
0.77 0.77
C
1
C
1
m 
 
R ( Acero)  800  500 f ()  800  500 1  300  500  300  650C  300  0.65x650  722.5 MPa
 
 
3.-Tras el normalizado de este acero, se comprueba que su carga de rotura es de 800 MPa. Justificar este resultado y calcular las proporciones
de ferrita proeutectoide y eutectoide en esta condición. Dibujar esquemáticamente su microestructura.
NORMALIZADO: austenización completa de la masa de acero [T
AUS = A
e +(50-70 ºC), en este caso T
AUS = 756+60 = 816 ºC] (De ese modo se acorta
el tiempo total empleado en el tratamiento (se tarda menos para austenizar plenamente la estructura cuanto más alta es la temperatura de
austenización). Pero no se deben sobrepasar las temperaturas recomendadas a fin de evitar los riesgos de sobrecalentamiento y quemado).
Desde la temperatura de austenización, luego se enfría luego al aire.
Normalizado por enfriamiento al aire
V
p curva de enfriamiento de la periferia de la pieza
V
n curva de enfriamiento del centro de la pieza

279. En este caso, tenemos un acero normalizado, aunque para algunas aplicaciones el normalizado puede sustituir al bonificado (Temple+Revenido).
Además se precisa: %C = 0.25-0.4 %; cosa que no ocurre en nuestro acero.
0.77 2.11
4.- Sería razonable someter al acero en cuestión a un tratamiento de cementación?. ¿Y de nitruración?.

Para someter un acero a cementación es necesario que %C<0.2%, cosa que en este caso no ocurre, ya que %C=0.65 %.
Si queremos aumentar periféricamente el %C de un acero (aumentar la dureza superficialmente) debemos calentar el acero hasta la temperatura
de austenización, para que el carbono se difunda desde la atmósfera circundante hasta el interior de la pieza, para que se enriquezca hasta
contenidos próximos al eutectoide (  0.5 %C)
Si la temperatura es inferior a la austenización del hierro-alfa (ferrita) saturado en C, no se consigue el enriquecimiento en C ya que la solubilidad
del C en el hierro-alfa (ferrita) es muy pequeña (0.0218 % C máximo a la temperatura de 727 ºC).
La austenita, con mayor capacidad de aceptar C en su estructura, permitiría alcanzar contenidos en C más elevados en la superficie (0.5 %C, valor
típico en aceros cementados). La solubilidad del C en la austenita es 0.77 % a 727 ºC (temperatura eutectoide).
La nitruración tiene por objeto obtener una capa periférica dura sin necesidad de templar
posteriormente la pieza de acero. Suele darse a piezas ya templadas y revenidas para
obtener una capa periférica dura. Consiste en la aportación de nitrógeno, en estado
atómico naciente, obtenido generalmente por disociación térmica de NH
3. Con la
nitruración se logra formar una delgada capa periférica muy dura, de espesor inferior a 0.5
mm. Su dureza es debida a la distorsión que producen en la ferrita los nitruros
submicroscópicos formados por reacción del nitrógeno con algunos elementos disueltos en
la austenita (Al, Cr, V, o Mo). Se trata de un verdadero endurecimiento por precipitación o
endurecimiento estructural. La temperatura de este tratamiento termoquímico es siempre
inferior a 590 ºC para evitar se forme nitroaustenita. Esta, en el enfriamiento al aire que
sigue a la nitruración, produciría un eutectoide, la braunita, que resulta inconveniente,
entre otras razones, por su gran fragilidad.

280. 5.- ¿El acero del apartado 1º (C = 0.65 %) sería apto para fabricar alambres por trefilado?. ¿Cuál sería el tratamiento térmico más adecuado
para llevar a cabo dicha operación?
El acero para fabricar alambres por trefilado, suele ser eutectoide, es decir en el entorno del 0.77
%C. El nuestro caso el contenido en C es del 0.65 %C, luego podría servir.
El tratamiento térmico más adecuado sería el patenting, que tiene por finalidad transformar la
austenita en perlita muy fina.

Este es un tratamiento isotérmico que suele darse, como operación final, a los alambres de acero de
0.7-0.9 %C, que requieren alta resistencia mecánica a tracción por ir destinados a hormigón
pretensado. Para lograr esas características, el alambre después de ser austenizado se introduce en
un baño de plomo fundido (o en sales), a temperatura correspondiente a la zona baja perlítica de la
curva TTT del acero. Ello tiene por finalidad transformar la austenita en perlita muy fina, con
separación entre láminas de cementita, S
0, de 0.1 a 0.2 m. Con ello se logran cargas de rotura R
m del
orden de 1600 MPa y alargamientos A
T de 5 a 10 %.
En ocasiones el patenting se utiliza como tratamiento intermedio -contra acritud-durante el trefilado
del alambre; para, además de lograr finalmente altos valores de R
m —o mayores—, facilitar la
operación del trefilado. En efecto, para trefilar conviene partir de una estructura fina de cementita,
lograda también previamente por patenting. Pero a medida que se trefila (deformación en frío), y se
reduce la sección del alambre, la ferrita va adquiriendo una acritud que dificulta progresivamente la
operación y llega a hacerla inviable. Un nuevo "patenting", al eliminar la ferrita agria, permite
continuar la reducción en frío de la sección.
Las cargas de rotura que pueden llegar a obtenerse, en aceros binarios eutectoides, mediante una adecuada combinación de perlita fina y
deformación en trío por trefilado de ésta, consiguen hacer de la perlita fina el material estructural más resistente a tracción que se conoce
actualmente: se llegan a alcanzar 6000 MPa de carga de rotura (hilos de diámetro final de 0.08 mm)
Patenting

281. 6.- ¿Cuáles serían las ventajas que, desde el punto de vista del bonificado, se obtendría al adicionar al acero anterior un 1.5 % Mn y un 0.5 %
Mo?
BONIFICADO= TEMPLE + REVENIDO
La primera etapa la realizamos a T>A
3 (fase γ), y el Mn es favorecedor de esta
fase, ya que nos disminuye la temperatura A
3. El Mo es alfágeno y carburígeno.
REVENIDO
La temperatura de revenido habrá de ser siempre inferior a la eutectoide A
e. Si se sobrepasara esa temperatura se iniciarían las transformaciones alotrópicas de →,
por tanto, comenzaría ya una austenización del acero. Con los consiguientes inconvenientes: al enfriar desde la temperatura de revenido no se obtendría solamente
una estructura de martensita revenida; sino una mezcla de ella y de los constituyentes a que diera lugar, por transformación durante el enfriamiento, aquella austenita,
Esa temperatura A
e viene determinada por los elementos de aleación que el acero contenga. Si el carácter de los elementos disueltos en la austenita es
predominantemente gammágeno -aceros medianamente aleados en Mn, Ni, Co- la temperatura A
e resulta más baja que 727 ºC (que es la temperatura eutectoide de
un acero simplemente binario, Fe-C).
Si la composición química del acero es tal que predominan los elementos alfágenos - Mo, W, V, Si (siempre que sus contenidos sean inferiores a los que pudieran llegar
incluso a hacer desaparecer la transformación delta →gamma)- la temperatura A
e aumenta y, por tanto, posibilita el revenido a temperaturas más altas.
Ventaja: la temperatura de revenido sería más baja si predomina el carácter gammageno del manganeso sobre el alfageno del molibdeno.
El conjunto de los tratamientos térmicos de temple total de la estructura y revenido de ésta suele denominarse bonificado del acero; por la mejora de características
que le confiere respecto al normalizado. El bonificado es interesante para muchas aplicaciones. Tal ocurre por ejemplo en la industria del transporte (para palieres,
árboles de dirección, cigueñales, etc). Además de un aumento en la seguridad, debido a la mejora de tenacidad del acero, el aumento de R
m por bonificado permite
emplear menores secciones en las piezas y por tanto disminuir peso.
También interesan las estructuras bonificadas en recipientes a presión y, en general, en piezas de responsabilidad sometidas a esfuerzos alternativos. El bonificado
del acero, junto al aumento de tenacidad y resistencia mecánica, mejora su resistencia a la fatiga de alto número de ciclos: los precipitados nanométricos de la
cementita desvían la trayectoria de grieta y son favorables para, durante la fatiga, alargar la etapa de propagación de grieta.
TEMPLE ↑ Aleado  ↓ M
s

282. NOTA: Si aumentaría el diámetro crítico real porque evacuamos más
calor en menos tiempo por lo que podríamos templar piezas de
mayor dimensión.
7.- ¿Al aumentar la severidad del temple, aumenta o disminuye el diámetro crítico ideal?
El diámetro crítico ideal ni aumenta ni disminuye ya que, por definición, es el diámetro de mayor redondo de ese acero, que templado en un
medio de severidad infinita, permite obtener el 99% de martensita en su centro. Por tanto, el diámetro crítico ideal no varía. Es función del
contenido en carbono (composición química del acero) y del tamaño de grano austenítico.

Se denomina diámetro crítico ideal de un acero -D
ci - al diámetro crítico real para severidad infinita. Es decir al mayor redondo de ese acero, que
templado en un medio refrigerante de severidad infinita presenta en su centro una estructura de 99 % de martensita. Se denomina "diámetro
crítico ideal" porque supone que el agente refrigerante tiene una capacidad de absorción de calor -"ideal"-, tal que la periferia del redondo
adquiere instantáneamente la temperatura del medio refrigerante. Es decir que el coeficiente de película superficial M es infinito (aunque el
interior del redondo no adquirirá instantáneamente la temperatura del medio).

Si se determinan los diámetros críticos ideales de diversos aceros -la
severidad de temple es fija, infinita, en todos los casos- tendrá mayor
templabilidad aquel cuyo diámetro crítico ideal sea mayor. Pero,
puesto que el diámetro crítico ideal del acero resulta ya
independiente del agente refrigerante real en que vaya a ser
templado, D
ci es una medida objetiva de la templabilidad de cada
acero: cuanto más alejada del origen de tiempos esté la curva TTT de
un acero mayor resultará también su diámetro crítico ideal.
Diámetros críticos reales de un cierto acero para
diversas severidades de temple

283. P21/ EXAMEN INGENIERÍA DE MATERIALES / Septiembre 2001-2002
1°- La microestructura de un determinado acero binario, después de un tratamiento térmico de normalizado, es de 90 % de perlita y 10 % de
ferrita. El contenido de carbono de esta perlita diluida resultó ser 0.60 %. Se pide determinar el porcentaje carbono de este acero.
2°- ¿Cuál puede haber sido el motivo la finalidad de haber conferido el tratamiento térmico de normalizado a ese acero?
3°- Determinar la temperatura A
3 de este acero ¿Por qué o por qué no sería correcto templar ese acero desde 920 °C? ¿Y desde 730 °C?
4°- ¿Sin variar su composición química sería posible aumentar la templabilidad de ese acero?
5
0
.- Tras carburar periféricamente un redondo de este acero, se procede a su temple en agua. Al ser inspeccionado a temperatura ambiente, se
ha detectado la presencia de fisuras externas: ¿es posible mediante observación metalográfica determinar si su origen es previo al temple? La
propensión al agrietamiento en el temple: ¿aumenta, -disminuye o permanece inalterada-, en piezas carburadas perifericamente?. Razonar la
respuesta.
6°- Templado en agua un acero "autotemplante" ¿El riesgo de grietas de temple será mayor, igual, o menor que en un acero ordinario de igual
contenido en Carbono?.Razónese.
7°.- Dos redondos de un mismo acero F, de diámetros respectivos D
1 y D
2 después de ser austenizados a la misma temperatura, han sido
templados en aceite. La formación de martensita dura -penetración al temple- alcanza 3 mm de la periferia del redondo D
1 y hasta 7 mm en el
redondo D
2. ¿Cuál de los dos redondos tiene mayor diámetro?
8°.- En relación con el "austempering" de aceros poco aleados suele indicarse que ese tratamiento debe aplicarse a piezas de pequeño
diámetro: ¿por qué?
9º.- Influencia de las texturas {111} y {100} en el coeficiente R de anisotropía de Lankford de chapas de aceros ferríticos para embutición.
Justificar las diferencias microestructurales -y sus consecuencias en cuanto a propiedades- entre dos aceros de muy bajo contenido en carbono
(igual en ambos), laminados en frío y posteriormente recristalizados: uno en horno de campana (BAF) y otro por recocido continuo (CAP).
10º.- Un acero de composición: 0.15% en C, y bajos porcentajes de Fósforo v Silicio -así como de Azufre y Manganeso, que aparecen en forma
de sulfuros-,ha sido laminado en caliente en fase  . Su estructura micrográfica tras enfriamiento hasta temperatura ambiente es de bandas
alternas de ferrita y perlita. ¿Existe algún lugar preferencial en el que se encuentren alojados esos sulfuros? Razónese. Teniendo en cuenta los
orígenes de la estructura bandeada en aceros, indicar cómo podría ser eliminada, o al menos, atenuar dicha estructura en bandas F+P.

284.  (0.77 %C)  (0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C) PERLITA
Reacción eutectoide
90 % Perlita  (0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C)
PROEUTECTOIDE
0.6  C
% Ferrita  10  100  C  0.542 %
0.6  0.0218
100
0.6
% C acero
% C perlita diluida (Esta en el eutectoide)
% perlita transformada tras normalizado

0.9 
% C acero
 % C acero  0.54 % (Acero hipoeutectoide)
T
E
  E
x
0.60
x %C
% ferrita
% perlita diluida
El normalizado consiste en austenizar previamente el acero (Calentando por encima de A
3) y enfriar al aire, con el objetivo de
normalizar o alternativa al temple y revenido.
La velocidad de enfriamiento al aire es mayor que la velocidad de enfriamiento de equilibrio → Modificaciones en el diagrama Fe-C
Tenemos un acero ferrito-perlítico con 10 % ferrita (alfa-proeutectoide) como constituyente
matriz y 90 % perlita (alfa
eutectoide+Cementita
eutectoide) como constituyente disperso.
0.60
Perlita diluida
Se llama así porque es el constituyente disperso. En un micrografía se vería que la continuidad de la ferrita
(constituyente más blanco). Se conoce como perlita diluida porque los bastones de cementita se
encuentran separados por unos “colchones” de ferrita más anchos que los correspondientes al
enfriamiento de equilibrio.
En la perlita aparece una mayor proporción de la fase  , por lo que el contenido en C de esta perlita es
menor en relación al contenido en las condiciones de equilibrio (C
PERLITA 0.77 % → C
PERLITA 0.60 % )
1°- La microestructura de un determinado acero binario, después de un tratamiento térmico de normalizado, es de 90 % de perlita y 10 % de
ferrita. El contenido de carbono de esta perlita diluida resultó ser 0.60 %. Se pide determinar el porcentaje carbono de este acero.
% perlita (% p) 
x  0.0218
100  90  x  0.54218
0.6  0.0218
%C  0.54 %

285. 2°- ¿Cuál puede haber sido el motivo la finalidad de haber conferido el tratamiento térmico de normalizado a ese acero?

(Página 113. ‘Libro Aceros’). Habitualmente, con el tratamiento de normalizado se intenta obtener una estructura ferrito-perlítica “normal”
del acero; es decir, un tamaño de grano ferrítico igual o inferior (pero próximo) al valor 7 ASTM y perlita laminar fina. Este tratamiento suele
tener por finalidad corregir una estructura defectuosa previa, -como la estructura de Widmanstätten - derivada de un grano austenítico
grande, como consecuencia de enfriar la estructura por encima del equilibrio o por austenizar a temperaturas elevadas por encima de la
temperatura de austenización correcta, T
A = A
3+(40-50 ºC). Esta estructura confiere al acero malas propiedades desde el punto de vista
mecánico, al tener poca tenacidad debido al crecimiento acicular del grano. Con el tratamiento de normalizado la corregimos.

Se emplea habitualmente para afinar el grano austenítico de los aceros en estado bruto de moldeo, o bruto de laminación, o sobrecalentados
durante una austenización. En definitiva, puede decirse que el tratamiento de normalizado es, en este caso, un tratamiento corrector. Para
corregir que nuestro acero hubiera sufrido un sobrecalentamiento.

En otras ocasiones el normalizado se utiliza como tratamiento de utilización: como alternativa del bonificado (temple más revenido, que
es más caro). En ese caso se pretende simplemente lograr una estructura de perlita laminar -diluida y fina- distribuida en una matriz de
ferrita proeutectoide de grano muy fino (la ferrita aumenta su carga de rotura ). Con esa estructura micrográfica la carga de rotura R
m del
acero y su tenacidad pueden resultar suficientes para muchos de los requerimientos en servicio; sin necesidad de templar y revenir el
acero. Así, gran parte de los aceros empleados en ferrocarriles -por ejemplo para ruedas y "boogies"- se utilizan en estado normalizado.
En el caso de los carriles, a veces se someten a un tratamiento superficial en cabeza (HSD, "head special hardened"), equivalente a un
normalizado, con objeto de afinar la perlita y aumentar su resistencia al desgaste.

286. A
3
 727 912  727

0.77  0 0.77  0.54
C = 0.54 %
0.54 %C
A
3
A
3 = 782 ºC
Para templar:
T
AUSTENIZACIÓN= A
3+(50-70ºC)=782+60=842ºC
•920ºC: Sería mucho (no sería bueno). Habría un
excesivo crecimiento de grano d
 (sobrecalentado) e
incluso una oxidación intergranular o posible fusión
(quemado). Lo primero se puede corregir por
medio de un tratamiento de normalizado, mientras
que lo segundo constituye un factor de rechazo (no
se puede corregir)
•730ºC: sería una temperatura baja, no conseguimos
austenizar (no daría  totalmente)
3°- Determinar las temperaturas A
1 y A
3 de este acero ¿Por qué o por qué no sería correcto templar ese acero desde 920 °C? ¿Y desde 730 °C?
Para un acero de estas características A
1 = 727 ºC
Acero quemado
Cuando en el calentamiento se alcanza una temperatura tan elevada que ha comenzado la
fusión incipiente de las impurezas acumuladas en los límites de los granos, es posible la
oxidación intergranular por el oxígeno de la atmósfera que penetra a través de los poros del
metal. Se obtiene así un acero quemado que no tiene apenas cohesión, ni es posible
regenerarlo por ningún tratamiento. El acero en estas condiciones es totalmente inservible. En
la figura, debida a Apraiz, se representan las variaciones que experimenta el grano austenítico
en función de las temperaturas de calentamiento.

287. 4°- ¿Sin variar su composición química sería posible aumentar la templabilidad de ese acero?. Razonar la respuesta
Templar una pieza de acero es lograr que su estructura sea plenamente martensítica. Para ello es necesario
austenizar la pieza y enfriarla de tal modo que en el centro de la pieza la velocidad de enfriamiento supere un cierto
valor critico V
c a fin de que las austenita proporcione martensita sin transformaciones previas en las zonas perlítica o
bainítica. Templabilidad de un acero es su facilidad para ser templado.
No es lo mismo templabilidad y penetración del temple. Se designa como penetración del temple la distancia, a
partir de la periferia, en que la pieza presenta estructura plenamente martensítica. La penetración del temple viene
determinada por la intersección de las curvas de enfriamiento de los distintos puntos de la pieza -función del
tamaño de la pieza y de la severidad de temple- y la curva TTT del acero. La penetración de temple puede
aumentarse, por ejemplo, utilizando un agente refrigerante más severo.
Templabilidad, en cambio, es algo intrínseco al acero, e independiente del tamaño de la pieza y de la severidad de
enfriamiento empleada. La templabilidad viene definida por la curva TTT. Puede decirse que un acero es tanto más
"templable" cuanto más alejada del origen de tiempos se encuentra su curva TTT.

Por tanto la templabilidad depende exclusivamente de la composición química del acero -curvas TTT más alejadas del origen de tiempos cuanto más aleado (porque
los elementos disueltos en la austenita retrasan las transformaciones perlíticas y bainíticas)-, y del tamaño de grano austenítico (mayor cuanto más alta sea la
temperatura de temple). A veces para aumentar la templabilidad de un acero poco templable se procura aumentar el tamaño de grano austenítico, templando desde
temperaturas muy altas; o aumentando el tiempo de permanencia a la temperatura de austenización T. Pero esa práctica no es recomendable: porque la martensita
formada en el temple a partir de un grano austenítico de gran tamaño resulta poco tenaz incluso después de un revenido.
Por tanto, desde el punto de vista de los factores intrínsecos, NO se puede aumentar la templabilidad de un acero, ya que depende
exclusivamente de la composición química del acero (Carbono y elementos de aleación). Por ejemplo, la templabilidad es mayor cuanto
más grande sea el contenido en C
Sin variar la composición química se podría aumentar la templabilidad de un acero aumentado el tamaño de grano austenitico (d
) o la
temperatura de austenización (T
), dado que esto da lugar a que las curvas TTT se alejen del origen del tiempo (se desplazan hacia la derecha).
Aumentado el tamaño de grano austenitico (d
), disminuye la densidad de juntas de grano [Tarda más en formarse en dichas juntas de
grano la ferrita (núcleo reactor de las transformaciones bainiticas) y la cementita (núcleo reactor de la transformación perlitica)], luego las
curvas de transformación perlitica y bainitica se desplazan a la derecha, aumentando, por tanto, la templabilidad. Por su parte, el efecto de
elevar la temperatura de austenización (T
), es similar al de aumentar el tamaño de grano austenitico (d
), pero teniendo la precaución de
no sobrecalentar ni quemar el acero.

288. 5
º
.- Tras carburar periféricamente un redondo de este acero, se procede a su temple en agua. Al ser inspeccionado a temperatura ambiente, se
ha detectado la presencia de fisuras externas: ¿es posible mediante observación metalográfica determinar si su origen es previo al temple? La
propensión al agrietamiento en el temple: ¿aumenta, -disminuye o permanece inalterada-, en piezas carburadas perifericamente?.
Razonar la respuesta.
Es posible diferenciar mediante observación metalográfica las grietas previas al temple y las generadas como tal, ya que las previas al temple se
encuentran decarburadas , mientras que las originadas por el enfriamiento rápidos no lo estarán. Los aledaños de una grieta de forja se
empobrecen en C, el cual escapa por la grieta en forma de CO
2 (Halo de decarburación en la grieta). Esto da lugar a una estructura ferritico-
perlitica, pasando a la globulización de la perlita gracias a que la fase α de la perlita pasa a forma globular.
TEMPLE
FORJA
Una grieta de temple se ocasiona a la temperatura M
s como máximo. El valor mínimo de M
s
es 500 ºC. Estamos en el dominio de α + Fe
3C  no puede haber decarburación, ya que esta
solo ocurre en la fase .
M
S es un valor indicativo de la susceptibilidad al agrietamiento en el temple. El valor de
será más bajo cuando el acero este más aleado y/o el contenido de carbono sea mayor.
Expresión de Steven, corregida por Irving:
M
S (C)  561 474% C  33% Mn17% Ni17% Cr  21(%Mo) 11% W 11% Si
O
2
t =t
1: se inicia la transformación   M en el nucleo con aumento de volumen, ΔV = 4.5 %. En ese instante la periferia es totalmente austenitica y
aunque esta más fría (menor temperatura), resiste bien la deformación producida por el ΔV>0 del núcleo, como consecuencia de la red cristalina
de la austenita y de su plasticidad.
t =t
2: se inicia la transformación martensitica en la periferia
desarrollando un incremento de volumen (V>0), quedando el núcleo
sometido a tensiones, pero como está caliente las aguanta bien
Resumiendo: el enunciado habla de grietas o fisuras externas, lo cual
elimina la posibilidad de (M
S)
p << (M
S)
n . Por tanto, al alcanzarse la
transformación   M con mayor proximidad (t
1 ≈ t
2) en “p” y “n”,
disminuye el riesgo de agrietamiento y ello debido a que la periferia
retrasa el inicio de su transformación al iniciarse la transformación del
núcleo.

289. 6°- Templado en agua un acero "autotemplante" ¿El riesgo de grietas de temple será mayor, igual, o menor que en un acero ordinario de igual
contenido en carbono?. Razonar la respuesta
Los riesgos de agrietamiento de las piezas de acero durante el enfriamiento para temple se presentan, sobre todo, cuando el medio
refrigerante es muy severo y el acero es de media o de alta aleación (cuyas temperaturas M
s resultan inferiores a los 300 °C).
Cuando el refrigerante tiene mucha severidad de enfriamiento, por ejemplo agua agitada, y el diámetro del
redondo equivalente de la pieza es grande, hay una notable diferencia entre la temperatura de la periferia y la del
núcleo durante el enfriamiento. Esa diferencia aumenta a medida que transcurre el tiempo. Por eso, suponiendo
que el enfriamiento permita salvar la curva perlítica y la baínitica -tanto en la periferia como en el núcleo de la
pieza-, las transformaciones de austenita en martensita no son simultáneas en periferia y núcleo. Cuando en la
periferia se forma martensita -y aumenta el volumen de esa zona- el núcleo, en cambio, sigue siendo austenítico.
En ese caso las tensiones a que se ve sometido el núcleo de la pieza como resultado de la dilatación de la periferia
se absorben a modo de deformación plástica del núcleo. Pero cuando llega el momento de la transformación de
austenita a martensita en el núcleo, las zonas externas -ya martensíticas- están a temperaturas más bajas y tienen
Redondo de diámetro
D
1 enfriado en agua.
poca plasticidad.
Así cuando el núcleo se transforma en martensita, también con aumento
de volumen, las zonas periféricas, martensíticas y poco plásticas, ejercen
una acción a modo de "zuncho" sobre el núcleo. La dilatación del núcleo
puede llegar a producir, por rotura de ese zunchado periférico, la
aparición de grietas (a lo largo de las generatrices del redondo si se trata
de una pieza cilíndrica).
Cuanto menor sea la temperatura Ms del acero menor será la plasticidad de
la martensita periférica al llegar el momento en que el núcleo se transforme
en martensita y aumente de volumen. Esa escasa plasticidad de la periferia
martensítica favorecerá la posibilidad de que se formen grietas en ese
momento.

290. M
S (C)  561 474% C  33% Mn17% Ni17% Cr  21(%Mo) 11% W 11% Si Expresión de Steven, corregida por Irving:
Los aceros cuanto más aleados, y por consiguiente con menor temperatura M
s, resultan más susceptibles al agrietamiento en medios
refrigerantes severos que los aceros poco aleados.
Los aceros muy aleados tienen ese riesgo cuando los temples son severos (medio
refrigerante agua). Pero si se emplea un refrigerante poco severo, tal como el aire
[aceros autotemplantes, aquellos, que previa austenización , templan por simple
enfriamiento al aire (curvas TTT muy a la derecha del origen de tiempos), dando
martensita. Para esto es necesario que el acero este aleado. La aleación hace que
las curvas TTT se desplacen a la derecha, haciendo a su vez que disminuye el valor
de M
S], porque la gran templabilidad del acero lo permita, el gradiente de
temperatura entre periferia y núcleo de la pieza durante el enfriamiento resulta
pequeño. En ese caso la transformación de austenita en martensita resulta casi
simultánea en la periferia y en el núcleo. No se producirá el efecto de "zunchado"
ni los consiguientes riesgos de agrietamiento. Incluso apenas aparecen
deformaciones plásticas por diferencias de temperatura entre las zonas de diferente
masividad de la pieza (aceros indeformables en el temple). Bien es verdad que el
temple en medios refrigerantes de poca severidad, al ser más lento el enfriamiento
tanto en la periferia como en el núcleo, conlleva mayor cantidad de austenita
residual.
M
s(autotemplante) << M
s(acero no aleado) y M
S es un parámetro indicativo de la
agrietabilidad, el riesgo de formación de grietas es mayor en el acero autotemplante
Si suben los aleantes  Baja Ms Mayor salto térmico Sube el riesgo de agrietamiento
El riesgo de formación de grietas será mayor porque el agua es un medio refrigerante mas
severo que el aire; aumentan los gradientes; aumenta el riesgo de agrietamiento.
Un acero puede hacerse autotemplante aleándolo. M
s(no aleado) > M
s(aleado)

291. 4
DL
D
2
L
Masividad 
S

V

4
 D  Masividad 
D
L
Masividad  h (Penetración al temple)

Luego: h
1( 3 mm) < h
2( 7 mm)  D
1> D
2
A menor profundidad de temple (menor espesor de formación
de martensita dura), mayor diámetro del redondo


D
Enfriamiento de la superficie (V
p) y del núcleo (V
n) al variar el
tamaño del redondo (D
I <D
2) y la severidad del refrigerante.
a)Redondo de diámetro D
1 enfriado en agua.
b)Redondo de diámetro D
2 enfriado en agua.
c)Redondo de diámetro D
1 enfriado al aire.
d)Redondo de diámetro D
2 enfriado al aire.
7°- Dos redondos de un mismo acero F, de diámetros respectivos D
1 y D
2 , después de ser austenizados a la misma temperatura han sido
templados en aceite. La formación de martensita dura (penetración de temple) alcanza hasta 3 mm a partir de la periferia del redondo D
1 y
hasta 7 mm en el redondo D
2. ¿Cuál de los dos redondos tiene mayor diámetro?
La profundidad del temple es mayor cuanto mayor sea la masividad de la pieza, es decir,
cuanto mayor sea la superficie (S) en relación a su volumen (V). A igualdad de otros factores
en el proceso de temple: composición química, severidad de temple, tamaño de grano, ….. La
transformación martensítica alcanza una mayor profundidad en los tamaños pequeños, ya
que la proporción área de cesión de calor en relación con el volumen (cantidad de calor
acumulado) aumenta con la reducción del diámetro, lográndose una cesión de calor más
rápida, disminuyendo la diferencia entre las velocidades de enfriamiento entre la periferia y
el núcleo y, finalmente, una mayor penetración de temple

292. 8°- En relación con el "austempering" de aceros poco aleados suele indicarse que este tratamiento se aplica a piezas de pequeño diámetro.
¿Por qué?
El “austempering” es un tratamiento isotermico, que tras una austenización previa, se enfría la pieza de manera isotérmica sumergiéndola en
un baño de sales fundidas. Tiene por finalidad obtener en la pieza una estructura plenamente bainítica. La estructura bainítica presenta la
ventaja de resultar más tenaz, para igual dureza, que la lograda por temple y revenido bajo del acero. Es un tratamiento que no requiere
después un revenido.
El "austempering" tiene la ventaja complementaria de ser un tratamiento térmico sin las tensiones, deformaciones, y grietas que presenta el
temple en refrigerantes severos. En el "austempering" la transformación de austenita en bainita tiene lugar con aumento de volumen, pero al
mismo tiempo e igual temperatura en todos los puntos de la pieza.
El "austempering" no puede darse a cualquier acero. Se precisa que éste tenga templabilidad suficiente para que, tanto la periferia como el
núcleo de la pieza, alcancen en el baño de sales la temperatura isotérmica antes de que se inicie la transformación de austenita en bainita.
De no ser así podría obtenerse bainita en la periferia y perlita en las zonas más internas de la pieza. De todos modos no conviene que el
acero tenga gran templabilidad: para que la duración del tratamiento no sea excesiva. Se usa fundamentalmente en aceros hipoeutectoides,
pues en los hipereutectoides se corre el riesgo de tener un sobrecalentamiento y/o quemado.
El “austempering” suele aplicarse a piezas de pequeño diámetro, por ejemplo 10 mm; porque en el
enfriamiento resulta más fácil de igualar las temperaturas de la periferia y el núcleo de la pieza, antes
de que se inicien las transformaciones de la austenita. Para piezas de mayor diámetro se requieren
aceros con más templabilidad y/o enfriamientos enérgicos para evitar las transformaciones perlíticas
de la austenita y posibilitar las bainíticas.
En el caso del acero que estamos tratando desde el inicio, esta poco aleado, luego las curvas de
transformación perlitica y bainitica, están más a la izquierda “están adelantadas”, lo cual implica que
si se aplica un “austempering”, el enfriamiento isotérmico ha de ser rápido con el fin de evitar las
curvas comentadas, para lo cual se necesitarían piezas de pequeño tamaño que enfrían rápido y que
el enfriamiento de periferia y núcleo sean casi simultáneos.
Un acero de muy baja templabilidad, cuya curva TTT fuera tal que su zona perlítica resultara prácticamente tangente el eje de ordenadas, no
podría ser austemperizado. El austempering es un tratamiento que suele darse a algunos aceros al carbono —entre 0.5 a 1. 20%C—, o de baja
aleación, destinados a herramientas. También se emplea en algunas fundiciones esferoidales: fundiciones A.D.I ("austempered ductile iron").

293. 9º.- Influencia de las texturas {111} y {100} en el coeficiente R de anisotropía de Lankford de chapas de aceros ferríticos para embutición.
Justificar las diferencias microestructurales -y sus consecuencias en cuanto a propiedades- entre dos aceros de muy bajo contenido en carbono
(igual en ambos), laminados en frío y posteriormente recristalizados: uno en horno de campana (BAF) y otro por recocido continuo (CAP).
Examen septiembre 2004
Valores del coeficiente R de anisotropía de Lankford elevados (R ) significa texturas con alta densidad de planos {111} en los granos según
en plano de la chapa (ver figura)
El producto de la colada continua es un “slab” (desbaste), con un 0.1 %C aproximadamente, 0.2 %Mn y bajos
contenidos de S y P y un contenido de Al, que parte se encuentra en solución sólida y parte se emplea para
captar el N debido al proceso (30-40 ppm) dandp AlN.
Se desbasta, laminación en caliente, previo recalentamiento a
1150-1200 ºC y se pasa por el tren acabador. Se lleva a unas
duchas y se lleva a la temperatura de bobinado (550-600 ºC),
que inhibe que Al y N den AlN, quedando ambos en solución
sólida (N
ss, Al
ss). Se continua con la instalación de laminación
en frío. Se decapa (se quita el óxido superficial a la bobina en
caliente); se aplana y engrasa, pasa al tren tándem (5 cajas
consecutivas con bobinadora y desbobinadora). Se lamina en
frío con 60%<R
F<80% (reducción en frío), llegando a un
espesor para el diente de 0.8 mm.
El recocido en campanas evita la estructura agria (calentamiento subcritico muy lento en atmosfera controlada como se muestra la figura, donde
también aparecen las líneas de precipitación del AlN.
Desde el inicio estamos trabajando con chapas de acero ferritico [ tiene elevada energía de defectos de apilamiento ( SFE), luego poligonaliza].
Por la figura anterior, en las subjuntas de grano precipita AlN, que favorece que los granos recristalizados lo hagan con textura {111}.
Con todo estos conseguimos un valor elevado del coeficiente R de anisotropía de Lankford (R ), mediante una no precipitación de AlN hasta el
final del tratamiento. La textura {111} favorece R , adelgazando las piezas según el ancho y no según el espesor.

295. 10º.- Un acero de composición: 0.15% en C, y bajos porcentajes de fósforo y silicio -así como de azufre y manganeso, que aparecen en forma
de sulfuros-,ha sido laminado en caliente en fase  . Su estructura micrográfica tras enfriamiento hasta temperatura ambiente es de bandas
alternas de ferrita y perlita. ¿Existe algún lugar preferencial en el que se encuentren alojados esos sulfuros? Razónese. Teniendo en cuenta los
orígenes de la estructura bandeada en aceros, indicar cómo podría ser eliminada, o al menos, atenuar dicha estructura en bandas F+P.
Ver problema 4, apartado 4º
Ver problema 7, apartados 8º y 9º

296. Algunos aceros binarios tienen contenidos en peso de carbono tales que la ferrita obtenida al iniciarse la transformación por enfriamiento
desde el estado gamma, resulta ser siempre magnética (recuérdese que es magnética a temperaturas superiores a 770 °C). Se pide,
1º.- En el caso de aceros hipereutectoides, la temperatura eutectoide suele denominarse A
321. ¿Por qué?
2º-Determinar el contenido mínimo de carbono C
1 que debe de tener el acero para que ocurra Io indicado en el párrafo inicial; y precisar si el
acero es un acero calmado o efervescente.
3º.- Temperaturas de comienzo y final de solidificación del acero del apartado 2°.
4º.- ¿Este acero de C
1 % de carbono, será más -o menos- propenso a la estructura bandeada, por laminación, que un acero de 0.15 %C?
Razónese.
5º.- Justificar cuál de los dos aceros del apartado anterior será mas susceptible-de agrietamiento por temple; y las diferencias entre ambos en
cuanto a la austenita residual.
6°.- Determinar el porcentaje en peso de ferrita proeutectoide y de ferrita eutectoide, del acero del apartado 2°, después de un recocido de
regeneración con enfriamiento de equilibrio.
7º.- En ese mismo acero, después de un normalizado -por enfriamiento al aire- la estructura ha resultado ser 100 % de perlita. Determinar el
porcentaje de ferrita que tiene esa perlita diluida.
8º.- Razones por las que-o por las que no- utilizaría ese acero para tubería soldada de oleoducto.
9º.- ¿Por qué, o por qué no, sería adecuado ese acero para fabricar herramientas para corte con arranque de viruta?
10º.- Indicar por qué -o por qué no- es necesario austenizar un acero si se desea incrementar periféricamente su contenido en carbono
mediante una adecuada atmósfera carburante. Y calcular el porcentaje máximo de carbono que podría llegar a alcanzar la austenita de 950 °C
en esa atmósfera carburante?
P22/ EXAMEN FEBRERO 2011

297. Algunos aceros binarios tienen contenidos en peso de carbono tales que la ferrita obtenida al iniciarse la transformación por enfriamiento
desde el estado gamma, resulta ser siempre magnética (recuérdese que es amagnética a temperaturas superiores a 770°C). Se pide: 1º.- En el
caso de aceros hipereutectoides, la temperatura eutectoide suele denominarse A
321. ¿Por qué?
Para los aceros hipereutectoides: A
1=A
2=A
3=A
123 .
A
1=Lugar geométrico de los puntos donde tiene lugar la finalización de la
transformación gamma alfa (Desaparece la fase ).
A
2=Lugar geométrico del cambio de ferrita de amagnética a magnética (770 ºC).
Fe()(Amagnética)  Fe() (Magnética)
770 ºC
A
3= Lugar geométrico de las temperaturas críticas en las cuales comienza la
transformación Gamma  Ferrita (alfa).

TEXTO PERO-SANZ; página 268 “En los aceros hipereutectoides, los puntos de
transformación alotrópica de la austenita, se denominan A
123 para señalar que en
ellos hay coincidencia entre el inicio de la transformación gamma  alfa, y la
transformación magnética. Coinciden, por tanto, los puntos críticos A
3 y A
2 (A
2 señala
el cambio magnético de la ferrita) con el punto A
1; y además corresponde a un
temperatura constante (727ºC)”.

TEXTO PERO SANZ; “Aceros”; página 40: Adviértase que todos los aceros
hipoeutectoides, de contenido en carbono comprendido entre 0.0218% y 0.77 %C,
finalizan la transformación gamma  alfa a la temperatura eutectoide (A
e=727 ºC).
De ahí que sea precisamente esa temperatura eutectoide (A
e= 727 ºC) el punto
crítico A
1 de todos esos aceros.
A
123. Se recogen simultáneamente la temperatura de
aparición del primer grano de la fase  en el
calentamiento (A
1); la aparición del primer grano de fase
 a partir de las juntas de grano de fase  (A
3) y la
temperatura de paso de magnética a amagnetica (A
2) .

298. Respecto a precisar si el acero es un acero calmado o
efervescente, se tiene:
Aceros efervescentes: %C < 0.15
Aceros semicalmados: 0.15< %C < 0.3
Aceros calmados: %C > 0.3

Por tanto, en nuestro caso tenemos un acero calmado
0.77  0
%C ?
2º-Determinar el contenido mínimo de carbono C
1 que debe de tener el acero para que ocurra Io indicado en el párrafo inicial; y precisar si el
acero es un acero calmado o efervescente.

Contenido mínimo de carbono C
1
912  727

912  770
 x  %C  0.59 %
x
C
1 = 0.59 %

299. 3º.- Temperaturas de comienzo y final de solidificación del acero del apartado 2°.
i
1495 1148

T
i 1148
 T  1489.5 º C
4.3  0.53 4.3  0.59
Temperaturas de final de solidificación
Temperatura de comienzo de solidificación
T
i = 1489.5 ºC
T
i
T
f
T
f
1148
1495 1148
  T
f
 1419.9 º C
2.11 0.17 2.11 0.59
C
1 = 0.59 %
T
f = 1419.9 ºC

Intervalo de solidificación = I
S = T
i – T
f =
= 1489.5 - 1419.9 = 69.6 ºC

300. 4º.- ¿Este acero de C
1 % de carbono, será más -o menos- propenso a la estructura bandeada, por laminación, que un acero de 0.15% C?
Razónese.
El acero de C
1 = 0.59 % de carbono es menos propenso a la
estructura bandeada que el de 0.15 %C, ya que este último
participa de la reacción peritéctica, la cual acentúa el
efecto de las bandas.
El acero de C
1 = 0.59 % de carbono no presentará apenas
un bandeado, sino una gradación en su composición a
modo de “capas de cebolla”
C
1 = 0.59 % C = 0.15 %

301. 5º.- Justificar cuál de los dos aceros del apartado anterior será mas susceptible-de agrietamiento por temple; y las diferencias entre ambos en
cuanto a la austenita residual.
Nuestro acero, C
1= 0.59 %, tiene un contenido en carbono mayor de 0.15 %. Esto hará
que sus curvas de transformación perlitica y bainitica estén más desplazadas hacia la
derecha que las del acero con C=0.15 %. Además su temperatura M
S es más pequeña
[M
S(0.59 %C) < M
S(0.15 %C)], siendo el valor de M
S indicativo del riesgo al
agrietamiento en el temple, de tal modo que a menor valor de M
s mayor es el riesgo al
agrietamiento (Ver cuestión 6º, problema 21). Por tanto, el acero con un contenido en
carbono del 0.59 % es más propenso al agrietamiento.
Steven, corregida por Irving
M
S (C)  561 474% C  33% Mn17% Ni17% Cr  21(%Mo) 11% W 11% Si
a m S S RESIDUAL
 M  T   %  residual  V =e
0.011M
S  T
m 
 M






al
 M
S  Salto térmico   Riesgo de agrietamiento.

Austenita residual
El acero con un contenido en carbono del 0.59 % presenta un % mayor de austenita residu
Menos %C  Mayor M
s  Menor salto térmico necesario para llevar a cabo la
transformación de la austenita →martensita  Mayor % de austenita residual.
↓Ms  ↑Agrietabilidad
↑ Aleado  ↓ Ms
C
1= 0.59 %,
C
1= 0.15 %,
↑ Aleado  ↑Agrietabilidad

302. 6°.- Determinar el porcentaje en peso de ferrita proeutectoide y de ferrita eutectoide, del acero del apartado 2°, después de un recocido de
regeneración con enfriamiento de equilibrio.
Al ser de equilibrio sigue el diagrama Fe-C
%C =0.59 %
PROEUTECTOIDE
% Ferrita
0.77  0.59
 100  24.06 %
0.77  0.0218
e
% Ferrita()
T (T )

6.67  0.59
100  91.45 %
6.67  0.0218
e
Ferrita()
T (T )
 Ferrita()
EUTECTOIDE
 Ferrita()
PROEUTECTOIDE
e
Ferrita()
EUTECTOIDE
 Ferrita()
T (T )
 Ferrita()
PROEUTECTOIDE
Ferrita()
EUTECTOIDE
 91.45  24.06  67.39 %


Vamos a calcularlo de otra manera

% Ferrita()
EUTECTOIDE
 (% perlita)x(% en la perlita) 

0.59  0.0218 6.67  0.77
100  67.39 %
0.77  0.0218 6.67  0.0218

303. El normalizado consiste en austenizar el acero de 0.59 % C (Calentando por encima de A
3) y enfriar al aire.
La velocidad de enfriamiento al aire es mayor que la velocidad de enfriamiento de equilibrio → Modificaciones en el diagrama Fe-C
 (0.77 %C)  (0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C)
Reacción eutectoide
PERLITA
100 % Perlita  (0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C)
100
0.59
% C acero
% C perlita diluida
% C Perlita diluida
% perlita transformada tras normalizado

1   % C Perlita diluida  0.59 %
e
e
C  0.0218
(% perlita diluida) 
1
100
C
e  0.0218
(% perlita diluida)  100
100 
0.59  0.0218
100  C  0.59 %
C  0.0218
T
E
  E
C
e
0.59 %C
% ferrita % perlita diluida
7º.- En ese mismo acero, después de un normalizado -por enfriamiento al aire- la estructura ha resultado ser 100 % de perlita. Determinar el
porcentaje de ferrita que tiene esa perlita diluida.
C
1
La composición del eutectoide coincide con el % C del acero

(%
PERLITICO
)  (Tanto por uno perlita) 
PERLITA  
6.67  0.59
 1x 100  91.45 %
6.67  0.0218

304. 8º.- Razones por las que-o por las que no- utilizaría ese acero para tubería soldada de oleoducto.
Límite de soldabilidad = %C < 0.25
No, porque para que los aceros sean soldables se requiere %C<0.25, y en este caso tenemos C=0.59 %.
Si tenemos %C>0.25 podría formarse estructura martensítica, que es frágil (dura pero poco tenaz).
El elevado contenido en carbono (C=0.59 %), provocaría, fruto del calor de la soldadura, un rápido endurecimiento debido a la aparición de
una estructura martensítica (la martensita es frágil) de gran tetragonalidad, que se calcula mediante la expresión:
M a
 c 
 1 0.045(%C)  1 0.045 x 0.59  1.026
 
 
La tetragonalidad hace que las propiedades varíen mucho con respecto a las iniciales, dando una zona de fragilidad en el cordón de soldadura.

En contenido en carbono de 0.6 %, supera al 0.25 %C, que se establece como
límite de los aceros soldables. En las zonas próximas al aporte del cordón de
soldadura se alcanza la temperatura A
3, con la consiguiente aparición de
austenita, que se enfría rápidamente en un proceso similar al temple. La
martensita formada en las proximidades del cordón resulta poco tenaz y es un
punto débil cuando su tetragonalidad es muy marcada. Hasta el contenido en
carbono del 0.25 % la red se asemeja bastante a la de la ferrita ligeramente
deformada con una tenacidad aceptable para una buena unión. Por encima del
contenido en carbono del 0.25 % se produce martensita de alta tetragonalidad
que es dura pero poco tenaz (frágil), lo que impide tener una verdadera unión
(soldadura) de las piezas resistente a tenacidad. Por tanto, no resultará segura la
construcción de un oleoducto con estas uniones débiles de soldadura. La
soldadura produce una unión con riesgo de fractura, pues esta unión sería débil.

305. Los aceros de herramientas son aceros utilizados para fabricar herramientas destinadas a conformar materiales por compresión,
percusión, cizallamiento, arranque de material, etc.
Para responder a los requerimientos que comporta su utilización las herramientas deben poseer un conjunto de propiedades
intrínsecas tales como: dureza, resistencia al desgaste (en frío y/o en caliente), tenacidad en el núcleo, templabilidad (y a veces
indeformabilidad en el temple), resistencia al choque térmico, buena maquinabilidad, etc. A ello se añade. a veces, la necesidad
de buen comportamiento a temperatura elevada; ya sea porque la herramienta se caliente por trabajo de frotamiento, o
simplemente porque haya de conformar un material a alta temperatura. La necesidad primaria de una de esas propiedades
orientará —junto con el precio—hacia el tipo de acero adecuado.

La dureza en frío, característica común de casi todas las herramientas, justifica que los contenidos en carbono superen a los de los
aceros de construcción. Y la tenacidad requerida en el núcleo de las herramientas previene que habrán de ser revenidas después
de temple. Los elementos de aleación confieren primariamente templabilidad y resistencia al revenido de la martensita; y
complementariamente otras propiedades. Los aceros no aleados, aunque son favorables por su precio bajo y mejor
maquinabilidad que los aleados, ablandan notablemente por revenido. En consecuencia no deberán emplearse para trabajos en
caliente.
9°- ¿Por qué, o por qué no, sería adecuado ese acero para fabricar herramientas para corte con arranque de viruta?

306. este acero supera los 60 HRc, de modo que tendría suficiente dureza para el proceso de corte
con arranque de viruta, pero siempre que la operación se realice con refrigeración y parada,
para evitar el calentamiento de la herramienta
Si el corte se hace a alta velocidad se genera un calor
que calienta la herramienta templada, lo que equivale a
un revenido. Para conseguir una tenacidad adecuada el
acero estará revenido, pero con una pequeña pérdida de
dureza. Si se supera esta temperatura durante el
funcionamiento de la herramienta continuara el
revenido y puede perderse más dureza, lo que impediría
cumplir los requerimientos de una herramienta de
corte.
Parámetros y dureza de la martensita,
en función del % de carbono (en la
parte superior de la figura, el
parámetro a
 de la austenita).
Efecto del revenido en la dureza de un acero de 0.62 %
C templado, realizado durante 1 hora a varias
temperaturas
9°- ¿Por qué, o por qué no, sería adecuado ese acero para fabricar herramientas para corte con arranque de viruta?
Para poder fabricar herramientas para corte con arranque de viruta, lo más ideal es tener un
acero con un contenido de carbono, % C (aproximadamente)= 0.9 %. Además estos aceros de
herramientas necesitan una gran concentración de aleantes (fundamentalmente carburigenos)
que por Temple+Revenido proporcionan una elevada tenacidad y una elevada dureza. La
cementita proporciona resistencia al desgaste. Por tanto, nuestro acero no sería adecuado, ya
que %C = 0.59 %
De la curva de dureza – contenido en C de la martensita, se puede deducir que la dureza de

307. 1
1
1148  727

1148  950
 C  1.48 %
2.11 0.77 2.11 C
10º.- Indicar por qué -o por qué no- es necesario austenizar un acero si se desea incrementar periféricamente su contenido en carbono
mediante una adecuada atmósfera carburante. Y calcular el porcentaje máximo de carbono que podría llegar a alcanzar la austenita de 950°C
en esa atmósfera carburante?
Si queremos aumentar periféricamente el %C de dicho acero (aumentar la dureza superficialmente) debemos calentar el acero hasta la
temperatura de austenización, para que el carbono se difunda desde la atmósfera circundante hasta el interior de la pieza, para que se
enriquezca hasta contenidos próximos al eutectoide (  0.5 %C).

Si la temperatura es inferior a la austenización del hierro-alfa (ferrita) saturado en C, no se consigue el enriquecimiento en C ya que la
solubilidad de C en el hierro-alfa (ferrita) es muy pequeña (0.0218 %C máximo).
La austenita, con mayor capacidad de aceptar C en la estructura, permitirla alcanzar contenidos en C más elevados en la superficie (0.5 %C,
valor típico en aceros cementados)

Sí, es necesario austenizarlo para que aumente la solubilidad del
C y, por tanto, el %C.

La austenita () en atmosfera carburante es capaz de admitir
mayor contenido en C (hasta 2.11 % a 1148 ºC), mientrasque la
ferrita (), solo admite un máximo de 0.0218 %C a 727 ºC.

T = 950 ºC

308. P23/Setiembre 2004.
A la vista de las microestructuras de las figuras, se pide:
1°.- Naturaleza, estado (forja o moldeo), tratamiento térmico y aplicaciones de los aceros (1) y (2), cuyas micrografías se adjuntan.
2°.- Calcular-de modo aproximado- su carga de rotura y dureza Brinell.

309. Naturaleza
La fase clara es ferrita y la oscura perlita (no se ven las láminas porque no
tenemos aumentos suficientes). La perlita son las playas, ya que las líneas entre
la fase  son juntas de grano.




Se trata de un acero forjado en caliente

312. P24/ A.-En una fundición atruchada con 3.75 %C, el 60% del líquido eutéctico ha solidificado según el diagrama estable Fe-Grafito y el 40%
restante según el diagrama metaestable Fe-Cementita. Se pide calcular las proporciones de grafito y ledeburita en la estructura de
solidificación, suponiendo —por simplicidad- que las dos eutécticas coinciden en temperatura aunque no en composición química).
B.- Naturaleza, estado, y condición de la aleación cuya micrografía se adjunta.

C.-¿Responde al tratamiento de temple una fundición
maleable europea?¿Y una fundición maleable
americana?¿Pueden soldarse ambos tipos de fundiciones?
D.-¿Cómo se explica que una fundición de grafito
esferoidal de matriz ferrítica tenga las siguientes
propiedades mecánicas: Re = 330 MPa, Re, = 460 MPa y A
T
= 15 %?¿:,Qué otro nombre reciben estas fundiciones?
E.-Justificar las razones por las que elegiría, entre las
composiciones químicas adjuntas, la más adecuada para la
fabricación en fundición gris: "Piezas delgadas resistentes
a tracción", "Lingoteras", "Elementos resistentes al
hinchamiento térmico y al desgaste".

E-1:3.80%C — 1.50%Si — 0.90%Mn — 0.20%P — 0.07%S
E-2:2.75%C — 2.25%Si — 0.90%Mn — 0.10%P — 0.07%S
E-3:1.00%C — 16.0%Si — 0.40%Mn

313. 3.75 %C
EUTECTICO METAESTABLE % Liquido  
3.75  2.11
100  74.89 %
4.3  2.11
Calculamos el grafito que nos da el liquido para el caso del diagrama estable:
(Suponiendo 100% liquido eutectico)
ESTABLE
% Grafito 
4.25  2.09
100  2.206 %
100  2.09
% Grafito = 0.4611x2.206=1.0172 %
Líquido solidifica según diagrama metaestable Fe  Fe
3
C  0.4x74.89  29.96 %
En el caso de la ledeburita, todo el liquido eutéctico que solidifica según el
diagrama metaestable Fe-Fe
3C lo hace en forma de ledeburita, luego:
% Ledeburita = 29.96 %
% Grafito
ESTABLE
 (Tanto por uno Liquido)
EUTECTICO x(% Grafito)
LIQUIDO EUTECTICO 
 0.6
3.75  2.09 4.25  2.09
100  1.0173 %
4.25  2.09 100  2.09
EUTECTICO ESTABLE % Liquido  
3.75  2.09
100  76.85 %
4.25  2.09
Líquido solidifica según diagrama metaestable Fe  Fe
3
C  0.6x76.85  46.11 %
A.-En una fundición atruchada con 3.75 %C, el 60% del líquido eutéctico ha solidificado según el diagrama estable Fe-Grafito y el 40%
restante según el diagrama metaestable Fe-Cementita. Se pide calcular las proporciones de grafito y ledeburita en la estructura de
solidificación, suponiendo —por simplicidad- que las dos eutécticas coinciden en temperatura aunque no en composición química).
60% líquido eutéctico solidifica según el diagrama estable Fe-C
40 % líquido eutéctico solidifica según el diagrama metaestable Fe-Fe
3C
Hay que calcular el % de grafito y ledeburita en la estructura de solidificación a partir de los liquidos.
Calculamos el liquido existente a la temperatura eutéctica (Diagrama metaestable)

314. B.- Naturaleza, estado, y condición de la aleación cuya micrografía se adjunta.

Es una fundición atruchada

Parte izquierda
Dendritos primarios de solidificación de la fase  , que
pasa a perlita → Fundición blanca hipoeutectica que ha
solidificado según el diagrama metaestable. La matriz
es ledeburita que consta de una eutéctica globular de
nódulos de fase  eutéctica transformados en perlita y
cementita


Parte derecha
La parte derecha ha solidificado según el diagrama
estable, dando lugar a fundición gris, con grafito en
forma de rosetas (Tipo B)

La fase  (primaria) y la fase  eutéctica se mezclan y
en la transformación en estado sólido ha dado lugar a
perlita (solidificación metaestable)

Estado
Las fundiciones no son deformables ni en caliente ni en frío
Estado bruto de moldeo
No lleva tratamiento térmico ya que produciría hinchamiento

315. B.- MICROGRAFÍA
Estado: Bruto Moldeo. Las fundiciones ni blancas (esponja de cementita) ni grises (acero "fisurado" taponado por grafito) se forjan. No lleva tratamiento térmico (TT)
y de llevarlo sería un alivio de tensiones (100-200 °C), evitando alcanzar la temperatura de 450 °C de descomposición de Fe
3C (hinchamiento y rotura).

Naturaleza (-descripción de lo que se ve en la micrografía):

•Fundición "atruchada" participando de Diagrama Estable y Diagrama Metaestable. Se trata de una rueda de FFCC que solidifica metaestable (dura) en periferia y
estable (F.G.) y y transforma alotrópicamente según D. Metaestable (fundición gris perlítica ó mecánica) en el interior. Coloquialmente llamada "Fundición
Templada", aunque el termino "templada" es incorrecto: por temple se obtiene Martensita (y no Ledeburita).

•A la izquierda parece que es Fundición Blanca hipoeutéctica: se ven dendritos grandes de -1ª "presumiblemente" transformados en perlita (color gris en interior).
La fase matriz es ledeburita, eutéctica metaestable, que parece muy fina a juzgar por el tamaño de -eutéctica (tal vez transformada en perlita por aspecto gris) y
sobre todo por el carácter direccional de la "matriz mecánica" (Fe
3C-eutéctica) . La finura de la eutéctica -abundante nucleación de -eut, y su hábito de crecimiento
basáltico —poco ramificado o dendrítico de la -1ª señalan que se coló con gran subenfriamiento.

•A la derecha se observa una Fundición gris o "solidificada establemente" con grafito eutéctico (probablemente del tipo "B" si foto a x100, pues caben un par de
rosetas). El grafito yace sobre fondo de gamma transformada metaestablemente en el estado sólido, en perlita (tonalidad grisácea en B/N y tal vez marrón en foto a
color). Imposible diferenciar la austenita primaria de la eutéctica: se confunden e integran.

Condición( justificación de la estructura encontrada):

•MICROGRAFÍA : Moldeo en arena con: Arena de contacto de zona de rodadura de rueda de alta conductividad térmica: probablemente cromita (v
enf). Para el
resto de la rueda arena de baja conductividad silícea o similar (v
enf).
•Otros posibles orígenes de la estructura atruchada:
 Existencia de zonas de transición entre Volúmenes de Alta Masividad (S/V ) con otras de Baja Masividad (S/V ). Las diferencias en las velocidades
de enfriamiento hacen que las primeras solidifiquen según el Diagrama Estable y las segundas según el Diagrama Metaestable. La zona de transición
solidifica siguiendo ambos diagramas y desarrollan: Gamma primaria, Eutéctica Metaestable: Ledeburita, y Eutéctica Estable: gamma+Grafito.
Sobrecalentamiento de Fundiciones Grises favorece su blanqueo.
En Fundiciones Grises de bajo contenido en C aumenta la propensión al blanqueo.
Fundiciones Atruchadas micro-localizadas en FUNDICIONES BLANCAS, en zonas donde se produce segregación local de elementos grafitizantes: Si, P,
Ni, Al, Cu... dando lugar a una Micro-Fundición Gris solidificada localmente.

316. C.-¿Responde al tratamiento de temple una fundición maleable europea?¿Y una fundición maleable americana?¿Pueden soldarse ambos tipos de
fundiciones?
La ventaja de las fundiciones maleables radica en que, siendo fundiciones, pueden mejorarse posteriormente sus propiedades. El nombre de estas fundiciones hace
referencia a la posibilidad de "maleabilizar" o conferir "más deformabilidad", por tratamiento térmico, en estado sólido, a piezas obtenidas previamente por moldeo.
Las piezas a tratar deben ser de fundición blanca. Si se empleara fundición gris el grafito laminar impediría, por su efecto de entalla, que la fundición una vez
"maleabilizada" tuviera las características de alargamiento y de tenacidad que pueden alcanzarse en el proceso de maleabilización. A ello se sumaría la influencia
negativa del grafito durante la difusión que requiere el tratamiento térmico.
Fundición maleable europea (Se obtiene a partir de una fundición blanca que se decarbura)
El tratamiento térmico de maleabilización tiene por objeto descomponer toda la cementita (la ledeburítica y la perlítica) en átomos de hierro y de carbono. Por ello,
para poder "maleabilizar" piezas de fundición blanca, éstas deben ser de pequeño espesor (no superior a 20 mm). Así se posibilita que estos átomos de carbono, y
también los disueltos en solución sólida de inserción dentro del Hierro, puedan difundir hasta la periferia de la pieza y oxidarse allí dando CO
2. Para ello se requiere,
también, que sea oxidante la atmósfera en que tiene lugar el tratamiento térmico. Simultáneamente se pretende, también, decarburar el Fe gamma, que a la
temperatura de tratamiento (950-1050 ºC) puede llegar a tener en solución sólida entre 1.4 y 1.7% de C. Con el tratamiento térmico así realizado puede lograrse una
estructura plenamente ferrítica a la temperatura ambiente.

Por tanto, al ser la estructura final de las piezas ferrítica, es apta para soldadura por fusión (Se podría soldar por fusión incipiente del metal de base) y para
recubrimientos metálicos tales como estañado o galvanizado. La resistencia mecánica de las piezas y su alargamiento por tracción resultan equivalentes a las de un
acero ferrítico moldeado. Hay que señalar que moldear piezas de acero ferrítico hubiera requerido temperaturas de colada superiores a 1538 °C, en tanto que las
piezas así maleabilizadas fueron coladas a temperaturas notablemente inferiores; por ser su composición inicial de fundición hipoeutéctica.
La composición de la fundición blanca original debe ser hipoeutéctica, para no tener que eliminar mucho carbono. Los porcentajes habituales de este elemento
oscilan entre 2.9 %C y 3.3 %C. Unos valores más bajos llegarían a comprometer la colabilidad. El Silicio mejora esta propiedad, y favorece la desagregación de la
cementita; pero su contenido debe limitarse para evitar que la fundición pudiera solidificar dando estructura gris o estructura atruchada.

Por tanto, se tiene una fundición maleable ferrítica que es susceptible de tratamiento térmico. Así, por austenización a 840-870 ºC, seguida de
un enfriamiento enérgico se pueden templar superficialmente para endurecer la matriz por transformación martensítica.

La fundición maleable europea se emplea para piezas de pequeño espesor, y de forma compleja, cuya manufactura por solidificación resulte
ventajosa respecto a la conformación por forja. Actualmente, para muchas aplicaciones, las aleaciones sinterizadas compiten ventajosamente
con las fundiciones maleables europeas.

317. Fundición maleable americana
El tratamiento térmico para maleabilizar una fundición blanca mediante la transformación de la cementita en grafito sin modificar la
composición química de la fundición, proporciona un material metálico que suele denominarse fundición maleable americana.
El tratamiento térmico se realiza en atmósfera neutra o bien en atmósfera controlada, para evitar que el carbono desagregado de la cementita
se oxide posteriormente. Exactamente lo contrario de lo que se procura para obtener fundición maleable europea.
Aquí, en cambio, no se modifica la composición química de la fundición blanca original, y las reacciones para maleabilización, en estado
austenítico, a temperaturas T
1 de 890 °C-950 °C, son las siguientes:
Fe
3C → grafito + austenita (con el %C correspondiente a T
1)
Austenita → grafito + austenita(con el %C correspondiente a T
1)

Para temperaturas T
1 superiores a 950 °C la grafitización podría realizarse en menos tiempo, pero el grafito crecería en forma laminar y ello
resulta desfavorable. Con la permanencia a 850-950 °C se obtienen morfologías nodulares, que confieren buenas características de tenacidad.
Los enfriamientos se realizan a diferente velocidad según sea el tipo de matriz que se busca en cada caso. Si bien, en todos los casos, el
enfriamiento desde T
1 hasta 760 °C suele hacerse tan rápidamente como lo permita la inercia térmica del horno.
Fundición maleable americana ferrítica
Para que la matriz sea plenamente ferritica conviene un enfriamiento, muy lento hasta temperaturas inferiores a la eutectoide: a fin de que las
transformaciones sigan el diagrama de equilibrio estable Fe-C. Una vez obtenida la matriz plenamente ferrítica las piezas se enfrían al aire.
La presencia de ferrita haría tal vez suponer que estas fundiciones maleables pueden soldarse por fusión; pero esto no es posible, entre otras
razones, porque tras la fusión local se obtendría ledeburita al solidificar ya que las fundiciones americanas, de cualquier matriz, tienen la misma
composición que la fundición blanca original. La ledeburita llevaría al traste la maleabilidad. Las zonas afectadas por calor dan puntos débiles de
cualquier estructura. Por soldadura por braseado se podría, eliminando el grafito superficial, puesto que la baja 
SV del grafito impediría el
mojado.
Las fundiciones maleables americanas ferríticas son susceptibles de tratamiento térmico. Así, por austenización a 840 °C – 870 °C seguida de un
enfriamiento al aire, puede obtenerse matriz perlítica, con lo que la carga de rotura pasaría a ser de unos 550 Mpa y el alargamiento de 3-4 %.
Esta posibilidad de tratamiento térmico justifica también el empleo, a veces, de temple superficial: para endurecimiento del constituyente matriz
por transformación en martensita.

318. Fundición maleable americana, de matriz perlítica
La matriz perlítica puede obtenerse directamente después del tratamiento para maleabilización mediante enfriamiento en corriente de aire
desde 760-780 ºC. La austenita eutectoide se transformará en perlita.
Cuando el enfriamiento entre T
1 y la temperatura 760 °C-780 °C es muy lento pueden aparecer áreas desfavorables de ferrita, por ferritización
directa, en el entorno del grafito nodular.
Las propiedades de las fundiciones maleables americanas perlíticas y las de las ferríticas guardan, entre sí, una relación semejante a la existente
entre aceros perlíticos y aceros ferríticos.
Las fundiciones perlíticas presentan gran capacidad para amortiguar vibraciones, son algo menos mecanizables que las ferríticas, tienen
excelente resistencia al desgaste, y proporcionan un aceptable comportamiento a esfuerzos alternados que llegarían a producir fatiga.

La fundición americana perlítica puede tratarse térmicamente. Por ejemplo, después de austenización permite temple en aceite. Los tiempos para
revenido de la martensita así formada suelen ser de 2 horas, o más, para conseguir uniformidad. También resulta posible globulizar la cementita
de una fundición perlítica mediante recocido subcrítico; estas estructuras de perlita globular, obtenidas con menos coste, compiten en sus
aplicaciones con las de martensita revenida; aunque, obviamente, son menos tenaces que ésta.

La facilidad de moldeo que presentan las fundiciones, unida a las excelentes propiedades que pueden lograrse tras la maleabilización que produce
grafito nodular, justifica el amplio campo de sus aplicaciones industriales. Estas fundiciones resultan a veces competitivas con los aceros en partes
de maquinaria agrícola, en elementos para ferrocarriles y en piezas varias para automoción -engranajes, bielas, pistones, árboles de levas, y en
general formas complejas- obtenidas ventajosamente por solidificación frente a una conformación más cara, por forja, requerida habitualmente
por el acero.

322. D.-¿Cómo se explica que una fundición de grafito esferoidal de matriz ferrítica tenga las siguientes propiedades mecánicas: R
e = 330 MPa, R
m =
460 MPa y A
T = 15 %?¿:,Qué otro nombre reciben estas fundiciones?
Durante la solidificación de una fundición gris puede obtenerse el grafito con forma esferoidal mediante la adición de agentes nucleantes, tales
como Mg, Mg-Ni, Mg-Fe-Si, que favorecen aquella morfología por epitaxia o semejanza cristalográfica cuando no hay trazas de Ti, Pb, Sn, As, Bi.
Para obtener grafito esferoidal debe partirse de materias muy puras, con contenidos de azufre menor de 0.01 % -es necesario reducirlo hasta
estos niveles antes de la adicción de los nucleantes-, y fósforo menor de 0.04 %, para evitar reacciones e interferencias con la acción del Mg. La
fundición puede ser elaborada en cubilote, en horno eléctrico, o en horno de inducción.


Son posibles dichas características porque la matriz mecánica es la ferrita, que rodea a los glóbulos de cementita. Estos no generan un efecto
entalla sobre la matriz, de ahí que presenten límite elástico y carga de rotura (además diferentes).
Con esta matriz ferritica los alargamientos que se pueden alcanzar son del 25 %, de ahí que no parezca extraña la presencia del 15 %.

Estas fundiciones se denominan dúctiles y a diferencia de las grises (pese a tener grafito esferoidal) son susceptibles de tratamiento térmico.

324. E.-Justificar las razones por las que elegiría, entre las composiciones químicas adjuntas, la más adecuada para la fabricación en fundición gris:
"Piezas delgadas resistentes a tracción", "Lingoteras", "Elementos resistentes al hinchamiento térmico y al desgaste".

E-1: 3.80 %C — 1.50 %Si — 0.90 %Mn — 0.20 %P — 0.07 %S
E-2: 2.75 %C — 2.25 %Si — 0.90 %Mn — 0.10 %P — 0.07 %S
E-3:1 .00 %C — 16.0 %Si — 0.40 %Mn
E-1: 3.80 %C — 1.50 %Si — 0.90 %Mn — 0.20 %P — 0.07 %S,
E-2: 2.75 %C — 2.25 %Si — 0.90 %Mn — 0.10 %P — 0.07 %S ,
E-3: 1.00 %C — 16.0 %Si — 0.40 %Mn ,
C
eq = 4.36 %
C
eq = 3.53 %
C
eq = 6.33 % 3 3
eq C  C 
Si

P
La segunda fundición se usaría para piezas delgadas de alta resistencia a la tracción, ya que es la que tienen el menor contenido en C, con el
fin de que R
m y como es delgada se necesitaría más Si para que la solidificación ocurriese según el diagrama estable. Facilita la formación de
grafito aunque la velocidad de enfriamiento no fuese todo lo lento que desearíamos.
La primera fundición se empleará con fines ornamentales puesto su  %C y cercanía al punto eutéctico, nos daría una buena colabilidad ( I
S)
y buenas características de rechupe. Además es hipereutectica lo cual sería malo para los otros usos y su elevado % en P daría casi segura la
formación de steadita (eutéctica triple C-Fe-P), que confiere gran fragibilidad, lo cual no importa tanto en usos ornamentales.

La tercera fundición (Duridon, 1 %C, 16 %Si) se empleará para fabricar elementos resistentes al hinchamiento térmico y al desgaste

326. P25/DICIEMBRE 2004
A.-En una fundición atruchada con 3.25 %C, el 50% del líquido eutéctico ha solidificado según el diagrama estable Fe-Grafito y el 50%
restante según el diagrama metaestable Fe-Cementita. Se pide calcular las proporciones de grafito y ledeburita en la estructura de
solidificación, suponiendo —por simplicidad- que las dos eutécticas coinciden en temperatura aunque no en composición química).
B.- Naturaleza, estado, y condición de la aleación cuya micrografía se adjunta.

C.-¿Responde al tratamiento de temple una fundición
maleable europea?¿Y una fundición maleable
americana?¿Pueden soldarse ambos tipos de fundiciones?
D.-¿Cómo se explica que una fundición de grafito
esferoidal de matriz ferrítica tenga las siguientes
propiedades mecánicas: Re = 330 MPa, Re, = 460 MPa y A
T
= 15 %?¿:,Qué otro nombre reciben estas fundiciones?
E.-Justificar las razones por las que elegiría, entre las
composiciones químicas adjuntas, la más adecuada para la
fabricación en fundición gris: "Piezas delgadas resistentes
a tracción", "Lingoteras", "Elementos resistentes al
hinchamiento térmico y al desgaste".

E-1:3.80%C — 1.50%Si — 0.90%Mn — 0.20%P — 0.07%S
E-2:2.75%C — 2.25%Si — 0.90%Mn — 0.10%P — 0.07%S
E-3:1.00%C — 16.0%Si — 0.40%Mn

327. 3.25 %C
3
EUTECTICO METAESTABLE % Liquido  
3.25  2.11
100  52.05 %
4.3  2.11
Líquido solidifica según diagrama metaestable Fe  Fe C  0.5x52.05  26.025
(Suponiendo 100% liquido eutectico)
ESTABLE
% Grafito 
4.25  2.09
100  2.206 %
100  2.09
% Grafito = 0.2685x2.206=0.5923 %
En el caso de la ledeburita, todo el liquido eutéctico que solidifica según el
diagrama metaestable Fe-Fe
3C lo hace en forma de ledeburita, luego:
% Ledeburita = 26.025 %

Calculamos el grafito que nos da el liquido para el caso del diagrama estable:
A.-En una fundición atruchada con 3.25 %C, el 50% del líquido eutéctico ha solidificado según el diagrama estable Fe-Grafito y el 50%
restante según el diagrama metaestable Fe-Cementita. Se pide calcular las proporciones de grafito y ledeburita en la estructura de
solidificación, suponiendo —por simplicidad- que las dos eutécticas coinciden en temperatura aunque no en composición química).
50% líquido eutéctico solidifica según el diagrama estable Fe-C
50 % líquido eutéctico solidifica según el diagrama metaestable Fe-Fe
3C
Hay que calcular el % de grafito y ledeburita en la estructura de solidificación a partir de los liquidos.
Calculamos el liquido existente a la temperatura eutéctica (Diagrama metaestable)
% Grafito
ESTABLE
 (Tanto por uno Liquido)
EUTECTICO x(% Grafito)
LIQUIDO EUTECTICO 
 0.5
3.25  2.09 4.25  2.09
100  0.5924 %
4.25  2.09 100  2.09
EUTECTICO ESTABLE % Liquido  
3.25  2.09
100  53.70 %
4.25  2.09
Líquido solidifica según diagrama metaestable Fe  Fe
3
C  0.5x53.70  26.85

328. 727 ºC
 (0.023 % C)  Fe
3
C  (0.77 % C) 









PERLITA
1148 ºC
 (2.11 % C)  Fe
3
C (6.67 % C) Liq(4.3 % C) 









B.- Naturaleza, estado, y condición de la aleación cuya micrografía se adjunta.
La micrografía que muestra la figura corresponde a una fundición blanca hipoeutectica. Su %
de C esta comprendido entre 2.11 y 4.3. Al ser participe de una reacción eutectica, el
constituyente matriz se corresponde con el último liquido solidificado, mientras que el
constituyente disperso es la austenita primaria formada a partir del liquido, que al sobrepasar
los 727 ºC se transforma en perlita según la reacción eutectoide:
LEDEBURITA
Este primer solido de fase  (2.11 %C) deja un liquido (4.3 %C) que a 1148 ºC da lugar a
ledeburita (constituyente disperso de la micrografía) formada por fase  como dispersoide
y Fe
3C como matriz. La fase  de la ledeburita a 727 ºC pasa también a perlita.
En conclusión, la micrografía se compone de perlita (que proviene de la fase  primaria y la
ledeburitica) formada fase  y Fe
3C y un constituyente matriz de cementita (6.67 %C).
En la micrografía también se observa un componente negro (grafito). Como esta formado a
partir de la fundición blanca se constituye por descomposición de la cementita según la
reacción:
Fe
3C C(grafito) + 3Fe + fase  como dispersoide y Fe
3C (no transformado) (1)

Esto se da por permanencia de la cementita a 450 ºC durante tiempos largos (24 h), lo cual
demuestra tratamiento térmico como el indicado o que la micrografía se ha realizado tras
el uso de dicho material.
Este grafito trabaja como concentrador de tensiones y disminuye la tenacidad. La reacción
(1) de transformación parcial de la cementita puede dar lugar a hinchamiento y
descascarillado del material, lo cual es muy perjudicial.
Reacción eutectoide
Reacción eutectica

329. Sus propiedades son las propias de la fundiciones blancas (su nombre le viene dado por el color blanco de la cementita):

•Baja tenacidad y alargamiento. Las más “tenaces” son las fundiciones blancas hipoeutecticas
•Tienen una menor temperatura de fusión, menor riesgo de oxidación
•Tienen menos microrrechupes (menor rechupe)
•Buena colabilidad (el ensayo de colabilidad es verter liquido en un recipiente y cuanto más lejos llegue, mejor colabilidad)
(a)Son preferibles las fundiciones blancas hipoeutecticas
(b)Todas presentan más alargamiento en el ensayo de tracción
(c)Muy resistentes a la abrasión (resistentes al desgate)
(d)Como desventaja es que no son mecanizables (no se pueden trabajar)
(e)Respondería a la estructura de esponja cementítica donde la matriz mecánica es el cerámico.
La dureza viene dada por la expresión:
3.45
R
HB(Compuesto)  f
v (Cementita)680  f
v ()
m
HB (Cementita)= 10HRc (Cementita)
HB (Ferrita) =(3/10)R
m (Mpa, ferrita)
El empleo de fundiciones resulta ventajoso, precisamente, porque permite la obtención de piezas conformadas directamente por moldeo, sin
necesidad de forja tras la solidificación. En general las características mecánicas de las piezas fundidas resultan, sin embargo, insuficientes para
determinadas aplicaciones

330. C.-¿Responde al tratamiento de temple una fundición maleable europea?¿Y una fundición maleable americana?¿Pueden soldarse ambos tipos de
fundiciones?
Ver apartado C del problema 24
D.-¿Cómo se explica que una fundición de grafito esferoidal de matriz ferrítica tenga las siguientes propiedades mecánicas: R
e = 330 MPa, R
m =
460 MPa y A
T = 15 %?¿:,Qué otro nombre reciben estas fundiciones?

Ver apartado D del problema 24

331. E.-Justificar las razones por las que elegiría, entre las composiciones químicas adjuntas, la más adecuada para la fabricación en fundición gris:
"Piezas delgadas resistentes a tracción", "Lingoteras", "Elementos resistentes al hinchamiento térmico y al desgaste".
La segunda fundición se empleará con fines ornamentales puesto su  %C y cercanía al punto eutéctico, nos daría una buena colabilidad y
buenas características de rechupe. Además es hipereutectica lo cual sería malo para los otros usos y su elevado % en P daría casi segura la
formación de steadita (eutéctica triple C-Fe-P), que confiere gran fragibilidad, lo cual no importa tanto en usos ornamentales.

La pieza de gran espesor, debido a su masividad (V/A) daría un enfriamiento lento con lo que se facilita la formación de grafito. Esto hace que
se use la primera fundición para fabricar piezas de gran espesor, que aunque no alcanza el intervalo (2-6) %Si puede dar grafito, la masividad si
lo permitiría.

La tercera fundición, en la cual hay un 2.25 %Si, se usaría para piezas delgadas de alta resistencia. Facilita la formación de grafito aunque la
velocidad de enfriamiento no fuese todo lo lento que desearíamos.
3 3
eq C  C 
Si

P
E-1: 3.25 %C — 1.25 %Si — 0.50 %Mn — 0.25 %P
E-2: 3.50 %C — 2.50 %Si — 0.50 %Mn — 1.00 %P
E-3: 2.75 %C — 2.25 %Si — 0.50 %Mn — 0.10 %P
E-1: 3.25 %C — 1.25 %Si — 0.50 %Mn — 0.25 %P; C
eq = 3.75 %
E-2: 3.50 %C — 2.50 %Si — 0.50 %Mn — 1.00 %P; C
eq = 4.66 %
E-3: 2.75 %C — 2.25 %Si — 0.50 %Mn — 0.10 %P; C
eq = 3.53 %

332. P26/Setiembre 2004.

A la vista de las microestructuras de las figuras, se pide:
1°.- Naturaleza (composición química), estado (forja o moldeo), posibilidad de tratamiento térmico y aplicaciones de los materiales metálicos
Ay B, cuyas micrografías se adjuntan.

334. P27/Febrero 2002.

1°.- Determinar las temperaturas de inicio y final de solidificación de un acero binario cuyo contenido en C es tal que, presenta un intervalo de
solidificación igual al de estabilidad del mismo en el dominio + ,¿Qué porcentaje de C tiene dicho acero?.
2°.- Al proseguir su enfriamiento hasta temperatura ambiente, se pide determinar la carga de rotura del mismo admitiendo que los valores
individuales de la carga de rotura de ferrita y perlita son: 295 N/mm
2
y 790 N/mm
2
, respectivamente.
3°.- Dos aceros tienen igual contenido en carbono, uno aleado y otro no. Dibujar esquemáticamente, en una misma figura de ejes coordenados HRc-
T, las curvas de revenido de uno y otro acero e indicar alguna conclusión práctica que puede deducirse de la comparación de ambas curvas.
4°.- ¿Al aumentar el diámetro de un cilindro de acero para temple, varía su templabilidad?¿Cómo varía el diámetro crítico real al 50 % al variar
la severidad de temple?. ¿el diámetro crítico ideal?
5°.-. En las fórmulas empíricas para el cálculo de las templabilidades existe un parámetro relacionado con el tamaño de grano austenítico.
¿Para tamaños mayores, las templabilidades aumentan o disminuyen?. Razónese.
6°.- Al templar un acero: ¿pueden presentarse estructuras micrográficas de ferrita y martensita? Tras revenido: ¿pueden obtenerse estructuras
ferrito-perlíticas? Razonar la respuesta en ambos casos.
7°.- Diferencias entre el recocido de regeneración, recocido subcrítico y normalizado.
8°.- En la cementación del acero a 1000 º C, calcular el tiempo de tratamiento para obtener un espesor de capa cementada de 3 mm (Cx=0.5
%). Relación CO/CO
2 de la atmósfera cementante. Datos: D
0=0.1 cm
2
/s; Q=30000 cal/mol Reacción de Boudouard: ΔG
T
=(40800 - 41.7T)
0
cal/mol
9°.- ¿Se podría afirmar en algún caso que un acero de 0.5 %C resulte hipereutectoide?
10º.- Tamaño máximo de grieta admisible con una tensión de trabajo de 100 MPa.
Datos: Kc = 60 MPa.m
1/2
.

335. 1°.- Determinar las temperaturas de inicio y final de solidificación de un acero binario cuyo contenido en C es tal que, presenta un intervalo de
solidificación igual al de estabilidad del mismo en el dominio + ,¿Qué porcentaje de C tiene dicho acero?.
T
L
T
S
Nos indican que el tramo de solidificación T
L-T
S ha de ser igual al tramo de
temperatura de estabilidad del mismo en el dominio + .
T
L-T
S = T (Dominio + )
T
L- 1495 = 1495 – T(Aparición 100 %) = 1495 - T

L
1538 1495

T
L 1495
 T  1538  81.13x (2)
0.53  0 0.53  x
T
 1394 1495 1394
  T
  594.12x 1394 (3)
0.17  0 x  0
(1)
512.99x = 58; x = 0.113 (= %C)
Resolviendo el sistema de ecuaciones (1), (2) y (3)
T
L + T
 = 2990 → 1538 - 81.13x + 1394 + 594.12x = 2990;
T
L =1538 - 81.13x = 1538 – 81.13x0.113 = 1528.83 ºC
T
 = 1394 + 594.12x = 1394 + 594.12x0.113 = 1461.14
T
L-T
S = 1528.83 – 1495 = 33.83 ºC
T
S-T
S = 1495 – 1461.14 = 33.86 ºC
T
L- 1495 = 1495 - T

Triángulo azul
Triángulo verde

336. R
m (ac)  0.8781x295  0.1219x790  355.34 N / mm
2
2°.- Al proseguir su enfriamiento hasta temperatura ambiente, se pide determinar la carga de rotura del mismo admitiendo que los valores
individuales de la carga de rotura de ferrita y perlita son: 295 N/mm
2
y 790 N/mm
2
, respectivamente.
R
e (Acero)  f (Ferrita) R
e (Ferrita)  f (Perlita) R
e (Perlita)
PROEUTECTOIDE
% Ferrita 
0.77  0.113
100  87.81 %
0.77  0.0218
% Perlita 
0.113  0.0218
100  12.19 %, % Perlita  100  % Ferrita 
 PROEUTECTOIDE 
0.77  0.0218
luego
%C = 0.113

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

338. 4°- ¿Al aumentar el diámetro de un cilindro de acero para temple, varía su templabilidad? ¿Cómo varía el diámetro crítico real al 50 %, al variar
la severidad de temple? ¿y el diámetro crítico ideal?
Ver problema 3, apartado 4º
5°- En las fórmulas empíricas para el cálculo de las templabilidades existe un parámetro relacionado con el tamaño de grano austenítico. ¿Para
tamaños de grano mayores, las templabilidades aumentan o disminuyen? Razónese.

Ver problema 3, apartado 5º

339. e
6°- ¿Al templar un acero pueden presentarse estructuras micrográficas de ferrita y martensita? ¿Tras revenido pueden obtenerse estructuras
ferrito- perlíticas? Razonar ambos casos. Ver problema 3, apartado 6º
En el caso de que la pieza sea de gran tamaño y la severidad del medio lo permita el acero podría dar martensita en
la periferia. Mientras que el núcleo, que apenas se refrigera, podría otorgar un constituyente de ferrita. Acentuando
esto, si estamos en presencia de aleantes alfágenos, que permiten en el núcleo, según el diagrama Fe-C la presencia
de fase  a temperatura ambiente.
Si. Se pueden presentar estructuras micrográficas de ferrita y martensita en el caso en que el acero tenga bajo
contenido en C (<0.35%) y si no está aleado. Industrialmente se obtienen aceros de este tipo.
Tras el revenido no se pueden obtener estructuras ferrito-perlíticas, ya que en el revenido no puede formarse hierro-
gamma y, por lo tanto, tampoco perlita, ya que procede de aquel. Para obtener estructuras ferrito-perlíticas habría qu
austenizar previamente, lo cual no se corresponde con el tratamiento térmico de revenido, que es subcrítico (no se
alcanza en ningún momento la fase ).
REVENIDO: Bajo la denominación de revenido, se conoce el tratamiento térmico, que consiste en calentar un producto siderúrgico, después de templado, a una
temperatura inferior al punto crítico A
e seguido de enfriamiento más bien rápido. Con este tratamiento se pretende conseguir alguno de los fines siguientes: (a).-
Mejorar los efectos del temple, llevando el acero a un estado de
mínima fragilidad.
(b).- Disminuir las tensiones internas que se originan en el temple.
(c).- Modificar las características mecánicas de las piezas templadas,
produciendo los efectos siguientes:
c1.- disminuir la resistencia a la rotura por tracción, el límite elástico y la
dureza,
c2.- aumentar las características de plasticidad, alargamiento, estricción y
las de tenacidad y resiliencia.

Se ha podido comprobar que, de dos estructuras perlíticas estables a una
misma temperatura, la de mayor resiliencia es la obtenida por revenido de
la martensita.
Vemos, pues, que con el calentamiento de revenido se consigue el doble
efecto de eliminar las tensiones y favorecer el retorno de la martensita a
estados de mayor estabilidad.

340. 7°- Diferencias entre: recocido de regeneración, recocido subcrítico, y normalizado.
Ver problema 3, apartado 7º

341. 8º.- En la cementación del acero a 1000 º C, calcular el tiempo de tratamiento para obtener un espesor de capa cementada de 3 mm
T
(C
x=0.5 %). Relación CO/CO
2 de la atmósfera cementante. Datos: D
0=0.1 cm
2/s; Q=30000 cal/mol Reacción de Boudouard: ΔG
0 =(40800-
2
CO
C CO C C
CO
2
P
2
m
2
(atmósfera)P
Reacción de Boudouard : C(s)  CO
2
(g)  2CO(g)  K
p 
a
 
a (atmósfera) CO  na (atmósfera)
 2 
En el equilibrio:
G  G
0
 RTLn K
p 
G  0
 
0 0
CO
p

P
2 
 
G  RTLn K  G  RTLn
 P
CO

 2 
G
0
 40800  41.7T
C CO
P

P
2 
 CO  40800  41.7T  RTLn
 a 
 2 
1
V RT
PV  nRT  C  
n
 P 1
1
P
RT
C  
 1 
2
1
RT
C   P
 2 
1
2
1
1
P
P
P
2 P
RT
C 
 1 

RT

1


C
2


2
CO
CO P

CO
CO
2
 P
 
41.7T) cal/mol Contenido en C del acero: 0.113 %
m= [CO]
n = [CO
2]
   
0 0 0
p p
Ln K
RT RT 4.6T
G
  log K
log(e)G G
 
ara el acero la actividad viene dada por:
MAX i
C
i (T
i )
C (T )
a
C
(acero) 
Nuestro acero de partida tiene un contenido en C del 0.113 % y con la cementación se quiere conseguir un 0.7 % superficial, con el fin de NO
obtener con dicha cementación una cementita (Fe
3C) proeutectoide.
1148  727

1000  727
 x  1.64 %
2.11 0.77 x  0.77
Sea x = C
MAX (T
i=1000 ºC)
Hay que austenizar para carburar, ya que 
admite más C que .
MAX i MAX i
C
i (T
i ) C
S
C (T ) C
a
C
(acero1000 º C)   
0.7
(T ) 1.64
0.7
p
m
2
a
C
(acero1000 º C) 
1.64

nK
p p
logK  
G
0

(40800  41.7T )

(40800  41.7x1273)
 2.0978  K
4.6T 4.6T 4.6x1273
 125.25
0.7 m
2
m
2
a
C
(acero1000 º C)  a
C
(atmósfera1000 º C)
(Para poder cementar) 1.64 125.25n
   53.46
n
2
m  53.46n
m  n  1

m = 0.981
n = 0.019
Composición atmósfera: 0.981 %CO; 0.019 %CO
2; [CO/CO
2]=51.63

342. Formula de la difusión en estado no estacionario:


0 s
C
x  C
0
 1 ferr
 x 
C  C  2 Dt
   
2
0
2

z
y x
ferr x  e dy ; z 
2 Dt

 S 0
C
S
 C
x
 ferr
 x 
C  C  2 Dt

C
X = 0.5 %
C
0=0.113 %
C
S = 0.7 %    
0
0.7  0.5
S

S
C  C
x  x   x 
ferr 
2
 err 
2  C Dt


C Dt


0.7  0.113
 0.34
 
   
2
x x 1 x
ferr
 
 0.34  ferr z   0.34; z   t 
4D  z   2 Dt  2 Dt
0.3794  0.3286

0.34  0.3286
 z  0.3112
0.35  0.30 z  0.30
Q/RT 30000/2x1273 7
D  D
0
e  0.1xe  7.632x10
cm
2
s
 


2 2
7 
1 0.3
 0.3112 
1  x 
  t   304414 s  84.56 horas  3.5 días
4D  z  4x7.632x10
Que es el tiempo necesario para obtener un espesor de lámina cementada de 3 mm.
Además, sabemos que:
0
D  D e
Q/RT D
0 = 0.1 cm
2
/s
Q = 30000 cal/mol
0.3286
0.30
0.34
0.3794
0.35 z

343. Decarburación-cementación en una atmósfera binaria de CO-CO
2
Supóngase que un cierto acero se halla en el interior de un horno a temperatura T
1,
superior a la temperatura A
3 del acero y que en el interior de ese horno circula una
atmósfera binaria constituida por gases CO y CO
2 introducidos en una determinada
proporción. Durante el recorrido de los gases por el horno transcurre poco tiempo
entre el momento de su entrada y el de su salida al exterior. Puede, por tanto,
admitirse que la superficie del acero está siempre en contacto con una mezcla
gaseosa de composición igual a la inicialmente introducida.

En cambio, la superficie del acero expuesto a esa corriente gaseosa sí puede
experimentar modificación a lo largo del tiempo que dura el tratamiento
(aumentando el contenido de carbono solubilizado en la austenita, o por el contrario,
decarburándose).
Cuando el % de carbono en la periferia del acero no se modifica ya, por prolongado que sea su contacto con la atmósfera a la temperatura T
1,
ese contenido en carbono o título de carbono, C
1, es el que se obtiene de la igualdad entre los valores denominados actividad en carbono del
acero y la actividad en carbono de la atmósfera.

Actividad en carbono del acero a la temperatura T
1 es la relación existente entre C
1 y el contenido máximo en carbono, C
s, que la periferia del
acero contendría en solución sólida si estuviera saturada en carbono a la temperatura T
1 (sin que pudiera formarse hollín en su superficie), es
decir, el correspondiente al contenido máximo de Carbono, C
s, de la austenita, a esa temperatura T
1, en el sistema Fe-C estable (Figura IV.5).
Se define como actividad en carbono, a
c, de una atmósfera binaria de CO-CO
2 al cociente (n
2
/mK
T ), donde n y m son las presiones parciales de CO
1
y CO
2 respectivamente y K
T1 el valor de la constante de equilibrio de Boudouard a esa temperatura T
1. La actividad de la atmósfera será igual a 1 si
las presiones parciales de CO y CO
2 (o sus concentraciones volumétricas en la mezcla si la presión total fuera 1) son exactamente las que
corresponden al equilibrio de Boudouard.

344. Cuando se señala que se ha llegado a alcanzar un equilibrio en la reacción entre la periferia del acero y una cierta atmósfera, lo que en realidad
subyace al igualar las actividades en carbono del acero y de la atmósfera a la temperatura T1 -Ci:Cs =n2 :m/KT-
es lo siguiente:
el título de carbono adquirido por el acero, C
1, dista tanto relativamente de la saturación C
S (en que empezaría a precipitar grafito a modo de
polvillo, Figura IV5), como la atmósfera n de CO y m de CO
2 dista de las condiciones de equilibrio (en que por cumplirse el equilibrio de
Boudouard empezaría a producirse la aparición de polvillo grafitico).
De la igualdad:
se desprenden las características que ha de tener la atmósfera binaria, n
2
:m, para evitar a la temperatura T
1 la decarburación de un acero cuyo
contenido en carbono sea C
1. Sirviendo esa misma igualdad para definir la atmósfera en que un acero de bajo con-tenido en Carbono pueda llegar
a enriquecerse periféricamente en este elemento (cementación) (*).
1
C m
2
C
S
nK
T
1

1
1
S T
C m
2

C nK
(*) En lo que respecta a la cementación se impone una precisión a fin de explicar la posible aparición de cementita durante la cementación.
Antes se ha indicado que para actividades de la atmósfera inferiores a la unidad no llega a precipitar polvo de carbono en la periferia de la
pieza; ni —con mayor motivo— podrá formarse cementita, ya que si la austenita no llega a saturarse de carbono en el diagrama Fe-C estable,
tampoco se satura en el diagrama metaestable Fe-Fe
3C (cuya curva A
cm, en el diagrama Fe-Fe
3C se sitúa a la derecha de la curva A
grafito del
diagrama Fe-C estable). Si luego de la cementación aparece cementita periférica ello es debido a que la austenita saturada en carbono se
transforma por pérdida de solubilidad durante el enfriamiento: siguiendo el diagrama metaestable y produciendo esa cementita inexistente a
la temperatura T de cementación.

345. decarburaría: puesto que —volviendo una vez más a la igualdad:
la constante del equilibrio de Boudouard, K
T, aumenta con la temperatura mucho más que el aumento de C
s.
De la igualdad:
también se desprende lo siguiente: si una determinada atmósfera resulta neutra a la temperatura T
1 -ni decarburante ni cementante- para un
acero no aleado", cuyo contenido en carbono sea C
1%, será en cambio decarburante para un acero que, con ese mismo C
1% de Carbono, tenga
además Silicio (ya que -al igual que otros elementos alfágenos- el Silicio disminuye Cs.
Análogamente, la igualdad:
permite advertir que en una atmósfera binaria de composición equilibrada conocida, tal que llegue a producir un título C
1 % de carbono en el
acero, a la temperatura T
1 y la presión total la habitual en la industria (1 atmósfera), si se mantiene la misma presión total de 1 atmósfera pero
se diluye la mezcla de CO-CO
2 mediante la adición de un gas inerte como el Nitrógeno, al disminuir las presiones parciales puede disminuir el
cociente n
2
/m y —por tanto— un acero de C
1 % de carbono se decarburaría en esa atmósfera diluida.

Nótese también que cuando la presión total es de 1 atmósfera, si se aumentara la temperatura manteniendo invariables las concentraciones de
CO y CO
2 —piénsese en una atmósfera formada solamente por esos dos gases introducidos en proporción constante en el horno (siempre igual
n2/m), y supóngase que esas concentraciones no llegaran a modificarse en el recorrido hasta su salida del horno— un acero de C
1 % se
C m
2
C
S
nK
T
1

C m
2
C
S
nK
T
1

C m
2
C
S
nK
T
1


346. 0.5 %C
9°- ¿Se podría afirmar, en algún caso, que un acero con 0.5 % de carbono resulte hipereutectoide? Razónese.

La adición de otros elementos aleantes (Cr, Ni, Ti, etc.), a parte del C, cambia drásticamente el diagrama de fases binario hierro-carburo de
hierro (Fe-Fe
3C). La magnitud de las alteraciones de las posiciones de los límites de fases y la forma de los campos de fases dependen del
elemento de aleación y de su concentración. Uno de los cambios importantes es el desplazamiento de la posición del punto eutectoide con
respecto a la temperatura y a la concentración de carbono. Esto ocurre tanto con elementos alfágenos como gamágenos.

Por tanto, puede ocurrir que, debido a la presencia de elementos aleantes, el punto eutectoide pase a tener un contenido en carbono inferior al
0.5 %, de modo que el acero al carbono originalmente hipoeutectoide, sea al alearse hipereutectoide
Mn – elemento gammágeno 0.5 %C
Si – elemento alfágeno

347. 10º.- Tamaño máximo de grieta admisible con una tensión de trabajo de 100 MPa. Datos: Kc = 60 MPa.m1/2.
K
IC
 (Cte) a

Trabajo= 100 MPa
2
IC


K   a  a 
1  K
IC





2
IC
K
IC 
K  1.12 a  a 
1 


1.12

 
Grieta superficial
Grieta interna
60 K 1 
2
 1 
2

a    0.0914 m  9.14 cm
 
IC
 
 1.12x100   1.12
2
1  K 
2
1  60 
a    0.114 m  Grieta  2a  0.228 ( 22.8 cm)
 
IC
 
 100    
a
2a

348. P28/Febrero 2004.

1º.- Determinar las temperaturas de inicio y final de solidificación de un acero A binario cuyo contenido en carbono es 0.35 % en peso. ¿Se
trata de un acero efervescente, semicalmado o calmado? Argumentar la respuesta.
2º.- Continuando el enfriamiento al aire hasta la temperatura ambiente, determinar la carga de rotura y la dureza Brinell del acero A,
admitiendo que la ferrita y la perlita tengan respectivamente 295 N/mm
2
y 790 N/mm
2
de carga de rotura. ¿A qué aplicaciones puede
destinarse el mismo?
3º.- ¿Será dicho acero A, más o menos propenso a la estructura bandeada tras forja en caliente, que un acero B de 0.15 %C?. Razónese.
4º.-¿Por qué —o por qué no- resultan más propensos a la descarburación los aceros de herramientas, que sus homólogos al C? Razone su
respuesta.
5º.-Por enfriamiento en corriente de aire desde el estado austenítico del acero A se observa una estructura de ferrita y perlita con 60 % de
perlita. Se pide determinar la temperatura aproximada a la que tiene lugar la reacción perlítica, el porcentaje en C de dicha "perlita diluida" y
el factor de dilución de esta.
6º.- Dos aceros tienen igual contenido en Carbono, uno aleado y el otro no. Dibujar esquemáticamente en una misma figura de ejes
coordenados HRc-T, la curva de revenido de uno y otro acero indicando la razón de su diferencia y conclusiones prácticas que se deduce de la
comparación de ambas curvas.
7º.- ¿Al aumentar el diámetro de un cilindro para temple, variará su templabilidad?. ¿Es correcto asegurar que el diámetro crítico real al 99 %
constituye una medida de la templabilidad? ¿Y el D
ci(99%)? Razónese.
8º.- Diferencias entre: recocido de regeneración, recocido subcrítico y normalizado.
9º- En un catálogo de aceros para conformado en frío con destino a la industria del automóvil se indica que, la calidad de aceros BH (bake
hardening) presenta la posibilidad de mejora de la resistencia a la abolladura por strain hardening. Justifique si es o no correcto, e indique las
posibles ventajas e inconvenientes que pudieran resultar en las propiedades mecánicas finales en servicio del material.
10º-Razonar sobre los tipos de microestructura y composiciones más adecuadas de fundiciones grises que hacen que éstas resulten
resistentes al hinchamiento térmico.
11.- ¿Pueden dos aceros de distinta composición tener el mismo valor A
3? Razónese la respuesta

349. C=0.35 %
T
i 1495 1538 1495

0.53  0
1
1495
Tf
0.53  0.35
T
i=1510 ºC
T
f
1148 1495 1148

0.35 %
T
i
2.11 0.17 2.11 0.35
T
f=1463 ºC
Intervalo de solidificación =I
S=
= T
i – T
f = 1510 – 1463 = 47 ºC
La temperatura A
3 es:
A
3
 727 912  727

0.77  0 0.77  0.35
A
3=828 ºC
A
3
1º.- Determinar las temperaturas de inicio y final de solidificación de un acero A binario cuyo contenido en carbono es 0.35 % en peso. ¿Se
trata de un acero efervescente, semicalmado o calmado? Argumentar la respuesta.
Respecto a precisar si el acero es un
acero semicalmado, calmado o
efervescente, se tiene:
Aceros efervescentes: %C < 0.15
Aceros semicalmados: 0.15< %C < 0.3
Aceros calmados: %C > 0.3

Por tanto, en nuestro caso tenemos
un acero calmado

350. R
m (acero)  0.5613x295  0.4387x790  512.16 N / mm
2
R
e (Acero)  f (Ferrita) R
e (Ferrita)  f (Perlita) R
e (Perlita)
PROEUTECTOIDE
% Ferrita 
0.77  0.35
100  56.13 %
0.77  0.0218
% Perlita 
0.35  0.0218
100  43.87 %, % Perlita  100  % Ferrita 
 PROEUTECTOIDE 
0.77  0.0218
luego
2º.- Continuando el enfriamiento al aire hasta la temperatura ambiente, determinar la carga de rotura y la dureza Brinell del acero A,
admitiendo que la ferrita y la perlita tengan respectivamente 295 N/mm
2
y 790 N/mm
2
de carga de rotura. ¿A qué aplicaciones puede
destinarse el mismo?
5
HB(acero) 
R
m (acero)

512.15
 148.45
3.45 3.45
Este acero no es el idóneo para uso industrial pues su conformado y deformado en frío es complicado, así como tampoco
es soldable.
Límite de soldabilidad = %C < 0.25 Límite de deformabilidad en frío = %C< 0.35
Límite de conformabilidad en frío = %C< 0.1
Sería ideal por su resistencia a la abrasión y su dureza, para railes de ferrocarril minero, así como debido a su resistencia a la
fatiga, (170.7; 256.04) permite usarlos en ejes, cojinetes,… de maquinaria (Resistencia a fatiga + Resistencia a la abrasión)
Resistencia a la fatiga = (R
m/3; R
m/2 )

351. C = 0.35 % C
2 = 0.15 %
3º.- ¿Será dicho acero A (0.35 %C), más o menos propenso a la estructura bandeada tras forja en caliente, que un acero B de 0.15 %C?.
Razónese.
La estructura bandeada (generalmente bandas alternas de ferrita y de perlita) es
un particular tipo de fibrado, que suele aparecer en aceros de baja aleación una
vez enfriados al aire después de su conformado en estado gamma. Es una herencia
del estado bruto de solidificación, particularmente si en el desarrollo de la
solidificación se han producido reacciones peritécticas (La estructura bandeada se
obtiene cuando el acero participa de la reacción peritectica).
La propensión al bandeado será mayor en el acero con un contenido en carbono del
0.15 %, puesto que aparte de la heterogeneidad fruto del coeficiente de reparto K
s,
se produce la gradación acentuada en carbono del sólido debida a la reacción
peritéctica. Este proceso es más marcado cuando el contenido en carbono se sitúa en
el intervalo I
1 = (0.09; 0.17) que cuando lo hace en el I
2 = (0.17; 0.53)

352. 4º.-¿Por qué —o por qué no- resultan más propensos a la decarburación los aceros de herramientas, que sus homólogos al C? Razone su
respuesta.

Los aceros de herramientas de corte se elaboran en presencia de elementos de aleación carburígenos, fundamentalmente alfágenos (Cr, V,
W, Mo, Ti), lo cual da lugar a un aumento de la dureza de la pieza por formación de cuasi-precipitados cementiticos [por ejemplo, (Fe,Cr)
3C].
Estos elementos de aleación elevan la amplitud del bucle , de modo que teniendo en cuenta los títulos (actividades) en C de cada uno de
los aceros:
El valor del título o actividad
marca la mayor o menor
tendencia de un acero a
decarburar, entonces como a’
es mayor que a, la tendencia
de los aceros de herramientas
de corte a la decarburación es
mayor que la de sus
homólogos al C
C
0
(T  T
1
)
a 
C
max (T  T
1
)
C
0
(T  T
1
)
C '
max (T  T
1
)
Aceros de herramientas de corte→a ' 
Aceros homólogos al C →
Aceros de herramientas de corte
C’
 < C
, luego a’>a

353. El normalizado consiste en austenizar el acero (Calentando por encima de) y enfriar al aire.
La velocidad de enfriamiento al aire es mayor que la velocidad de enfriamiento de equilibrio → Modificaciones en el diagrama Fe-C
 (0.77 %C)  (0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C)
Reacción eutectoide
PERLITA
e
e
(% perlita diluida)  60 
0.35  0.0218
100  C  0.5688 %
C  0.0218
T
E
  E
C
e=0.5688
0.35 %C
% ferrita
% perlita diluida
5º.-Por enfriamiento en corriente de aire desde el estado austenítico del acero A se observa una estructura de ferrita y perlita con 60 % de
perlita. Se pide determinar la temperatura aproximada a la que tiene lugar la reacción perlítica, el porcentaje en C de dicha "perlita diluida" y
el factor de dilución de esta.
0.77  0.35

Proeutectoide
 100  56.13 %
0.77  0.0218
0.77
Perlita(T  727 º C)   
0.35  0.0218
100  43.87 %
0.77  0.0218
El contenido en perlita es mayor (60 %)
y el de ferrita proeutectoide, por tanto,
menor, esto quiere decir que la
temperatura y la composición del punto
eutectoide han disminuido
T
e
727 ºC
0.77 %C
1148 ºC
e
1148  T
e 1148  727
  T  663.8 º C
2.11 0.77 2.11 0.5688
Composición del nuevo punto eutectoide  % C perlita diluida
Los triángulos del bucle +Fe
3C son semejantes (líneas del diagrama rectas)

354. Luego S
0´> S
0, aumenta a expensas solo de la ferrita.
Factor de dilución, f
D 0
;
0
;
S S´
t t
f
D
 f
D´
 f
D´
 f
D
; t  t´



´
 
3 3
Fe
3C
Fe
3C
v D(equi)
S
f
t A
S´


A  A
 
0
  f Fe C  f Fe C  
 
6.67  0.0218
 8.9
0.77  0.0218
f
D(inequi)

0
  12.154
6.67  0.0218
t 0.5688  0.0218





Perlita diluida
Perlita de partida:
Perlita actual:
43.87 %
60 %
0
 Perlita   (S /t)
R= (60/43.87) = 1.3678
12.154
8.9
f
D(inequi)
f
D(equi)
R    1.3656

355. Los elementos de aleación provocan una bajada de la dureza más
progresiva, que en el caso de aceros al carbono, por lo que el acero aleado,
para una misma temperatura de revenido, presentará una mayor dureza
T  A(K  log t)
Al calentar y aumentar la temperatura (T) para revenir, puede provocar la
expulsión del C intersticial de la estructura de la martensita, que
reaccionará con los átomos de Fe, dando como productos finales de
descomposición de la martensita: ferrita+cementita ( cementita dispersa
en ferrita)  disminuye la dureza (el acero ablanda) y aumenta la
tenacidad (Objetivo del revenido).
Los átomos de C difunden mejor en los aceros no aleados, pues en los
aleados los elementos de aleación actúan como barreras para que el C no
escape de la red y ablande (Los aceros aleados ablandan a menor ritmo).
Además , saliendo el C de la red martensitica, los aleantes dan lugar a
precipitados cuasicementiticos que aportan gran dureza (Fe,Cr)
3C. De ahí
la diferencia de las curvas (Los aleantes estabilizan la dureza y resistencia
de la martensita )
Las conclusiones prácticas del gráfico gobiernan el revenido de la martensita. El revenido en el no aleado dará un ablandamiento ideal para
deformarlo. El aleado si se lleva a estos revenidos, en presencia de elementos carburígenos alfágenos y T  600 ºC, conseguiremos aumentar
la tenacidad manteniendo prácticamente la dureza de partida. Este es el secreto de los aceros rápidos.
6º.- Dos aceros tienen igual contenido en carbono, uno aleado y el otro no. Dibujar esquemáticamente en una misma figura de ejes
coordenados HRc-T, la curva de revenido de uno y otro acero indicando la razón de su diferencia y conclusiones prácticas que se deduce de la
comparación de ambas curvas.
El acero aleado y el de carbono al inicio presentan la misma dureza para
una determinada martensita. La dureza de la martensita se debe
principalmente al % de C y no a los aleantes, por lo que a la temperatura
ambiente tienen los dos la misma dureza al tener el mismo contenido en C

356. 7º.- ¿Al aumentar el diámetro de un cilindro para temple, variará su templabilidad?. ¿Es correcto asegurar que el diámetro crítico real al 99 %
constituye una medida de la templabilidad? ¿Y el D
ci(99%)? Razónese.
Templar una pieza de acero es lograr que su estructura sea plenamente
martensítica.
Al aumentar el diámetro de un cilindro de acero para temple su templabilidad no
varía, pues esta solo depende de factores intrínsecos como la composición química
del acero y de factores extrínsecos como la temperatura de austenización previa
(T
AUS) y el diámetro de grano de la austenita (d
).


No se puede asegurar que el diámetro crítico real (D
cr) al 99 % sea una medida de
la templabilidad, sino que sólo indica hasta que diámetro se puede conseguir el 99
% de martensita.
El diámetro crítico ideal si, pues nos marca la templabilidad infinita

El diámetro crítico ideal no varía.
Es función del contenido en carbono (composición) y del tamaño de grano
Los gráficos de la figura dan el valor del
diámetro crítico ideal en función de los
porcentajes de carbono y del tamaño del grano.

357. 8°- Diferencias entre: recocido de regeneración, recocido subcrítico, y normalizado.
Ver problema 3, apartado 7º

358. 9º- En un catálogo de aceros para conformado en frío con destino a la industria del automóvil se indica que, la calidad de aceros BH (bake
hardening) presenta la posibilidad de mejora de la resistencia a la abolladura por strain hardening. Justifique si es o no correcto, e indique las
posibles ventajas e inconvenientes que pudieran resultar en las propiedades mecánicas finales en servicio del material.

359. 10º-Razonar sobre los tipos de microestructura y composiciones más adecuadas de fundiciones grises que hacen que éstas resulten
resistentes al hinchamiento térmico.
Ver problema 10, apartado 10º

360. 11°- ¿Pueden dos aceros de distinta composición tener el mismo valor A
3? Razónese.
Si C>0.77 % en todos los casos posibles A
3 coincide.
Si C<0.77 %.
Si no están aleados con otros elementos de aleación diferentes al C , no
pueden tener el mismo valor de A
3, siempre que el enfriamiento sea de
equilibrio.
Consideramos los enfriamientos a diferentes velocidades la posición del
bucle  cambia (En general, un aumento de la velocidad de enfriamiento
(v
2>v
2>v
0) -siempre que ésta origine ferrita proeutectoide y perlita como
constituyentes- se traduce en una disminución de la temperatura A
3r). Se
puede observar como dos aceros con contenido en carbono diferente
(C
2<C
1) tienen la misma temperatura A
3.
Lo mismo se puede razonar con la presencia de elementos de aleación
que nos modifiquen el dominio de la austenita, por ejemplo moviendo la
“recta” A
3., dando lugar que coincida en el valor de A
3 en dos aceros de
distinta composición.
Velocidad de enfriamiento (v
0<v
1<v
2)
C
1
C
2
C
2
C
1

361. P29/ Febrero 2004 / Junio 2007 (5 primeros apartados comunes)

El Fe
 tiene un peso atómico de 56 g y su parámetro de red, a la temperatura ambiente es 2.86 Å. Se pide:
1º.- Calcular su densidad. Planos y direcciones cristalográficas densas en el Fe. Factores de empaquetamiento y densidades planares y
lineales de las mismas
2º.- Posibilidad de inserción octaédrica del C en el Fe
. Compararla con la téorica. Dato: r(C)=0.77 Å y a(Fe-) = 2.86 Å.
3°.- Ley de Schmid. El límite elástico en tracción de un monocristal de hierro es 2 Kg/mm
2
. Calcular la tensión de crítica real de cizalladura si,
en el sistema activo de deslizamiento, la normal al plano de deslizamiento y la dirección de deslizamiento forman con el eje de tracción
ángulos de 60° y 30° respectivamente. Compararla con el límite elástico teórico. Dato: G
Fe = 8500 Kg/mm
2
.
4º.- Al deformar el monocristal anterior un 50 % se introduce en la red cristalina 108 dislocaciones/cm
2
. Calcular la energía asociada al cristal
en forma de dislocaciones y su recorrido libre medio. Calcular el límite elástico del monocristal deformado.
5º.- Definición del tamaño de grano ASTM. Calcular el número de granos por mm
2
en un acero de tamaño de grano 7 ASTM. Influencia del
tamaño de grano en el límite elástico y en la temperatura de transición de un acero. Citar un tratamiento térmico para afino del tamaño de
grano.
6°.- Calcular los porcentajes de CO y CO
2 en una atmósfera para la cementación de un acero de 0.2 %C a 1050 °C. Espesor de la capa
cementada tras un tratamiento de 24 horas. Estructura del acero. Número de saltos reales efectuado, en media, por los átomos de
carbono. Aplicaciones de este tratamiento.
Datos: Reacción de Boudouard: ΔG
0
(T)=(40800-41.7T) cal/mol
  
0
 Gb 
RT s
  35000 cal   cm
2

D
C
 0.25exp  
  


6°- Mediante una adecuada dosificación de elementos alfágenos y gamágenos se ha logrado evitar la estructura en bandas ferritoperlíticas en
una determinada pieza de acero forjado. ¿Si se templa la pieza estará también exenta de estructura bandeada?. ¿De qué tipo de bandeado
puede tratarse?. Ver problema 14, apartado 9º
7°- Templado en agua un acero "autotemplante" ¿El riesgo de grietas de temple será mayor, igual, o menor que en un acero ordinario de igual
contenido en carbono? Ver problema 12, apartado 5º
8º.-En las fórmulas empíricas para el cálculo de la templabilidad existe un parámetro relacionado con el tamaño de grano austenítico.
Razónese sobre la influencia de este parámetro sobre la templabilidad. Ver problema 3, apartado 5º
9º.- Dos redondos de un acero de idéntico diámetro, uno recarburado superficialmente y el otro no, se templan en un medio de idéntica
severidad ¿Cuál de los dos aceros presenta una mayor propensión al agrietamiento?. Razonar

362. 
3
23 C A
2
átomos
56
g
nA celda at.g
V N cm
3
átomos
2.86x10 6.023x10
celda at.g
8
   7.95 g / cm
3
El Fe
 tiene un peso atómico de 56 g y su parámetro de red, a la temperatura ambiente es 2.86 Å. Se pide:
1º.- Calcular su densidad. Planos y direcciones cristalográficas densas en el Fe
.
Fe() cristaliza en el sistema cúbico centrado en el cuerpo→ 2 átomos por celda
El plano denso es el plano diagonal del cubo como se muestra en la figura.
Las direcciones densas son las de la diagonal del cubo, pues es donde los átomos son tangentes a lo largo de toda la línea
Number of atomscentered along direction withinoneunit cell
Lengthof thelinecontained withinoneunit cell

L 
Number of atomscentered ona planewithinoneunit cell
Areaof the planecontained withinoneunit cell

p 
La densidad lineal corresponde a la fracción de longitud de línea, de una dirección
cristalográfica particular, que pasa a través de los centros de los átomos.
Similarmente, la densidad planar es simplemente la fracción del área del plano
cristalográfico ocupada por átomos (representados como círculos); el plano debe
pasar a través del centro del átomo para que éste se pueda incluir.
La densidad lineal es un concepto unidimensional y se corresponde con la fracción de
longitud de línea, de una dirección cristalográfica particular, ocupada por átomos
(representados como círculos) y que pasa a través de los centros de los átomos.
Similarmente, la densidad planar es un concepto bidimensional y es la fracción del área del plano cristalográfico ocupada por
átomos (representados como círculos). El plano debe pasar a través del centro del átomo para que este se pueda incluir.

363. L
Longitud total de línea dentro de la celda unidad
 
Longitud de línea, de una dirección cristalográfica particular, ocupada por átomos(representados como círculos)
p
Área del plano cristalográfico ocupada por átomos representados como círculos
Area total del plano contenida dentro de la celda unidad
 
a 3

L(1,1,1)
  1
a 3
16
3
2xr
2
 2r
2
 2r
2
3 2

P(1,1,0)
 
2
axa 2 a
 
16r
2
 0.833
3
a 
4r

364. FERRITA (α, δ)
3
r
i
r
s

2
1  0.155
0.63
Indice de distorsión de la celda Fe() 
0.63  0.414
100  34.3 %
0.63
0.63  0.154
100  75.5 %


Los átomos de Fe son
tangentes según la
diagonal del cubo
Fe C
Fe
r

r
C
 0.63  r  0.63r
(Relación de Goldschmidt)
Para la ferrita (δ) las conclusiones serían similares
Posición intersticial de
tamaño pequeño, lo que
dificulta la acomodación
de los átomos de carbono 2
r
i 2
r
s
 1  0.414
La ferrita es una solución sólida de inserción intersticial octaédrica de C en Fe(α) o Fe(δ) (BCC). Los
átomos de C pueden situarse al azar en el centro de las aristas o en posiciones equivalentes, como
son los centros de las caras de la celda elemental. Cada átomo de C es tangente a dos de Fe.
Tomamos la figura de inserción octaédrica según el plano {1,1,0} y suponemos la saturación
completa, es decir que todos los huecos octaédricos de la red BCC están ocupados por el C. Átomos
de Fe = 2; Átomos de C =6x(1/2)+12x(1/4) = 6  % atómico Fe = 25; % atómico de C = 75%
% peso Fe = 2x55.8x100/(6x12+2x55.8) = 60.79 ; % peso C = 6x12x100/(6x12+2x55.8) = 39.21 % (Este sería el % C
en peso supuesta la saturación completa en C de la celda). ESTE NO ES EL GRADO DE OCUPACIÓN.

La relación entre radios atómicos de C y Fe requerida para formar la solución sólida de inserción octaédrica
es 0.155, en tanto que la relación real de diámetros es 0.63. Una primera consecuencia de ello es que la
austenita admite un contenido en C muy superior al de la ferrita. Concretamente, la ferrita alfa admite a 727
ºC un máximo de 0.0218 % en peso de C y a temperaturas menores el contenido es casi nulo ( T
= 20 ºC %C = 0.005). Estos valores se pueden ver en el diagrama Fe-C metaestable. La ferrita δ admite un
0.09 % C a 1154 ºC
Esta pequeña solubilidad se explica teniendo en cuenta la forma y el tamaño de las posiciones intersticiales de la
estructura BCC, que dificultan la acomodación de los átomos de carbono. Aunque presente en muy baja
proporción, el carbono ejerce gran influencia en las propiedades mecánicas de la ferrita.
r
i  0.155r
s
2º.- Posibilidad de inserción octaédrica del C en el Fe
.
Indice de distorsión de la celda Fe() 
De ahí que solo acepte el %C indicado

365. G
Fe = 8500 kg/mm
2
; = 2 kg/mm
2
Ley de Schmid: 
CR
 cos  cos
τ
CR = Tensión de cizalladura resuelta
σ = Tensión externa aplicada
FS = cosΦcosλ = Factor de Schmid
FS  cos 30 cos 60  0.4330
(111)
σ (011)
(-110)
3°.- Ley de Schmid. El límite elástico en tracción de un monocristal de hierro es 2 Kg/mm
2
. Calcular la tensión de crítica real de cizalladura si,
en el sistema activo de deslizamiento, la normal al plano de deslizamiento y la dirección de deslizamiento forman con el eje de tracción
2
ángulos de 60° y 30° respectivamente. Compararla con el límite elástico teórico. Dato: G
Fe = 8500 Kg/mm .
La ley de Schmid indica la tensión de cizalladura que aparece en un monocristal debida
a la aplicación de una carga tracción. La cizalladura da lugar a un deslizamiento en un
plano que forma 45 º con la dirección de la tensión de tracción. La dirección de
deslizamiento en ese plano sigue una línea que forma un ángulo λ con la dirección de la
tensión de tracción aplicada y sea Φ el ángulo entre la normal al plano de deslizamiento
y la dirección de la tensión aplicada.
  cos cos 2x0.433  0.866 kg/ mm
2
Como en teoría:  = G/10 →  = G/30 = 8500/30 = 283.3 kg/mm
2
Se observa una gran variación entre lo real y la teórica
CR
La comparamos con la teórica 
CRSS máxima aparece cuando los ángulos son de 45 º

CRSS
 cos cos cos 45 cos 45  
2
No obstante el ensayo hecho por Taylor concluyo que en un monocristal se produce:

CRSS (mc)*=1.5
CRSS → 
CRSS (teórica) = /3 (*) Pues el ensayo lo hizo con un falso monocristal

366. La energía asociada a una dislocación viene dada por:
2
b
2
E  G
La energía asociada a una línea de dislocación vendrá dada por la de una dislocación multiplicada por el número de estas a
lo largo de la línea de dislocación
2
2 2
2 2
b
2
1 kg
2 2.477x10
mm
7
E  G  85000 mm  dislocaciones / cm  4.58 J / cm
E   E  10
8
x 
T 
4º.- Al deformar el monocristal anterior un 50 % se introduce en la red cristalina 108 dislocaciones/cm
2
. Calcular la energía asociada al cristal
en forma de dislocaciones y su recorrido libre medio. Calcular el límite elástico del monocristal deformado.
  
0
 Gb 
Límite elástico del material deformado:   
0
 Gb 
2 2
 x  b  Semidiagonal cubo 
a 3

2.86 3
 2.477 A
b
10 8 2
(MPa)  
0
 Gb   200  85000 x(2.477x10 ) 10  20  21  41 MPa ( 4.1 kg/ mm )

El recorrido libre medio de las dislocaciones viene dado por el vector de Burgers b, que es el
recorrido libre máximo de una dislocación (┴) dentro del sistema cristalino que posee el
material. Este se corresponde con la mínima distancia interatómica del sistema cristalino, en
un plano denso y sobre una dirección densa. Luego en este caso:
a 3
┴
(ρ =10
8
dislocaciones/cm
2
).Dato: G = 4500 kg/mm
2
.
2 2
a 3 2.86 3
10
b
Fe
(BCC)    2.477 A ( 2.477x10 m)

367. n  2
N 1
Para N=7, se tiene:
granos
pu lg ada
2
n  2
N 1
 2
71
 2
6
 64
2
25.4
granos 1 pu lg ada
2
granos
64
pu lg ada
2
mm
2
 992
 

100

 
h
L

L/2
2
2 2
L 3 3 3
L  Area plana 
1
(Perímetro)x( Apotema) 
1
(6L)x
2 2
(N º granos)x(Área grano)  N
g
xA
g  1
2 2
2 2
g
g
3 3N 3x992 3
 3 3 2
  3 3 2

N x L  (992)x L  1  L    0.0197 mm
   
   
g
g
N 992
N xL
2
 992L
2
 1  L 
1

1
 0.03175 mm
L
5º.- Definición del tamaño de grano ASTM. Calcular el número de granos por mm
2
en un acero de
tamaño de grano 7 ASTM. Influencia del tamaño de grano en el límite elástico y en la temperatura
de transición de un acero. Citar un tratamiento térmico para afino del tamaño de grano.
Según la norma ASTM, la expresión que nos da el número de granos por pulgada
cuadrada vistos al microscopio de 100 aumentos es:
n= nº de granos por pulgada cuadrada vistos al microscopio de 100 aumentos
N = Valor del tamaño de grano por la clasificación ASTM.

368. Para los aceros de estructura micrográfica ferritoperlítica, y contenidos en carbono medio alto, los valores del límite elástico, R
e
(en MPa),pueden estimarse según Pickering mediante las expresiones:
  
1/2 1/2 6

1/2
    13.3 p ITT C  f
 
46 11.5d

 1 f
 
335  5.6S
0
 3.48x10 t

 48.7Si  762 N
1 1
siendo f
 la fracción volumétrica de ferrita, d el tamaño de
grano medio de la ferrita (en mm), S
o el espaciado
Ninterlaminar de la perlita (en mm), N el porcentaje de
nitrógeno libre solubilizado en la ferrita, Mn y Si los % de
estos elementos solubilizados en la ferrita.
 1
    
 1

R
e (MPa)  f

3

35.4  58.5(%Mn) 17.4d
2

 1 f

3
 
178.6  3.9S
0
2

 63.1Si(%)  425
     
Límite elástico
f
α = Fracción volumétrica de ferrita proeutectoide del acero
d = Diámetro de grano de la ferrita, en mm
S
0 = espaciado interlaminar de la perlita en mm
p = tamaño de las colonias de perlita en mm
t = espesor de lámina de la cementita perlítica, en mm
Si = % de Si del acero;
Nf = % de Nitrógeno disuelto intersticialmente.
Al disminuir el tamaño de grano, el límite elástico aumenta lo cual es fácilmente observada por la ley de Hall-Petch (R
e = K
ij/d
g). Además,
a temperatura ambiente son las juntas de grano las que soportan los esfuerzos, luego a menor tamaño de grano, mayor número de juntos
de grano que resisten los esfuerzos y con ello mayor límite elástico.
Temperatura de transición de un acero
La ITT nos marca la tenacidad de un material. Si queremos que un material sea
tenaz ( K
IC) y que sea resistente a la propagación de las grietas, lo que hay que
hacer es afinar el tamaño de grano lo que supone un aumento de las juntas de
grano.
 d
g   K
IC   Tenacidad   ITT
El recocido de homogeneización supone un afino de grano. Al igual que la
maduración o revenido. Estos tienen un carácter subcrítico con una
permanencia a temperaturas del orden de la eutectoide durante largos períodos
de tiempo, se consigue así afinar el tamaño de grano.
Otro tipo podría ser una recristalización, que elimina el grano agrio, dando un
tamaño de grano inferior al de partida.

369. Normalizado: Tiene por objeto corregir la estructura de Widmastatten y, en general, afinar el tamaño de grano austenítico.

Consiste en llevar el acero por encima del A
c3, con el objeto de conseguir su austenización completa (al igual que en el recocido de
regeneración), homogeneizarlo en ese estado y enfriarlo, con mayor velocidad que en el recocido, por lo general al aire libre. El calentamiento se
realiza a una temperatura algo mayor que el recocido completo (temperatura de austenización 30-70 ºC por encima de A
c3) y la mayor velocidad
de enfriamiento permite obtener estructuras ferrítica-perlítica laminar muy fina.
Uno de los peligros del recocido consiste en que, en razón de su enfriamiento lento, pueden reproducirse las estructuras gruesas originales. Esto no
ocurre en el normalizado pues su mayor velocidad de enfriamiento lo impide. La mayor temperatura a que se realiza el proceso, acorta el período
de homogeneización, por lo que, reduciéndose el total del tiempo de operación, se logra un procedimiento más económico, y muy apto para el
tratamiento de piezas coladas, por cuya causa se ha difundido muy ampliamente.

En síntesis, el normalizado es apto para:

(a).- Eliminar tensiones producidas por operaciones anteriores.
(b).- Preparar el acero para operaciones de mecanizado merced a la
estructura blanda obtenida.
(c).- Proporcionar mejores propiedades mecánicas en razón de su estructura
perlítica fina.

En aceros hipoeutectoides, la temperatura a que deberá llevarse la pieza
será de 25-50° C mayor que su A
C3. En aceros hipereutectoides, mayor que
su A
cm

Realizando esta misma operación en algunos aceros aleados (Cr, Ni, Cr-Ni,
Mn, etc.), denominados autotemplantes (enfriamiento al aire quieto), se
obtiene una estructura martensítica sumamente dura.

370.  
p 2
p
2
CO


C
C CO C C
CO P
2
m
2
m
2
a (atmósfera)P (atmósfera) n K
Reacción de Boudouard : C(s)  CO (g)  2CO(g)  K   a (atmósfera)   
a (atmósfera) CO  na
 2 
En el equilibrio:
G  G
0
 RTLn K
p 
G  0

P
2 
G
0
 RTLn K
p  G
0
 RTLn  CO 
 P
CO

 2 
G
0
 40800  41.7T

P
2 
40800  41.7T  RTLn  CO 
 a
C
P
CO

 2 
V RT
PV  nRT  C  
n

1
P
1 1
RT
1


C 

 P
2
1
RT
C   P
 2 
  2 2
2

1 P
1 P
P P
1
RT
C 
 1 

RT

1


C 

2
CO CO P
P
CO



CO
2


Queremos cementar un acero con un contenido en C del 0.2 % y vamos a suponer que no nos interesa obtener más del 0.7 %C en la superficie
de la chapa, pues de lo contrario, podría aparecer una cementita (Fe
3C) hipoeutectoide (o proeutectoide) o se puede generar un carbón
shooting, que nos pudiese dar una capa de grafito superficial evitando la carburación y llevando al traste las propiedades mecánicas
2
m= [CO]
n = [CO
2]
 p   p 
RT RT 4.6T
G
0
log(e)G
0
G
0
Ln K   log K  
C
Para el acero la actividad viene dada por: a
C (T
i )
MAX
(acero) 
1148  727

1050  727

 x  1.80 % C
Sea x = C
MAX (T
i=1050 ºC)
Hay que austenizar para carburar, ya que 
admite más C que .
C
i (T
i ) C
S
C (T ) C
MAX
(T
i )
MAX i
a
C
(acero1050 º C)   
0.7
1.64
a
C
(acero1050 º C)  a
C
(atmósfera1050 º C)
(Para poder cementar)
0.7
C
m
2
1.80 nK
p
a (acero1050 º C)  
p p
logK
4.6T 4.6T
C
i (T
i )
4.6x1323
 
G
0

(40800  41.7T )

(40800  41.7x1323)
 2.3611  K  229.67
0.7 m
2
1.80 229.67n
m
2
n
   89.32
m
2
 89.32n
m  n  1

m
2
 89.32m  89.32  0

m = 0.989
n = 0.011
Composición atmósfera: 98.9 %CO; 1.1 %CO
2; [CO/CO
2]=89.91
6°.- Calcular los porcentajes de CO y CO
2 en una atmósfera para la cementación de un acero de 0.2 %C a 1050 °C. Espesor de
la capa cementada tras un tratamiento de 24 horas. Estructura del acero. Número de saltos reales efectuado, en media, por
los átomos de carbono. Aplicaciones de este tratamiento. Datos: Reacción de Boudouard: ΔG
0(T)=(40800-41.7T) cal/mol
RT s
  35000 cal   cm
2

D
C
 0.25exp  
  


Para que produzca la cementación la actividad del C en el acero debe igualarse con la de la atmosfera. C
s contenido en C superficial (0.7 %).
1050 2.11 0.77 x  0.77

371. 

0 s
x  C
x  C
0
 1 ferr

C  C  2 Dt


0
2 z
y
2 x
ferr x   
e dy ; z 
2 Dt

 S 0
C
S
 C
x x 
 ferr

C  C  2 Dt

C
X = 0.5 %
C
0=0.2 %
C
S = 0.7 %    
S 0
C
S
 C
x  x   x  0.7  0.5
ferr 
2
 err 
2  C Dt


C Dt


0.7  0.2
 0.4
 
   
2
x x 1 x
ferr
 
 0.4  ferr z   0.4; z   t 
4D  z   2 Dt  2 Dt
0.4284  0.3794

0.4  0.3794
 z  0.371
0.40  0.35 z  0.35
El valor calculado esta dentro de los parámetros de la carburación industrial, ya que se
encuentra en el intervalo (0.5; 1.5 mm)
Además, sabemos que:
0
D  D e
Q/RT
D = 0.25 cm
2
/s
0
Q = 35000 cal/mol
0.3794
0.35
0.4
x  0.742 Dt  0.742 4.5x10
7
x86400  x  0.146 cm ( 1.46 mm)
0.4284
0.40 z
Calculemos a continuación el espesor de la capa cementada tras 24 horas. Consideremos este hasta que se alcance el 0.5 %C

Formula de la difusión en estado no estacionario:
x
z 
2 Dt
z  0.371
x
0.371   x  0.742 Dt
2 Dt
RT s
  35000 cal   cm
2

D
C
 0.25exp  
  


C
RT
D

 0.25 exp
 35000 cal 
 0.25 exp
 35000 
 4.5x10
7
cm
2
/ s
  
2x1323

   

372. Calculamos a que distancia de la superficie (profundidad) el contenido en carbono es del 0.35 %, del 0.3 %, del 0.25 % y del 0.2 %
(Contenido inicial en C del acero). Hay un paso de la superficie al interior, de acero cementitoperlitico a ferrito perlitico.
x  2z Dt
D

 4.5x10
7
cm
2
/ s
C
t  86400 s
x  2z Dt  0.3944z
0.7112  0.6778

0.7  0.6778
 z  0.7332
0.75  0.70 z  0.70
0.8209  0.7970

0.8  0.7970
 z  0.9063
0.95  0.90 z  0.90
0.9103  0.8802

0.9  0.8802
 z  1.1658
1.2 1.1 z 1.1
   

2

2
S 0
x x 

0.7  0.35
 0.7 ferr
 

C
S
 C
x
 err

Dt

C  C Dt

0.7  0.2
    0.7  0.2

2

2
S 0
x x 

0.7  0.3
 0.8 ferr
 

C
S
 C
x
 err

C  C Dt

Dt

    0.7  0.2

2

2
S 0
x x 

0.7  0.25
 0.9 ferr
 

C
S
 C
x
 err

C  C Dt

Dt

  
z  2.8



0.7  0.2
 1
0.7  0.2

2

2
S 0
x x
ferr
 

C
S
 C
x
 err

C  C Dt

Dt

x  0.3944z  0.3944x2.8  1.104 cm ( 11.04 mm)
x  0.3944z  0.3944x1.1658  0.460 cm ( 4.60 mm)
x  0.3944z  0.3944x0.9063  0.357 cm ( 3.57 mm)
x  0.3944z  0.3944x0.7332  0.289 cm ( 2.89 mm)
Es apto para piezas de maquinaria como engranajes, ejes,…, que han de resistir a la abrasión y además han de tener buenas propiedades
mecánicas ante solicitaciones. De ahí que no sea conveniente un %C superficial de 0.7 %, por la contraindicaciones que nos aportaría
0,7
0,5
0,35
0,3
0,25
0,2
0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0,6
0,7
0,8
0 12
% C

2 4 6 8 10
Distancia a la superficie (mm)

373. 2 2
0.197
b
8

N º saltos reales 
  x  


 6.17x10
13
   
   2.51x10 
Para calcular el recorrido libre medio en distancias interatómicas:  x  Dt
 x  Dt  4.5x10
7
cm
2
/ sx86400s  0.197 cm
Número de saltos reales efectuado, en media, por los átomos de carbono. Aplicaciones de este tratamiento.
2
b
N º saltos reales 
  x  
 
 
2 2
b  Semidiagonal de la cara del cubo 
a 2

3.557 2
 2.51 A
a 2
b
a
  3.548  0.044C
1
 3.548  0.044x0.2  3.557 A
Es apto para piezas de maquinaria como engranajes, ejes, …, que han de ser resistentes a
la abrasión y además han de tener buenas propiedades mecánicas ante las solicitaciones.
De ahí que no se tolera un %C superficial de 0.7 % por las contraindicaciones que nos
aportaría.

374. P30/ Febrero 2001.
1º.-Algunos aceros binarios tienen contenidos en peso de C tales que la ferrita obtenida al iniciarse la transformación por enfriamiento desde
el estado gamma resulta ser magnética (recuérdese que es amagnética por encima de 770 ºC). Determinar el contenido mínimo en carbono
que debe tener el acero para que ocurra esto. Precisar si se tratará de un acero calmado o efervescente.
2º.-Temperaturas de comienzo y final de solidificación del acero del apartado anterior.
3º.-En el caso de aceros hipereutectoides la temperatura eutectoide suele denominarse A
123 ¿Por qué?.
4º.-Determinar la estructura que presentará .a temperatura ambiente, tras un enfriamiento de equilibrio, un acero cuyo contenido en C sea el
doble del acero del apartado 1. Precisar los porcentajes de constituyentes de este nuevo acero:
5º.-Describir los tratamientos térmicos a los que sometería al acero del apartado 4, a) para posibilitar su mecanización, b) para ser utilizado
para la fabricación de herramientas para arranque de viruta.

6º.-Enumerar las ventajas que se derivarían, desde el
punto de vista del bonificado del acero del apartado 4,
si incorporara elementos de aleación y en particular si
estos fueran carburígenos.
7º.-Justificar cuál de los dos aceros (apartados 1 y 4)
será más susceptible de agrietamiento en el temple.
Diferencia entre ambos en cuanto a la austenita
residual.
8º.-En las fórmulas empíricas para el cálculo de la
templabilidad existe un parámetro relacionado con el
tamaño de grano austenítico. Razónese sobre la
influencia de este parámetro sobre la templabilidad.
9º.- Metalografía: Naturaleza (composición química),
estado (forja o moldeo) y aplicaciones del material
férreo cuya micrografía a 100 x se adjunta.

375. 1
1
912  727

770  727
 C  0.6 %
0.77  0 0.77  C
1
1495
0.60 %
1°- Algunos aceros binarios tienen contenidos en peso de carbono tales que la ferrita obtenida al iniciarse la transformación por enfriamiento
desde el estado gamma, resulta ser siempre magnética (recuérdese que es amagnética para temperaturas superiores a 770°C). Se pide:
determinar el contenido mínimo de carbono C
1 que debe tener el acero para que esto ocurra y precisar si es un acero calmado o efervescente.
-Aceros calmados: %C> 0.3%
-Acero efervescente: %C<0.15%
Por tanto se trata de un acero calmado.
**Acero calmado o reposado: Acero que
ha sido completamente desoxidado antes
de colarlo, mediante la adición de
manganeso, silicio o aluminio. Con este
procedimiento se obtienen lingotes
perfectos, ya que casi no hay producción
de gases durante la solidificación, lo que
impide que se formen sopladuras.
**Acero efervescente: Acero que no ha
sido desoxidado por completo antes de
verterlo en los moldes. Contiene gran
cantidad de sopladuras, pero no grietas.
A partir de esta composición,
considerando aceros ferrito-perlíticos y
enfriamiento de equilibrio aparece fase
 magnétics

376. T
f=1418 ºC
Intervalo de solidificación =I
S=
= T
i – T
f = 1489 – 1418 = 71 ºC
1495 1148

T
i
1148
4.3  0.53 4.3  0.60

T
i=1489 ºC
0.60 %
T
f
T
i
T
i: temperatura de inicio de solidificación
T
f: de final de solidificación
2°- Temperaturas de comienzo y final de solidificación del acero del apartado 1°.
T
f
1148
1495 1148

2.11 0.17 2.11 0.60
(0.77 %C)  (0.0218 %C)  Fe
3
C(6.67 %C)
Reacción eutectoide
C=0.60 %

377. Para los aceros hipereutectoides: A
1=A
2=A
3=A
123 .
A
1=Lugar geométrico de los puntos donde tiene lugar la finalización de la
transformación gamma alfa (Desaparece la fase ).
A
2=Lugar geométrico del cambio de ferrita de amagnética a magnética (770 ºC).
Fe()(Amagnética)  Fe() (Magnética)
770 ºC
A
3= Lugar geométrico de las temperaturas críticas en las cuales comienza la
transformación Gamma  Ferrita (alfa).

TEXTO PERO-SANZ; página 268 “En los aceros hipereutectoides, los puntos de
transformación alotrópica de la austenita, se denominan A
123 para señalar que en
ellos hay coincidencia entre el inicio de la transformación gamma  alfa, y la
transformación magnética. Coinciden, por tanto, los puntos críticos A
3 y A
2 (A
2 señala
el cambio magnético de la ferrita) con el punto A
1; y además corresponde a un
temperatura constante (727ºC)”.

TEXTO PERO SANZ; “Aceros”; página 40: Adviértase que todos los aceros
hipoeutectoides, de contenido en carbono comprendido entre 0.0218% y 0.77 %C,
finalizan la transformación gamma  alfa a la temperatura eutectoide (A
e=727 ºC).
De ahí que sea precisamente esa temperatura eutectoide (A
e= 727 ºC) el punto
crítico A
1 de todos esos aceros.
A
123. Se recogen simultáneamente la temperatura de
aparición del primer grano de la fase  en el
calentamiento (A
1); la aparición del primer grano de fase
 a partir de las juntas de grano de fase  (A
3) y la
temperatura de paso de magnética a amagnetica (A
2) .
3°- En el caso de aceros hipereutectoides la temperatura eutectoide suele denominarse A
321. ¿Por qué?

378. 4º.-Determinar la estructura que presentará a temperatura ambiente, tras un enfriamiento de equilibrio, un acero cuyo contenido en C sea el
doble del acero del apartado 1º. Precisar los porcentajes de constituyentes de este nuevo acero.
C
1 =0.6 % →C
2 =1.2 %
C
2 =1.2 %

379. Parámetros y dureza de la martensita,
en función del % de carbono (en la
parte superior de la figura, el
parámetro a
 de la austenita).
Efecto del revenido en la dureza de un acero de 0.62 %
C templado, realizado durante 1 hora a varias
temperaturas
5º.-Describir los tratamientos térmicos a los que sometería al acero del apartado 4, a) para posibilitar su mecanización, b) para ser utilizado
para la fabricación de herramientas para arranque de viruta.
9°- ¿Por qué, o por qué no, sería adecuado ese acero para fabricar herramientas para corte con arranque de viruta?
Para poder fabricar herramientas para corte con arranque de viruta, lo más ideal es tener un
acero con un contenido de carbono, % C (aproximadamente)= 0.9 %. Además estos aceros de
herramientas necesitan una gran concentración de aleantes (fundamentalmente carburigenos)
que por Temple+Revenido proporcionan una elevada tenacidad y una elevada dureza. La
cementita proporciona resistencia al desgaste. Por tanto, nuestro acero no sería adecuado, ya
que %C = 0.59 %
De la curva de dureza – contenido en C de la martensita, se puede deducir que la dureza de
este acero supera los 60 HRc, de modo que tendría suficiente dureza para el proceso de corte
con arranque de viruta, pero siempre que la operación se realice con refrigeración y parada,
para evitar el calentamiento de la herramienta
Si el corte se hace a alta velocidad se genera un calor
que calienta la herramienta templada, lo que equivale a
un revenido. Para conseguir una tenacidad adecuada el
acero estará revenido, pero con una pequeña pérdida de
dureza. Si se supera esta temperatura durante el
funcionamiento de la herramienta continuara el
revenido y puede perderse más dureza, lo que impediría
cumplir los requerimientos de una herramienta de
corte.

380. 6°- Determinar el porcentaje en peso de ferrita proeutectoide y de ferrita eutectoide, del acero del apartado 1°, después de un recocido de
regeneración con enfriamiento de equilibrio.


C = 0.6 %

381. 6º.-Enumerar las ventajas que se derivarían, desde el punto de vista del bonificado del acero del apartado 4, si incorporara elementos de
aleación y en particular si estos fueran carburígenos.
6.- ¿Cuáles serían las ventajas que, desde el punto de vista del bonificado, se obtendría al adicionar al acero anterior un 1.5 % Mn y un 0.5 %
Mo?
BONIFICADO= HIPERTEMPLE + MADURACIÓN

La primera etapa la realizamos a T>A
3 (fase γ), y el Mn
es favorecedor de esta fase, luego, nos disminuye la
temperatura A
3, pero el Mo es alfágeno y carburígeno.

382. 6º.-Enumerar las ventajas que se derivarían, desde el punto de vista del bonificado del acero del apartado 4, si incorporara elementos de
aleación y en particular si estos fueran carburígenos.
6.- ¿Cuáles serían las ventajas que, desde el punto de vista del bonificado, se obtendría al adicionar al acero anterior un 1.5 % Mn y un 0.5 %
Mo?
BONIFICADO= HIPERTEMPLE + MADURACIÓN

La primera etapa la realizamos a T>A
3 (fase γ), y el Mn
es favorecedor de esta fase, luego, nos disminuye la
temperatura A
3, pero el Mo es alfágeno y carburígeno.

383. (Recordar que M
S es la temperatura a la que se forma el 1% de martensita).
Steven, corregida por Irving M
S (C)  561 474% C  33% Mn17% Ni17% Cr  21(%Mo) 11% W 11% Si
Si no hay elementos de aleación a parte del carbono:
M
S (C)  561 474 % C   M
S (C) dis min uye linealmente con el contenido en C
% C
A< % C
B  M
S(A) > M
S(B)  Mayor salto térmico en el acero B (aumenta el gradiente de temperatura entre la periferia y el núcleo) 
 mayor riesgo de agrietabilidad en el acero B que en el A.
T
LÍQUIDUS (A) > T
LÍQUIDUS (B): el riesgo de quemado es mayor en B que en A.

Lo que primero solidifica es la periferia, al formarse aquí
martensita aumenta el volumen de esta zona. De la
periferia, que absorbe a modo de deformación plástica,
pero cuando el núcleo empieza a transformarse en
martensita, las zonas periféricas, -ya martensíticas-,
están a T mas bajas y tienen poca plasticidad, de modo
que el aumento de volumen que sufre el núcleo puede
dar origen a la aparición de grietas, incluso a la rotura.
Acero A Acero B
7º.-Justificar cuál de los dos aceros (apartados 1 y 4) será más susceptible de agrietamiento en el temple. Diferencia entre ambos en cuanto
a la austenita residual. C
1=0.6 % (Hipoeutectoide) y C
2 = 1.2 % (Hipereutectode)
3°- Señalar las diferencias entre el acero A y el acero B: en cuanto a su temperatura de temple, y en cuanto al riesgo de agrietamiento en el
temple.

384. Acero A Acero B
Templar una pieza de acero es lograr que su estructura sea plenamente martensítica. Para ello es necesario austenizar la pieza y enfriarla de tal
modo que en el centro de la pieza la velocidad de enfriamiento supere un cierto valor crítico V
C a fin de que las austenita proporcione martensita
sin transformaciones previas en las zonas perlítica o bainítica.
La temperatura de austenización previa al temple, que suele denominarse
temperatura de temple, no debe ser excesivamente alta: a fin de evitar
sobrecalentamientos (que originarían una martensita grosera, poco tenaz)
y/o "quemados“. En cambio, una austenización incompleta de estos aceros
produciría, al templar, una mezcla de ferrita (blanda) y martensita y, por
tanto, menor resistencia que si la estructura fuera plenamente martensítica.
Como TEMPERATURA DE TEMPLE para los aceros hipoeutectoides suele
tomarse:
T
= A
3c+ (40°C - 60°C)

En cambio, los aceros hipereutectoides deben austenizarse sólo
parcialmente; al templar no se obtendrá 100% de martensita sino una
dispersión de cementita proeutectoide en una matriz de martensita (la
cementita es también un constituyente duro).
La razón de templar así los aceros hipereutectoides -la austenización
completa exigiría superar la temperatura A
cm es evitar el sobrecalentamiento
y/o quemado del acero. Los aceros hipereutectoides resultan muy propensos
al sobrecalentamiento por la proximidad de A
cm a la línea del solidus del
diagrama Fe-Fe
3C; adviértase que, por ejemplo, para un acero de 2 %C la
austenización completa exigiría alcanzar temperaturas próximas a la de fusión
( un acero binario de 2.11%C empezaría a fundir al alcanzarse 1148 °C).
7º.-Justificar cuál de los dos aceros (apartados 1 y 4) será más susceptible de agrietamiento en el temple. Diferencia entre ambos en cuanto
a la austenita residual. C
1=0.6 % (Hipoeutectoide) y C
2 = 1.2 % (Hipereutectode)

385. Steven, corregida por Irving M
S (C)  561 474% C  33% Mn17% Ni17% Cr  21(%Mo) 11% W 11% Si
Acero A Acero B absorben a modo de deformación plástica del núcleo. Pero cuando llega el
momento de la transformación de austenita a martensita en el núcleo, las zonas
externas -ya martensíticas- están a temperaturas más bajas y tienen poca
plasticidad.
Así cuando el núcleo se transforma en martensita, también con aumento de
volumen, las zonas periféricas, martensíticas y poco plásticas, ejercen una acción a
modo de "zuncho" sobre el núcleo. La dilatación del núcleo puede llegar a producir,
por rotura de ese zunchado periférico, la aparición de grietas (a lo largo de las
generatrices del redondo si se trata de una pieza cilíndrica).

Cuanto menor sea la temperatura M
s del acero menor será la plasticidad de la
martensita periférica al llegar el momento en que el núcleo se transforme en
martensita y aumente de volumen. Esa escasa plasticidad de la periferia
martensítica favorecerá la posibilidad de que se formen grietas en ese momento.
Si no hay elementos de aleación a parte del carbono:
M
S (C)  561 474 % C   M
S (C) dis min uye linealmente con el contenido en C
% C
A< % C
B  M
S(A) > M
S(B)  Mayor salto térmico en el acero B (aumenta el gradiente de temperatura entre la periferia y el núcleo) 
 Mayor riesgo de agrietabilidad en el acero B que en el A. (Recordar que M
S es la temperatura a la que se forma el 1% de martensita).
T
LÍQUIDUS (A) > T
LÍQUIDUS (B): el riesgo de quemado es mayor en B que en A.
Cuando en la periferia se forma martensita -y aumenta el volumen de esa zona- el
núcleo, en cambio, sigue siendo austenítico. En ese caso las tensiones a que se ve
sometido el núcleo de la pieza como resultado de la dilatación de la periferia se

386. 8º.-En las fórmulas empíricas para el cálculo de la templabilidad existe un parámetro relacionado con el tamaño de grano austenítico.
Razónese sobre la influencia de este parámetro sobre la templabilidad.
Ver problema 3, apartado 5º

387. 9º.- Metalografía: Naturaleza (composición química),
estado (forja o moldeo) y aplicaciones del material
férreo cuya micrografía a 100 x se adjunta.

388. 1º.- Determinar las temperaturas de inicio y final de solidificación de un acero binario cuyo contenido en C es tal que, su intervalo de
solidificación coincide numéricamente con el de estabilidad en el dominio +. ¿Qué porcentaje en C presenta ese acero? ¿Valor de las
temperaturas críticas?
2°.- La temperatura crítica A
3 de un cierto acero al carbono, binario, es de 800 °C. Otro acero aleado, de igual contenido en C, presenta en su
composición química elementos alfágenos y gammágenos cuyos efectos se compensan, para dar la misma temperatura A
3, ¿el
comportamiento de estos aceros en el temple, será igual en ambos casos? Razónese.
3°.- Como consecuencia de haber realizado un recocido de regeneración defectuoso a un acero de 0.17 % en peso de C, este ha presentado
una estructura Widmanstátten. Indicar la causa de esta estructura, sus inconvenientes y remedio(s) para evitarla.
4°.-Cómo varía el diámetro crítico real al 50 % al variar la severidad de temple?
5°.- Considérense dos aceros A y B, de tamaño de grano "normal", cuyas composiciones son:

Acero A: 0.3 %C - 1.25 %Cr - 4.25 %Ni - 0.55 %Mn - 0.22 %Si - Pmáx<0.004 % - Smáx<0.004 %
Acero B: 0.3 %C — 3 %Ni — 0.6 %Mn — 0.20 %Si - Pmáx 0.02 % - Smáx  0.02 %

Se pide dibujar de forma aproximada las curvas TTT de uno y otro acero, señalando cuál tiene mayor templabilidad.
Dato: M
s (°C) = 500 -350(%C) -40(%Mn) -22(%Cr) -17(%Ni) -11(%Si) -11(%Mo)
6°.- Determinar los diámetros críticos ideales de los dos aceros del apartado anterior, e indicar como calcularía los diámetros críticos reales
para temple en aceite.
7°.- ¿Por qué —o por qué no- es soldable por soldadura autógena la fundición maleable americana?
8°.- Razonar por qué no son comparables entre sí los resultados del alargamiento en el ensayo de tracción si no se cumple cierta relación de
semejanza geométrica entre las probetas. Indicar cuál debe ser esta.
P34/ Junio 2006.

390. 1º.- Determinar las temperaturas de inicio y final de solidificación de un acero binario cuyo contenido en C es tal que, su intervalo de
solidificación coincide numéricamente con el de estabilidad en el dominio +. ¿Qué porcentaje en C presenta ese acero? ¿Valor de las
temperaturas críticas?
Ver problema 27, apartado 1º

391. 2°.- La temperatura crítica A
3 de un cierto acero al carbono, binario, es de 800 °C. Otro acero aleado, de igual contenido en C, presenta en su
composición química elementos alfágenos y gammágenos cuyos efectos se compensan, para dar la misma temperatura A
3, ¿el
comportamiento de estos aceros en el temple, será igual en ambos casos? Razónese.

392. 3°.- Como consecuencia de haber realizado un recocido de regeneración defectuoso a un acero de 0.17 % en peso de C, este ha presentado
una estructura Widmanstátten. Indicar la causa de esta estructura, sus inconvenientes y remedio(s) para evitarla.

393. 4°.-Cómo varía el diámetro crítico real al 50 % al variar la severidad de temple?
Ver problema 3, apartado 4º

394. 5°.- Considérense dos aceros A y B, de tamaño de grano "normal", cuyas composiciones son:

Acero A: 0.3 %C - 1.25 %Cr - 4.25 %Ni - 0.55 %Mn - 0.22 %Si - Pmáx<0.004 % - Smáx<0.004 %
Acero B: 0.3 %C — 3 %Ni — 0.6 %Mn — 0.20 %Si - Pmáx 0.02 % - Smáx  0.02 %

Se pide dibujar de forma aproximada las curvas TTT de uno y otro acero, señalando cuál tiene mayor templabilidad.
Dato: M
s (°C) = 500 -350(%C) -40(%Mn) -22(%Cr) -17(%Ni) -11(%Si) -11(%Mo)

395. 6°.- Determinar los diámetros críticos ideales de los dos aceros del apartado anterior, e indicar como calcularía los diámetros críticos reales
para temple en aceite.

396. 7°.- ¿Por qué —o por qué no- es soldable por soldadura autógena la fundición maleable americana?
Ver problema 24, apartado C

397. 8°.- Razonar por qué no son comparables entre sí los resultados del alargamiento en el ensayo de tracción si no se cumple cierta relación de
semejanza geométrica entre las probetas. Indicar cuál debe ser esta.

398. P45/ Febrero 2006
1º.- ¿Puede presentar estructura bandeada un acero de 0.05 % peso C en condiciones de solidificación de inequilibrio? ¿Composición
promedio del último sólido en formarse?
Datos: Ecuación de Scheil para la solidificación de no equilibrio:
donde:
K = Coeficiente de reparto de C en Fe()
c
0 y c
L = Concentraciones de soluto inicial y del líquido respectivamente
fL = Fracción de líquido expresada en tanto por uno.
2º.- Dos aceros, uno aleado y el otro no, con distinto porcentaje en C presentan igual valor de la dureza tras revenido tenaz. La resiliencia será
mayor, igual o menor. Razone su respuesta e indique alguna conclusión práctica que puede deducirse.
3°.- ¿Se podría afirmar en algún caso que un acero de 0.5%C resulte hipereutectoide por enfriamiento al aire? Razónese.
4°.- Al templar un acero: ¿pueden presentarse estructuras micrográficas de ferrita y martensita? Tras revenido: ¿pueden obtenerse estructuras
ferrito-perlíticas? Razonar la respuesta.
5°.- ¿Al aumentar el diámetro de un cilindro de acero para temple, varía su templabilidad?¿Cómo varía el diámetro crítico real al 50 % al variar
la severidad de temple?¿Y el diámetro crítico ideal?
6°.- Averiguar cuál será la carga de rotura y la dureza tras revenido a 550°C durante 1 hora, del acero de composición: 0.35%C-0.5%Mn-0.25
%Si-3%Ni-1 % Cr-0.4 %Mo. Datos: HB10xHRC.
Coeficiente de ablandamiento dado por la expresión: HC =11.2 + [0.00334T(15.3+log t)].
Con: H, expresado con unidades de dureza Rockwell C; T en grados K, y t en segundos.
7°.- Citar las condiciones que han de cumplirse para que dos aceros bonificables de diferente composición, puedan ser sustituibles entre si.
1
0
L
 c 
1k
f   

c
L 
DUREZA POTENCIAL
%C 0.20 0.25 0.30 0.35 0.40 0.45 0.50 0.55 0.60 0.65 0.70 0.75
Dureza
potencial
78+A 80+A 82+A 83+A 85+A 87+A 89+A 91+A 92+A 93+A 94+A 95+A
VALORES DE A
Elementos Revenidos bajos
( < 350 ºC)
Revenidos altos
( > 600 ºC)
Mn 4(% Mn) 4(% Mn)
Si 4(% Si) 4(% Si)
Ni 1(% Ni) 1(% Ni)
Co 0.5(% Co) 0.5(% Co)
Cr 1.5(% Cr) 5(% Cr)
Mo 2.5(% Mo) 20 (% Mo)
V ---------- 50(% V)

399. 1º.- ¿Puede presentar estructura bandeada un acero de 0.05 % peso C en condiciones de solidificación de inequilibrio? ¿Composición
promedio del último sólido en formarse?
Datos: Ecuación de Scheil para la solidificación de no equilibrio:
donde:
K = Coeficiente de reparto de C en Fe()
1
 c
0

1k
f
L
 
c

 L 
c
0 y c
L = Concentraciones de soluto inicial y del líquido respectivamente
fL = Fracción de líquido expresada en tanto por uno.

(a).- Lo primero es determinar el coeficiente de reparto del C en Fe()
0.09
C
 C(Fe

)
max
  C
s

     0.17 k   
 C(L)  0.53
 L 1495 ºC  1495 ºC 
Los datos para aplicar la ecuación de Scheil son: c
0= 0.05 % peso C
L y = 0.53 % peso C
1
1
0
L
c
c
 
1k
 
10.17
f   0.0624, (6.24 % en peso)  
0.05
  
 0.53   L 
Por tanto, participa de la reacción peritéctica como si fuese hipoperitéctica, lo que indica que presentará bandeado perlítico, reforzado por que
desarrolla una reacción peritéctica incompleta con "defecto" de líquido (discontinuidad en C del acero).

(b).- La composición promedio del último sólido en formarse se evalúa por aplicación de la "regla de la palanca", a un diferencial de
temperatura "anterior" al de inicio de la reacción peritéctica en el enfriamiento / solidificación:

400. 2º.- Dos aceros, uno aleado y el otro no, con distinto porcentaje en C presentan igual valor de la dureza tras revenido tenaz. La resiliencia será
mayor, igual o menor. Razone su respuesta e indique alguna conclusión práctica que puede deducirse.
Para que las curvas del revenido se corten (igual valor de dureza), en la zona de revenido tenaz (condiciones del enunciado), es
preciso que la dureza tras temple (100 %M) sea mayor en el acero al C que en el aleado (HR
al C> HRC
aleado). Como la dureza tras
temple depende sólo del %C, esta condición es equivalente a esta:
%C
al C > %C
aleado
Lo anterior lleva implícito que la pérdida de dureza durante el revenido (Tempering resistance), es más rápida en el acero al C
que en el acero aleado (|d(HRC)/d|
al C > |d(HRC)/d|
aleado). Este último extremo se debe al efecto de los aleantes que retardan
la difusión del C en la martensit, y la coalescencia de carburos en la martensita revenida.
En conclusión, el acero aleado es más tenaz que el acero al C por dos razones:
(a).- Tiene menos C, luego la f
v((Fe,X)
3C) es menor
(b).- El d
ppt[(Fe,X)
3C] será menor, por su menor propensión a coalescencia (Ostwald Ripening y papel de los aleantes), también
favorable para un óptimo comportamiento tenaz.
(d
ppt = Diámetro de precipitado)

401. 3°.- ¿Se podría afirmar en algún caso que un acero de 0.5 %C resulte hipereutectoide por enfriamiento al aire? Razónese.
Ver problema 3, apartado 8º
La "depresión" del bucle + por enfriamiento continuo de aceros F+P, representadas
en el diagrama Fe-C metaestable (y por tanto dando lugar a la formación de los
constituyentes de equilibrio metaestable) tienen como límite el desplazamiento del
eutectoide hasta contenido en C del acero (C  0.45% peso). Ello se explica mediante
las cinéticas de transformación (curvas en "C") del acero por enfriamiento continuo: la
condición límite C
E'=0.45 %, se correspondería con aquella velocidad de enfriamiento
desde el estado austenítico, igual a la "templabilidad ferrítica" de este. Es decir, la
curva de enfriamiento pasa por el punto de intersección entre las cinéticas de 1 % 
PRO
y del 1% P.

Mayores velocidades de enfriamiento no harían sino producir constituyentes de no
equilibrio: bainita, y/o martensita, por lo que no sería posible una representación del
bucle + "deprimido" con C
E'<0.45%, por no figurar en el diagrama metaestable
dichos constituyentes (B y/o M).

402. 4°.- Al templar un acero: ¿pueden presentarse estructuras micrográficas de ferrita y martensita? Tras revenido: ¿pueden obtenerse estructuras
ferrito-perlíticas? Razonar la respuesta.
Ver problema 3, apartado 6º

403. 5°.- ¿Al aumentar el diámetro de un cilindro de acero para temple, varía su templabilidad?¿Cómo varía el diámetro crítico real al 50 % al variar
la severidad de temple?¿Y el diámetro crítico ideal?
Ver problema 5, apartado 7º

404. 6°.- Averiguar cuál será la carga de rotura y la dureza tras revenido a 550°C durante 1 hora, del acero de composición: 0.35%C-0.5%Mn-0.25
%Si-3%Ni-1 %Cr-0.4 %Mo. Datos: HB10xHRC.
Coeficiente de ablandamiento dado por la expresión: HC =11.2 + [0.00334T(15.3+log t)].
Con: H, expresado con unidades de dureza Rockwell C; T en grados K, y t en segundos.
DUREZA POTENCIAL
%C 0.20 0.25 0.30 0.35 0.40 0.45 0.50 0.55 0.60 0.65 0.70 0.75
Dureza
potencial
78+A 80+A 82+A 83+A 85+A 87+A 89+A 91+A 92+A 93+A 94+A 95+A
VALORES DE A
Elementos Revenidos bajos
( < 350 ºC)
Revenidos altos
( > 600 ºC)
Mn 4(% Mn) 4(% Mn)
Si 4(% Si) 4(% Si)
Ni 1(% Ni) 1(% Ni)
Co 0.5(% Co) 0.5(% Co)
Cr 1.5(% Cr) 5(% Cr)
Mo 2.5(% Mo) 20 (% Mo)
V ---------- 50(% V)

405. H
P =83 + A
Como 350°C<
TRAT<600°C (
TRAT =550 °C), a partir de los datos anteriores interpolamos:
Revenidos bajos ( 350º C)  A  4(%Mn)  4(%Si)  (%Ni)  0.5(%Co) 1.5(%Cr)  2.5(%Mo)
Revenidos altos ( 600º C)  A  4(%Mn)  4(%Si)  (%Ni)  0.5(%Co)  5(%Cr)  20(%Mo)  50(% V)
Revenidos bajos ( 350º C)  A  4(0.5)  4(0.25)  (3)  0.5(o) 1.5(1)  2.5(0.4)  8.5
Revenidos altos ( 600º C)  A  4(0.5)  4(0.25)  (3)  0.5(0)  5(1)  20(0.4)  50(0)  19
H
P =83 + A= 83+8.5=91.5

H
P =83 + A= 83+19=102
Hc =11.2 + [0.00334T(15.3+log t)] = 11.2 + [0.00334(550+273)(15.3+log (3600)] = 11.2+51.83= 63.03 RC

La dureza tras revenido valdrá: H
R = H
P - H
c = 99.9 - 63.03 = 36.87 RC
Convirtiendo la dureza Rockwell C en Brinell (enunciado): HB (kg/mm
2
) = 10xHRC = 368.7
La conversión de dureza Brinell a carga de rotura en aceros, se obtiene de la expresión:
R
m (kg/mm
2
) = (3/10)HB (kg/mm
2
) = 110.61 kq/mm
2
= 1084 MPa (material de alta resistencia 750 MPa < Rm < 1500 MPa)
Límite de Fatiga =(R
m/3, R
m/2) = (361.3 MPa, 542 MPa)
P
102  H
P
(550 º C)

102  91.5
 H (550 º C)  99.9 HRC
600  550 600  350

406. 7°.- Citar las condiciones que han de cumplirse para que dos aceros bonificables de diferente composición, puedan ser sustituibles entre si.
Deben poseer las mismas "4 cifras clave":
1.- %C
2.- D
Ci
3.- Hp
misma cantidad Fe3C dispersa en matriz a tras revenido,
igual templabilidad,
como 1 y 2 equivalen a un idéntico comportamiento del material en el revenido, fijando el "punto de partida" o
valor teórico tras temple, las curvas de ablandamiento tras revenido serán idénticas. Responderán igual al revenido.
4.- Ms misma propensión al agrietamiento

407. P46/ Setiembre 2003