aCastelAín-Acevedo-Juan-CA-sar-2019-MC-en-IM

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INSTITUTO POLITÉCNICO NACIONAL 
Escuela Superior de Ingeniería Química e 
Industrias Extractivas 
 
Departamento de Ingeniería Metalúrgica y Materiales 
 
 
 
Comportamiento microestructural y de propiedades 
mecánicas de hierros dúctiles y ADI´s aleados con Cromo y 
Vanadio 
 
TESIS 
 
Que para obtener el grado de: 
Maestro en Ciencias en Ingeniería Metalúrgica 
 
 
Presenta: 
 
Ing. Juan César Castelán Acevedo 
 
 
Director de tesis: 
 
Dr. Alejandro Cruz Ramírez 
 
 
ii 
 
 
 
iii 
 
 
 iv 
Índice general 
RESUMEN x 
ABSTRACT xi 
 
CAPÍTULO I. INTRODUCCIÓN 1 
 
CAPÍTULO II. ANTECEDENTES 3 
 2.1 Hierro fundido 3 
 2.2 Hierro dúctil 6 
 2.3 Microestructura de los hierros nodulares 7 
 2.4 Propiedades de los hierros dúctiles 9 
 2.5 Hierro dúctiles austemperizados (ADI) 10 
 2.6 Tratamiento térmicos 11 
 2.6.1 Etapas de la transformación del austemperizado 11 
 2.7 Ventana del proceso 13 
 2.8 Elementos de aleación 13 
 2.9 Nódulos de grafito 15 
 2.10 Microestructura de un ADI 17 
 2.11 Estado del arte 18 
 
CAPÍTULO III. DESARROLLO EXPERIMENTAL 21 
 3.1 Fabricación de hierro dúctil 22 
 3.2 Tratamientos Térmicos 25 
 3.3 Caracterización 25 
 3.3.1 Estudio metalográfico 26 
 3.3.2 Microscopia óptica 26 
 
 
v 
 3.3.3 Análisis cuantitativo 26 
 3.3.4 Caracterización mecánica 27 
 3.3.4.1 Ensayo de dureza Rockwell C 28 
 3.3.4.2 Ensayo de resistencia a la tensión 28 
 3.3.4.3 Ensayo de resistencia al impacto 29 
 
CAPÍTULO IV. ANÁLISIS DE RESULTADOS 30 
 4.1 Análisis químico 30 
 4.2 Análisis metalográfico 31 
 4.3 Análisis microestructural 36 
 4.4 Hierros dúctiles austemperizados 39 
 4.4.1 Tratamientos térmicos 39 
 4.4.2 Análisis de fase 54 
 4.4.3 Cálculos de la ventana del proceso 58 
 4.5 Caracterización mecánica 61 
 4.5.1 Dureza 61 
 4.5.2 Tensión 64 
 4.5.3 Impacto 66 
 
CONCLUSIONES 68 
 
REFERENCIAS BIBLIOGRÁFICAS 70 
 
 
 
 
 
 
 
vi 
Índice de figuras 
Figura Descripción Página 
2.1 Microestructura de un hierro dúctil sin ataque químico, con 
nódulos de grafito embebidos en una matriz metálica. 
 
6 
2.2 Microestructura típica de un hierro dúctil o nodular. 
 
9 
2.3 Diagrama de Temperatura, Tiempo y Transformación, 
tratamiento térmico de austemperizado. 
 
12 
2.4 Formas típicas del grafito de acuerdo a la norma ASTM A 247. 
 
16 
2.5 Microestructura de un ADI Taustenizado =910 °C durante 120 
minutos y Taustemperizado = 380°C por 60 minutos. 
 
17 
2.6 Cambio de dureza con respecto a la temperatura de 
Austemperizado. 
 
18 
2.7 Variación de la dureza de las dos aleaciones de Hierro dúctil. 
 
19 
3.1 Diagrama general experimental. 
 
21 
3.2 Materia prima para la fabricación de hierros dúctiles. 
 
22 
3.3 Esquema general para el proceso de fusión. 
 
24 
3.4 Ciclos de tratamientos térmicos. 
 
25 
3.5 Solución de Persulfato de Amonio. 
 
26 
3.6 Conteo nodular de un hierro dúctil. 
 
27 
3.7 Máquina de tensión marca Shimadzu AGS-X. 
 
28 
3.8 Especificación de una probeta de tensión bajo la norma ASTM 
E8. 
 
28 
3.9 Máquina marca Instron para ensayo Charpy. 29 
 
 
 
vii 
3.10 Especificación de una probeta de impacto bajo la norma 
ASTM E23. 
 
29 
4.1 Coladas de los hierros dúctiles fabricados. 
 
30 
4.2 Micrografías de hierro dúctil sin alear: a) sin ataque químico, 
b) ataque con nital al 2.0 % y c) ataque con persulfato de 
amonio. 
 
32 
4.3 Micrografías de hierro dúctil aleado con Vanadio: a) sin 
ataque químico, b) ataque con nital al 2.0 % y c) ataque con 
persulfato de amonio. 
 
33 
4.4 Micrografías de hierro dúctil aleado con Cromo: a) sin ataque 
químico, b) ataque con nital al 2.0 % y c) ataque con 
persulfato de amonio. 
 
34 
4.5 Histograma de análisis metalográfico de DI sin alear. 
 
36 
4.6 Histograma de análisis metalográfico de DI aleado con Cr. 
 
37 
4.7 Histograma de análisis metalográfico de DI aleado con V. 
 
38 
4.8 Micrografías de hierro dúctil austemperizado sin alear de 
espesor de 0.5 in: a) sin ataque químico, b) ataque con nital al 
2.0 % y c) ataque con persulfato de amonio. 
 
40 
4.9 Micrografías de hierro dúctil austemperizado sin alear de 
espesor de 1.0 in: a) sin ataque químico, b) ataque con nital al 
2.0 % y c) ataque con persulfato de amonio. 
 
41 
4.10 Micrografías de hierro dúctil austemperizado sin alear de 
espesor de 0.5 in: a) sin ataque químico, b) ataque con nital al 
2.0 % y c) ataque con persulfato de amonio. 
 
42 
4.11 Micrografías de hierro dúctil austemperizado sin alear de 
espesor de 1.0 in: a) sin ataque químico, b) ataque con nital al 
2.0 % y c) ataque con persulfato de amonio. 
 
43 
4.12 Micrografías de hierro dúctil austemperizado con Cr de 44 
 
 
viii 
espesor de 0.5 in: a) sin ataque químico, b) ataque con nital al 
2.0 % y c) ataque con persulfato de amonio. 
 
4.13 Micrografías de hierro dúctil austemperizado con Cr de 
espesor de 1.0 in: a) sin ataque químico, b) ataque con nital al 
2.0 % y c) ataque con persulfato de amonio. 
 
45 
4.14 Micrografías de hierro dúctil austemperizado con Cr de 
espesor de 0.5 in: a) sin ataque químico, b) ataque con nital al 
2.0 % y c) ataque con persulfato de amonio. 
 
46 
4.15 Micrografías de hierro dúctil austemperizado con Cr de 
espesor de 1.0 in: a) sin ataque químico, b) ataque con nital al 
2.0 % y c) ataque con persulfato de amonio. 
 
47 
4.16 Micrografías de hierro dúctil austemperizado con V de 
espesor de 0.5 in: a) sin ataque químico, b) ataque con nital al 
2.0 % y c) ataque con persulfato de amonio. 
 
48 
4.17 Micrografías de hierro dúctil austemperizado con V de 
espesor de 1.0 in: a) sin ataque químico, b) ataque con nital al 
2.0 % y c) ataque con persulfato de amonio. 
 
49 
4.18 Micrografías de hierro dúctil austemperizado con V de 
espesor de 0.5 in: a) sin ataque químico, b) ataque con nital al 
2.0 % y c) ataque con persulfato de amonio. 
 
50 
4.19 Micrografías de hierro dúctil austemperizado con V de 
espesor de 1.0 in: a) sin ataque químico, b) ataque con nital al 
2.0 % y c) ataque con persulfato de amonio. 
 
51 
4.20 Difractogramas de la muestra ADI-0.2V de 0.5 in para 
Taustenitizado = 900 °C (3h) y Taustemperizado = 260 °C, para: a) 60 
min, b) 90 min y c) 120 min. 
 
54 
4.21 Difractogramas de la muestra ADI-0.2V de 0.5 in para 
Taustenitizado = 950 °C (3h) y Taustemperizado = 300 °C, para: a) 60 
min, b) 90 min y c) 120 min. 
 
55 
 
 
ix 
4.22 Difractogramas de la muestra ADI-0.2V de 1.0 in para 
Taustenitizado = 900 °C (3h) y Taustemperizado = 260 °C, para: a) 60 
min, b) 90 min y c) 120 min. 
 
55 
4.23 Difractogramas de la muestra ADI-0.2V de 1.0 in para 
Taustenitizado = 950 °C (3h) y Taustemperizado = 300 °C, para: a) 60 
min, b) 90 min y c) 120 min. 
 
56 
4.24 Difractogramas de la muestra ADI-0.2Cr de 0.5 in para 
Taustenitizado = 900 °C (3h) y Taustemperizado = 260 °C, para: a) 60 
min, b) 90 min y c) 120 min. 
 
56 
4.25 Difractogramas de la muestra ADI-0.2Cr de 0.5 in para 
Taustenitizado = 950 °C (3h) y Taustemperizado = 300 °C, para: a) 60 
min, b) 90 min y c) 120 min. 
 
57 
4.26 Difractogramas de la muestra ADI-0.2Cr de 1.0 in para 
Taustenitizado = 900 °C (3h) y Taustemperizado = 260 °C, para: a) 60 
min, b) 90 min y c) 120 min. 
 
57 
4.27 Difractogramas de la muestra ADI-0.2Cr de 1.0 in para 
Taustenitizado = 950 °C (3h) y Taustemperizado = 300 °C, para: a) 60 
min, b) 90 min y c) 120 min. 
 
58 
4.28 Porcentaje de austenita retenida del ADI-0.2V para los 
tratamientos térmicos de Taustenitizado = 900 °C; Taustemperizado= 
260 °C y Taustenitizado = 950 °C; Taustemperizado= 300 °C para: a) 0.5 
in y b) 1.0 in de espesor. 
 
59 
4.29 Porcentaje de austenita retenida del ADI-0.2Cr para los 
tratamientos térmicos de Taustenitizado = 900°C; Taustemperizado= 
260 °C y Taustenitizado = 950 °C; Taustemperizado= 300 °C para: a) 0.5 
in y b) 1.0 in de espesor. 
 
60 
4.30 Dureza en función del tiempo de TT de austemperizado de los 
ADI´s. 
 
63 
4.31 Gráfico de esfuerzo vs deformación de DI y ADI´s. 65 
 
4.32 Resultados de la energía de impacto de los materiales 
empleados. 
66 
 
 
x 
Índice de tablas 
Tabla Descripción Página 
2.1 Composición química de un hierro dúctil. 7 
2.2 Composición química de las muestras de Hierros nodulares 19 
3.1 Porcentajes de los elementos constituyentes de la materia 
prima 
22 
4.1 Análisis químico del hierro dúctil sin alear. 30 
4.2 Análisis químico del hierro dúctil aleado con Cr- 0.2%. 31 
4.3 Análisis químico del hierro dúctil aleado con V- 0.2%. 31 
4.4 Análisis metalográfico del DI sin alear. 36 
4.5 Análisis metalográfico del DI aleada con Cr. 37 
4.6 Análisis metalográfico del DI aleada con V. 37 
4.7 Durezas de DI sin TT. 61 
4.8 Durezas de los ADI´S fabricados. 62 
4.9 Propiedades de ensayo de tensión de DI y ADI´s. 64 
4.10 Energía absorbida de los materiales empleados. 66 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
xi 
Resumen 
En este trabajo se fabricaron hierros dúctiles (DI) aleados con Cr y V (0.2%) y sin alear 
en un horno de inducción sin núcleo empleando acero 1018, ferroaleaciones, metal 
sorel, retorno de hierro nodular y grafito. Para la reacción de nodulización en la olla se 
utilizó noduloy (9C3) y troquel de acero, por otro lado, para la inoculación se empleó 
inoculante comercial Calsifer para generar los sitios de nucleación. Para la obtención 
de las muestras se ocuparon las placas de espesores de 0.5 y 1.0 in y se realizó un 
análisis microestructural y mecánico para cada uno de los DI. Posteriormente, las 
probetas fueron sometidas a un tratamiento térmico de austenitizado de 900 y 950 °C 
durante 3h, y un tratamiento de austemperizado de 260 y 300 °C con tiempos de 60, 
90 y 120 min, empleando baños de sales de nitrato de sodio y de potasio. Estas 
probetas se caracterizaron por Difracción de Rayos-X y por Microscopía óptica, para la 
determinación de la ventana de proceso se aplicó el modelo propuesto por J 
Aranzábal. 
En los DI de espesores de 0.5 in se observó en el conteo nodular que éstos 
presentaron nódulos de menor tamaño y en mayor cantidad, con respecto a los de 
1.0 in, la adición de Cr y V propició que la densidad de nódulos aumentara en 22 y 30 
%, respectivamente. Se determinó la ventana del proceso en 90 min para la 
temperatura de austemperizado de 260 °C, austenitizando a 900 °C por 180 min, esta 
condición genera la mayor cantidad de ausferrita, lo que propicia un incremento en 
las propiedades mecánicas. La ausferrita fina obtenida por la adición de vanadio en el 
ADI, permitió obtener las propiedades mecánicas más elevadas; esto es durezas de 55 
y 46 HRC y resistencia máxima a la tensión de 908 y 952 MPa para los espesores de 
0.5 y 1 pulgada, respectivamente. La adición de vanadio al ADI propicia un notable 
incremento en la tenacidad del material, alcanzando valores de 14 y 18 J para los 
espesores de 0.5 y 1 pulgada, respectivamente. 
 
 
xii 
Abstract 
In this work, ductile iron (DI) alloyed with Cr and V (0.2%) and unalloyed were 
manufactured in an induction furnace without core using 1018 steel, ferroalloys, pig 
iron, nodular iron scrap, and graphite. Nodulloy (9C3) was using as nodulizing in 
transfer ladle using the sandwich process. The commercial inoculant Calcifer was used 
for inoculation to generate nucleation sites. Samples used for microstructural and 
mechanical analysis were obtained from casting plates of 0.5 and 1.0 in thickness. 
Subsequently, the specimens were subjected to an austenitized heat treatment of 900 
and 950 ° C for 3h, and an austempered treatment of 260 and 300 ° C with times of 
60, 90 and 120 min, using sodium nitrate salt baths and potassium. These specimens 
were characterized by X-ray diffraction and by optical microscopy. The model 
proposed by J Aranzábal was applied to determine the window process. 
The ductile irons produced shows that the nodule count was increased as the 
thickness is decreased, while the nodule size is decreased. The addition of Cr and V 
caused that the density of nodules increased by 22 and 30%, respectively. The process 
window was determined in 90 min for the austempered temperature of 260 ° C, 
austenitizing at 900 ° C for 180 min, this condition generates the greatest amount of 
ausferrite, which leads to an increase in mechanical properties. The fine ausferrite 
obtained by the addition of vanadium in the ADI allowed to obtain the highest 
mechanical properties; this is hardness’s of 55 and 46 HRC and maximum tensile 
strength of 908 and 952 MPa for thicknesses of 0.5 and 1 inches, respectively. The 
addition of vanadium to the ADI leads to a notable increase in the toughness of the 
material, reaching values of 14 and 18 J for the thicknesses of 0.5 and 1 inch, 
respectively. 
 
 1 
Capítulo I. Introducción 
La industria metalúrgica continuamente busca nuevas alternativas de materiales más 
ligeros, duraderos y rentables. El hierro dúctil (DI) es uno de esos materiales, el cual 
presenta propiedades ingenieriles de buena resistencia a la tracción, ductilidad y 
tenacidad, junto con una buena resistencia al desgaste y alta dureza [1]. Sin embargo, 
cuando el DI se somete a un tratamiento térmico isotérmico, conocido como 
"austempering", se produce un hierro dúctil austemperizado (ADI) [2], el cual presenta 
propiedades muy superiores al hierro dúctil. 
El proceso de austempering fue desarrollado por primera vez por Davenport y Bain [3] 
y se aplicó a los aceros en la década de 1930. El proceso de austempering en los 
hierros dúctiles implica austenitizar, templar y transformar isotérmicamente una 
muestra o componente a una temperatura en la región bainítica durante un período 
de tiempo apropiado. El proceso de austenitización y austempering a menudo se 
llevan a cabo en baños de sales fundidas para evitar la oxidación de la superficie de 
las muestras o componentes, los cuales posteriormente son templados en aire o agua. 
Los materiales ADI poseen una microestructura única de ausferrita, producida por el 
austempering de los DI. La ausferrita es una mezcla de ferrita acicular fina y austenita 
con alto contenido en carbono [4-5]. Las capacidades de dicha microestructura recién 
formada son muy superiores a muchas aleaciones ferrosas. Cuando se compara con 
estructuras perlíticas, ferríticas o incluso martensíticas, la ausferrita exhibe el doble de 
resistencia para un nivel dado de ductilidad obtenido en el tratamiento térmico 
convencional [2]. 
Las propiedades mecánicas de los ADI dependen de la microestructura de ausferrita, 
ésta ofrece un incremento en las propiedades mecánicas que lo hace superior a 
cualquier otro hierro dúctil. Se pueden lograr diferentes combinaciones de 
Introducción 
 2 
propiedades en los ADI, debido a que la microestructura de ausferrita depende tanto 
de los parámetros de tratamiento térmico como de los elementos de aleación. Debido 
a sus propiedades superiores y bajo costo de producción, los ADI se han utilizado 
cada vez más para piezas industriales tales como engranajes, árboles de levas y 
cigüeñales, dentro de la industria automotriz [6]. 
Los elementos de aleación como Cromo y Vanadio son fuertes estabilizadores de 
carburos, los cuales son adicionados al DI durante el proceso de fusión en pequeñas 
cantidades, dado que aumentan las propiedades mecánicas considerablemente. 
En base a lo anterior, se planteó el objetivo general de fabricar hierros dúctiles 
aleados con Cr (0 a 0.2%) y V (0 a 0.2%) y proponer un tratamiento térmico de 
austempering apropiado para obtener un hierro dúctil austemperizado con alta 
resistencia y dureza. Para alcanzar este objetivo se plantearon los siguientes objetivosparticulares: 
1. Fabricar hierros dúctiles aleados con Cr y V (0-0.2%) y sin alear en un horno de 
inducción sin núcleo. 
2. Realizar los Tratamientos Térmicos a los hierros dúctiles fabricados (Taustenitizado 
= 900 y 950 °C durante 3 h; Taustempering = 260 y 300 °C durante 60, 90 y 120 
min). 
3. Determinar la evolución microestructural de los ADI´s empleando la técnica de 
Microscopia Óptica y Difracción de Rayos-X. 
4. Determinar la ventana del proceso del Tratamiento Térmico de los hierros 
fabricados. 
5. Determinar las propiedades mecánicas de los hierros dúctiles y de los ADI´s por 
ensayos de tensión y pruebas de impacto-Charpy. 
 
 3 
Capítulo II. Antecedentes 
2.1 Hierro fundido 
 
El término hierro fundido, como el término acero, identifica una gran familia de 
aleaciones ferrosas. Éstas contienen principalmente elementos como hierro, carbono y 
silicio. El hierro fundido tiene mayores contenidos de carbono y silicio que el acero. 
Debido al mayor contenido de carbono, la estructura del hierro fundido, a diferencia 
del acero, exhibe una fase rica de carbono [7]. 
 
El hierro fundido se volvió indispensable para los propósitos ingenieriles y domésticos 
después del desarrollo del horno de cubilote entre los siglos XVIII y XIX. Se reporta el 
año 1947 como el año del desarrollo del hierro nodular [8]. 
 
La mayoría de las referencias consultadas para la realización de este trabajo definen a 
los hierros fundidos como aleaciones de hierro carbono en los cuales el contenido de 
carbono varía teóricamente entre (2.1 a 6.7%); aunque en la práctica, el contenido de 
carbono se limita al intervalo de 2.7 a 3.7%. Algunos autores [9-10] difieren de estos 
contenidos y establecen que el contenido de carbono para los hierros fundidos 
comerciales se encuentra entre 2 y 4 %. 
 
Los elementos que siempre se encuentran presentes en los hierros fundidos son 
carbono, manganeso, silicio, fósforo y azufre; aunque en algunos casos existe la 
presencia de níquel, cobre y cromo. 
 
Los hierros fundidos difieren de los aceros en: 
1. Mayor contenido de carbono. 
2. En su microestructura, además de grafito, perlita y ferrita puede aparecer 
ledeburita. 
3. Mayor contenido de silicio, manganeso, fósforo, azufre. 
Antecedentes 
 4 
4. Menor punto de fusión lo que provoca una mayor fluidez junto con el mayor 
contenido de silicio. 
5. Poca capacidad de deformación plástica. 
 
Según el método de obtención de los hierros fundidos y atendiendo al estado o 
forma del grafito se clasifican como: [11-13] 
 
a) Fundiciones blancas: Se caracterizan porque en ellas todo el carbono se va a 
encontrar combinado con el hierro. Las estructuras que presentan son de 
perlita, cementita y ledeburita. En ellas la zona fracturada presenta un color 
blanquecino caracterizándose además por: 
• Elevada dureza. 
• Elevada fragilidad. 
• Baja maquinabilidad. 
• Elevada resistencia al desgaste. 
 
b) Fundiciones grises: Se caracterizan porque la mayor parte del carbono se 
encuentra en estado libre de grafito laminar. Presenta las siguientes 
propiedades: 
• Buena maquinabilidad. 
• Elevada resistencia al desgaste. 
 
Por su forma son capaces de amortiguar vibraciones. Atendiendo a su estructura 
las fundiciones grises se dividen en: 
• Fundición gris perlítica. 
• Fundición gris ferrítica-perlítica. 
• Fundición gris ferrítica. 
 
c) Fundiciones de alta resistencia (nodulares): Se caracterizan porque todo el 
carbono se encuentra en forma de grafito nodular. Esta fundición se obtiene 
Antecedentes 
 
 
 
5 
añadiendo magnesio o cerio a la carga de metal fundido durante el proceso de 
fundición. Presenta las siguientes propiedades: 
• Mayor ductilidad. 
• Mayor resistencia a la tracción. 
• Mejor resistencia al desgaste. 
d) Fundiciones maleables: Se caracterizan por presentar el carbono libre en forma 
de grafito, el cual se encuentra en forma de roseta y se obtiene a partir de 
someter a la fundición blanca a un recocido de grafitización. Presenta las 
siguientes características: 
• Alta resistencia a la tracción. 
• Elevada plasticidad. 
 
e) Fundiciones aleadas: Se caracterizan por presentar elementos aleantes como el 
cromo, níquel, manganeso, silicio, aluminio, cobre, titanio, molibdeno, vanadio 
los cuales influyen en la microestructura y propiedades de las mismas. Sus 
propiedades fundamentales son: 
• Resistencia a la formación de cascarilla. 
• Resistencia a la abrasión. 
• Resistencia a algunos ácidos. 
 
Algunos autores [14] consideran también un grupo de fundiciones denominadas como: 
fundición en coquilla y/o fundición templada. Estas fundiciones se obtienen al vaciar 
el metal fundido durante la colada en coquillas o moldes metálicos. De esta forma al 
existir una mayor velocidad de enfriamiento en la periferia del molde, se origina una 
estructura de fundición blanca y en el centro de la pieza, al existir una menor 
velocidad de solidificación, se favorece la descomposición de la cementita obteniendo 
una estructura de fundición gris. Entre la superficie y el centro de la pieza existirá una 
zona de fundición intermedia. 
Antecedentes 
 
 
 
6 
2.2 Hierro dúctil 
El hierro dúctil, también conocido como hierro nodular o hierro con grafito esferoidal 
(SG), es un hierro fundido en el que el grafito está presente como pequeñas esferas 
(nódulos) como se observa en la Figura 2.1. 
En el hierro dúctil, el grafito eutéctico se separa del hierro fundido durante la 
solidificación de una manera similar a la que el grafito eutéctico se separa en hierro 
fundido gris. Sin embargo, debido a un tratamiento de nodulización del hierro líquido 
mediante la adición de ferromagnesio, el grafito crece como esferas en lugar de 
hojuelas durante la solidificación. El grafito en forma esferoidal imparte propiedades 
mecánicas únicas al hierro dúctil [15]. 
 
 
 
 
 
Figura 2.1. Microestructura de un hierro dúctil sin ataque químico, con nódulos de grafito 
embebidos en una matriz metálica [12]. 
La producción de fundición dúctil requiere de un control cuidadoso de los elementos 
contenidos en su composición química. Las cantidades de componentes particulares 
de la aleación dependen de las propiedades requeridas de los materiales. En general, 
se puede afirmar que el hierro dúctil contiene cantidades relativamente considerables 
de carbono, de aproximadamente 4.0%, y silicio entre el 2.5 y el 3.0%, y cantidades 
insignificantes de fósforo y azufre [16]. En la Tabla 2.1 se muestra la composición 
química típica de un hierro nodular o dúctil sin elementos aleantes. 
Antecedentes 
 
 
 
7 
Tabla 2.1. Composición química de un hierro dúctil [15]. 
 C Mn Si Cr Ni Mo Cu P S Ce Mg 
% 3.6-
3.8 
0.15-
1.0 
1.8-
2.8 
0.03-
0.07 
0.05-
0.2 
0.01-
0.1 
0.15-
1.0 
0.03 
máx 
0.002 
máx 
0.005-
0.02 
0.03-
0.06 
 
En la obtención del DI tienen mucha importancia los elementos nodulizantes, los 
cuales propician la esferoidización del grafito que proporciona una elevada 
resistencia. Según Lajtin [17], la cantidad de Mg requerida en el hierro durante la etapa 
de nodulización debe estar entre 0.03-0.07 % para una adecuada formación de los 
nódulos. 
Los tres constituyentes de la fundición de hierro dúctil que tienen mayor influencia en 
las propiedades de resistencia y dureza son el carbono, silicio y fósforo. Un término 
conocido como carbono equivalente (CE), combina el efecto de esos elementos. En el 
hierro dúctil la reacción invariante eutéctica ocurre con un contenido de carbono de 
4.3 % en el sistema binario Fe – C. Debido a que el silicio y fósforo están presentes en 
este hierro, el contenido de carbono eutéctico es menor. El efecto de los contenidos 
de Si y P dentro del contenido del carbono eutéctico se obtiene por el carbono 
equivalente (CE) [18]. 
% 𝐶𝐸 = % 𝐶 + 
% 𝑆𝑖
3
+ 
% 𝑃
3
 
2.3 Microestructura de los hierrosnodulares 
 
La microestructura que constituye la matriz determina en gran medida las 
propiedades mecánicas finales del hierro dúctil, logrando combinaciones adecuadas 
de resistencia y dureza. Los microconstituyentes presentes en las fundiciones de 
hierro son [19-20]: 
Antecedentes 
 
 
 
8 
• Ferrita: Su arreglo cristalino es cúbica centrada en el cuerpo, y es relativamente 
suave, dúctil y con resistencia moderada. La ferrita se puede encontrar en 
forma libre o dentro de la perlita. En los hierros dúctiles, la ferrita se forma 
inicialmente alrededor de los nódulos de grafito y con un favorable potencial 
grafitizador se extiende a los límites de grano. 
• Perlita: Es un microconstituyente laminar constituido por una mezcla de fases 
de ferrita y cementita alternadas. La cantidad de perlita está influenciada por el 
grado de grafitización. 
• Austenita: Fase de equilibrio estable por arriba de la temperatura de 725 °C, 
es una estructura blanda con un arreglo cristalino cúbico centrado en las caras. 
• Cementita: Compuesto intermetálico estequiométrico que tiene una alta 
dureza y poca tenacidad. 
• Ledeburita: Es un constituyente eutéctico que se forma durante el proceso de 
solidificación. La ledeburita no existe a temperatura ambiente en los hierros 
fundidos debido a que durante el enfriamiento se transforma en cementita y 
perlita. La ledeburita tiene una morfología similar a la de una huella dactilar. 
La microestructura de la fundición dúctil sin alear normalmente es la de tipo “ojo de 
buey”, esta estructura consta de nódulos de grafito (esféricos) con cubiertas de ferrita 
libre alrededor de ellos en una matriz de perlita, como se muestra en la figura 2.2. 
Otras estructuras en estado bruto de colada con matrices totalmente ferríticas o 
totalmente perlíticas pueden producirse mediante la adición de elementos aleantes 
[21]. 
 
 
Antecedentes 
 
 
 
9 
 
 
 
 
Fig. 2.2. Microestructura típica de un hierro dúctil o nodular [12]. 
2.4 Propiedades de los hierros dúctiles 
 
La microestructura y su relación con las propiedades del hierro, en particular sus 
propiedades mecánicas, se ven afectadas por la temperatura de fundición, el método 
de fusión, el tipo de materia prima, la velocidad de enfriamiento, etc. Algunos autores 
[22-23], concluyen que los factores decisivos que afectan las propiedades de los hierros 
son: 
• La composición química, en particular el contenido de carbono y el silicio (en 
fundición sin alear). 
• Velocidad de enfriamiento de las piezas fundidas, que influye en gran medida 
en la microestructura de la matriz metálica, así como en la forma del grafito. 
La propiedad más valorada en la mayoría de las estructuras no es la plasticidad, sino 
la resistencia. Especialmente debido al hecho de que la base de los cálculos de diseño 
es la resistencia de rendimiento que tiene en cuenta el factor de seguridad. Se debe 
enfatizar que la resistencia elástica del hierro fundido dúctil excede sustancialmente la 
resistencia elástica del hierro fundido gris y el hierro fundido maleable, así como 
muchos otros aceros no aleados [24]. 
 
Antecedentes 
 
 
 
10 
2.5 Hierros dúctiles austemperizados (ADI) 
 
El dinámico mundo de la ingeniería demanda continuamente materiales ligeros, 
duraderos y rentables. Por lo que existe la necesidad de desarrollar nuevos materiales 
y evaluar aquellos que ya están en servicio. Uno de estos materiales es el hierro dúctil 
austemperizado. Los esfuerzos de investigación sobre este material, se han centrado 
principalmente en posibles mejoras de sus propiedades mecánicas; principalmente 
resistencia a la tracción, tenacidad y resistencia al desgaste mediante la aplicación de 
tratamientos térmicos apropiados y/o adicionando elementos aleantes al DI para 
obtener ADI’s con elevadas prestaciones. 
El proceso de austemperizado desarrollado por Davenport y Bain [25] y aplicado a los 
aceros, permitió obtener una microestructura denominada bainita en honor a su 
descubridor E. C. Bain. El proceso de austemperizado en los hierros dúctiles implica la 
austenitización, el enfriamiento y la transformación isotérmica (o austemperizado) de 
una muestra o componente a una temperatura en la región bainítica durante un 
período de tiempo apropiado. Aunque en la región bainítica se realiza un 
austemperizado, primero se forma una microestructura metaestable de austenita y 
ferrita retenidas con alto contenido de carbono, apropiadamente reguladas en forma 
de ausferrita. Esta es la estructura ideal del ADI y es diferente a la bainita obtenida en 
los aceros, la cual contiene ferrita y cementita. Si se prolonga el austemperizado del 
hierro dúctil, la ausferrita transforma a una estructura bainítica típica [26]. Sin embargo, 
un austemperizado prolongado disminuirá la tenacidad y ductilidad del ADI, por lo 
que debe evitarse. 
Se puede desarrollar una amplia gama de propiedades mecánicas de los ADI en base 
a la selección de temperaturas y tiempos de austemperizados adecuados. Existe un 
interés considerable en los hierros dúctiles austemperizados en el intervalo de 
temperatura de 325 a 400 °C. Esta familia de ADI´s exhibe altas resistencias a la 
Antecedentes 
 
 
 
11 
tracción, tenacidad y resistencia al desgaste. Las microestructuras de estos ADI 
comprenden una ferrita acicular o de tipo aguja dentro de una matriz de austenita 
retenida [27-30]. 
2.6 Tratamientos térmicos 
 
El Hierro Dúctil Austemperizado se obtiene por medio de dos tratamientos térmicos 
continuos [31-32]. 
a) Austenitización. El tratamiento térmico de austenitización consiste en calentar 
la aleación dentro de un intervalo de temperatura entre 815 a 950 ºC, con la 
finalidad de formar estructuras cristalinas de Austenita homogénea. La 
temperatura elegida para este tratamiento depende de la siguiente etapa del 
proceso, así como del tipo de estructura final buscada. Una vez que se ha 
seleccionado la temperatura de austenitización, la temperatura es controlada 
con una diferencia de +/- 10 ºC. 
b) Austemperizado. Posterior al tratamiento de austenitizado, la muestra con una 
microestructura constituida de austenita homogénea, se transfiere rápidamente 
al horno de austemperizado, en donde se utilizan baños de sales para mantener 
la temperatura en un intervalo de 230 a 400 ºC, en este paso se busca la 
transformación de la Austenita a Ausferrita. De acuerdo a la composición 
química de la aleación, dimensiones de la muestra y a las propiedades 
mecánicas finales deseadas, se selecciona la temperatura de austenitizado y 
austemperizado, al igual que los tiempos de permanencia. 
2.6.1 Etapas de la transformación del austemperizado 
 
La transformación isotérmica, en el intervalo de temperatura del austemperizado se 
realiza en dos etapas, el cual se describe en la figura 2.3: 
Antecedentes 
 
 
 
12 
Austenita
 
Ferrita 
Perlita
 
Bainita
 
Austenita 
Inestable 
 
Ausferrita
 
T
e
m
p
e
ra
tu
ra
Ventana del 
proceso 
Transformación parcial de 
austenita 
 
 
 
 
 
 
Fig. 2.3. Diagrama de Temperatura, Tiempo y Transformación, tratamiento térmico de 
austemperizado [5]. 
 
 
 
 
 
 
• Etapa 3-I (transformación parcial de austenita): 
γ→ (α)+ (γ) (3-I) 
• Etapa 3-II (descomposición de la austenita metaestable): 
(γ) → α + carburos (3-II) 
1 
2 
3-I 
3-II 
Temple Interrumpido 
Transformación parcial de austenita 
Descomposición de la austenita metaestable 
Austenitizado 
Antecedentes 
 
 
 
13 
Dónde: 
γ: austenita homogénea 
(α): ferrita sobresaturada con carbono 
(γ): austenita metaestable con alto contenido de carbono 
α: ferrita 
α + carburos: Bainita superior o inferior 
2.7 Ventana del proceso 
 
La ventana del proceso se define como el intervalo de temperatura y de tiempo 
adecuadas durante el tratamiento térmico de austemperizado, dentro del cual se 
obtienen las propiedades mecánicas óptimas,particularmente la ductilidad, que 
satisface los estándares de la norma ASTM A897M [33]. En la figura 1.2 comprende la 
transformación parcial de la austenita (final de la etapa 3-I), antes de que inicie la 
etapa 3-II. La ventana del proceso es determinada por algunos autores utilizando 
diferentes métodos que involucran técnicas de caracterización, tal como Difracción de 
Rayos-X. 
2.8 Elementos de aleación 
 
Las materias primas utilizadas para la fabricación del hierro dúctil están constituidas 
por chatarra de acero, retornos y arrabio, las cuales proporcionan principalmente 
carbono, silicio, manganeso, fósforo y azufre y constituyen el hierro base. Los 
elementos de aleación se adicionan al hierro base para producir una modificación en 
las propiedades físicas o mecánicas. 
Los elementos de aleación se añaden al hierro base para fines especiales y para 
mejorar las propiedades mecánicas. La mayoría de los elementos de aleación aceleran 
o retardan la grafitización en el hierro dúctil. Los elementos de aleación comúnmente 
Antecedentes 
 
 
 
14 
utilizados en el hierro dúctil son: Cromo, Cobre, Molibdeno, Níquel y Vanadio [20, 34-35]. 
El efecto de estos elementos en el hierro dúctil es el siguiente: 
• Cromo: Forma carburos de cromo más estables que el carburo de hierro. 
Pequeñas cantidades de Cromo incrementan la dureza, la resistencia al 
desgaste y al calor, pero disminuyen la maquinabilidad. Se recomiendan 
contenidos de 0.5 a 0.8% en el hierro dúctil austemperizado. 
• Cobre: Es un elemento grafitizador, pero sólo es una quinta parte más eficaz 
que el Silicio a este respecto. Presenta efectos similares al níquel, pero es más 
económico, se adiciona para incrementar la capacidad de templado. Es un 
promotor efectivo de la perlita en las fundiciones de hierro. Crea una barrera 
para la difusión del carbono, por lo que retarda el tiempo de austenitización. 
No se ha reportado que altere el inicio de la transformación en el 
austemperizado, pero se cree que retarda la aparición de carburos y por ende 
retarda la etapa 3-II de la figura 1.2, por lo que amplía el intervalo de tiempo 
donde se tiene la máxima ductilidad y resistencia al impacto. 
• Molibdeno: Mejora las propiedades mecánicas y es un leve estabilizador de 
carburos. Se añade en cantidades de 0.25 a 1.25 %. El molibdeno retarda la 
transformación de la austenita, incrementando la templabilidad y se utiliza en 
combinación de otros elementos de aleación. Contenidos superiores al 0.3 % 
incrementan la segregación, lo cual es nocivo para algunas fundiciones. Forma 
carburos muy difíciles de disolver. 
• Níquel: Es un elemento grafitizador. Tiene un efecto marcado sobre la 
temperatura, ya que es un elemento estabilizador de la fase austenítica, por lo 
tanto disminuye la temperatura de austenitización (transformación a austenita). 
El níquel incrementa el tiempo del tratamiento de austemperizado, requerido 
para alcanzar el máximo esfuerzo a la tensión para cualquier temperatura. Por 
Antecedentes 
 
 
 
15 
otra parte, la resistencia a la tensión disminuye cuando se incrementa el 
contenido de níquel para temperaturas de austemperizado en el intervalo de 
300 a 400 ºC. 
• Vanadio: Es un formador de carburos muy potente, las adiciones de vanadio 
incrementan la resistencia a la tensión y la dureza. El vanadio es un elemento 
que reduce la grafitización. 
2.9 Nódulos de grafito 
 
Los nódulos esféricos en la fundición dúctil se forman durante la solidificación del 
hierro, debido a que los niveles de azufre y oxígeno en el hierro se ven reducidos a 
niveles muy bajos mediante la adición de magnesio al hierro base justo antes de que 
sea vaciado. El magnesio reacciona con el azufre y el oxígeno, de modo que estos 
elementos no pueden inferir en la formación de nódulos esféricos [18, 36]. 
Debido al alto contenido de carbono existente en el hierro nodular y que a medida 
que baja la temperatura se pierde la solubilidad de éste en el hierro, se genera una 
precipitación de carbono en forma de grafito. Para que el carbono precipitado se 
pueda aglomerar en forma de grafito debe existir un punto de partida o un núcleo, el 
cual puede ser partículas de carbono existentes en la colada (nucleación homogénea) 
o puede ser una partícula o impureza inducida en el líquido (nucleación heterogénea) 
[37]. 
Normalmente en las aleaciones ocurre la nucleación heterogénea y para el caso del 
hierro nodular, se realiza un tratamiento químico de inoculación con partículas de 
ferro silicio [38]. A medida que los átomos de carbono se unen, el punto de nucleación 
adquiere un radio crítico (r*) y gracias al sobreenfriamiento en la colada (T-Teutéctica), 
empiezan a crecer embriones y posteriormente núcleos de grafito. 
Antecedentes 
 
 
 
16 
De acuerdo a lo anterior, el crecimiento natural del grafito es de forma nodular, pero 
la presencia de elementos como azufre y oxígeno (naturales en el proceso de 
fundición) actúan como elementos activos de superficie que finalmente hacen que el 
carbono se deposite en el plano, generando una estructura de hojuela, como si este 
fuese el camino normal de crecimiento del grafito [39]. 
• Forma de nódulos 
La figura 2.4 reporta las formas típicas del grafito de acuerdo a la norma ASTM A247. 
Los tipos de formas de nódulos se designan por números romanos I, II, III y VI. La 
forma de nódulos predominante se reporta revisando una micrografía a 100X y el 
porcentaje de nódulos de cada tipo es estimado o contabilizado. La forma I 
corresponde a grafito nodular o esferoidal, el tipo II se refiere a grafito nodular con 
morfología irregular, el tipo III se denomina como grafito revenido, el tipo IV es 
grafito compacto con morfología de hojuela, el tipo V grafito en forma de molinete, 
VI se refiere a nódulos irregulares o abiertos y el tipo VII a hojuelas de grafito. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 2.4. Formas típicas del grafito de acuerdo a la norma ASTM A 247 [40]. 
 
• Conteo de nódulos 
El conteo de nódulos se expresa en número de nódulos por milímetro cuadrado 
(Nod/mm2). El conteo se realiza en micrografías a 100X. El método de estimación para 
Antecedentes 
 
 
 
17 
una mayor precisión en el valor de este número, requiere analizar las micrografías en 
un analizador de imágenes. 
2.10 Microestructura de un ADI 
 
La microestructura obtenida después de realizar el tratamiento térmico de 
austemperizado consta de nódulos de grafito embebidos en una matriz ausferrítica, 
gracias a esta microestructura y la morfología que presenta el grafito existe un 
aumento en algunas propiedades mecánicas. 
En apariencia la microestructura de la ausferrita es similar a la bainita en los aceros. 
Para la fabricación de los ADI´s, se requiere primero obtener una fase estable de 
austenita en la etapa de austenitizado, en esta etapa también se busca disolver la 
mayor cantidad de carburos cuando el hierro dúctil se encuentra aleado con 
elementos formadores de carburos (V, Mo, Cr); posteriormente se aplica el 
tratamiento isotérmico de austemperizado para obtener una microestructura con una 
mezcla de fases. La figura 2.5 muestra una microestructura típica de un ADI 
constituida por nódulos de grafito embebidos en una matriz de ausferrita. 
 
 
 
 
 
 
Fig. 2.5. Microestructura de un ADI Taustenizado =910 °C durante 120 minutos y Taustemperizado = 
380°C por 60 minutos [30]. 
Antecedentes 
 
 
 
18 
2.11 Estado del Arte 
 
En la literatura, varios autores han tenido interés por los Hierros nodulares 
austemperizados, los estudios se enfocan a diseñar tratamientos térmicos para 
incrementar las propiedades mecánicas de los ADI´s y otros estudios se enfocan a 
generar carburos mediante la adición de elementos como Cr, Mo, a los DI para 
obtener en el tratamiento térmico ADI o CADI con elevada resistencia al desgaste 
principalmente. Sin embargo, existen pocos estudios reportados en ladeterminación 
de la ventana del proceso para ADI’s aleados con elementos formadores de carburos. 
Cemal et al. [41] estudiaron el efecto del tiempo y la temperatura de Austemperizado 
en Hierros dúctiles, realizaron distintas pruebas bajo la norma ISO 3685:1993E. 
Determinaron a partir de las micrografías obtenidas que la cantidad de austenita 
retenida cambia dependiendo del tiempo y temperatura de austemperizado y que 
generalmente la austenita retenida se incrementa con el decremento del tiempo de 
austemperizado. Los valores más elevados de dureza (Fig. 2.6) se obtuvieron a la 
temperatura de austemperizado más baja de 300°C por 60 minutos; sin embargo, al 
incrementar el tiempo de permanencia a 120 minutos, la dureza baja notablemente 
para la misma temperatura de austemperizado. 
 
Figura 2.6 Cambio de dureza con respecto a la temperatura de Austemperizado. 
Por otra parte, Jun-jun et al. [42] investigaron la influencia del proceso de 
austemperizado en la microestructura y propiedades mecánicas de un Hierro dúctil 
Antecedentes 
 
 
 
19 
aleado con 0.30% V y se compararon con un Hierro dúctil sin alear. La composición 
química de los hierros estudiados se observa en la Tabla 2.2. La austenitización se 
llevó a 850°C por 60 minutos, seguido del austemperizado en un baño de sales a 
300°C por 120, 180 y 240 minutos. El ADI con 0.3 % V presento ausferrita fina con una 
pequeña cantidad de martensita y una gran cantidad de austenita estable después de 
120 minutos de austemperizado. Concluyeron que al aumentar el tiempo de 
austemperizado, la cantidad de austenita estable disminuye en el ADI con 0.3 % V. 
Determinaron que la ventana del proceso se redujo debido a la adición de 0.30% V en 
comparación con el hierro dúctil sin alear. Los mayores valores de dureza se 
obtuvieron para el ADI aleado con vanadio para los tres tiempos de austemperizado; 
sin embargo, la dureza disminuye al incrementarse el tiempo de tratamiento, como se 
observa en la Figura 2.7. 
 
 
 
 
 
 
 
 
Tabla 2.2. Composición química de las muestras de Hierros nodulares 
Figura 2.7. Variación de la dureza de las dos aleaciones de Hierro dúctil. 
Antecedentes 
 
 
 
20 
Jiwang Zhang et al. [43] estudiaron la microestructura y propiedades mecánicas de 
Hierros dúctiles austemperizados con tres diferentes grados de resistencia. Los ADI´s 
fabricados cumplen con los requisitos de la norma ASTM 897M-06 para los grados 
900/650/09, 1050/750/07 y 1200/850/04. Determinaron que la microestructura tiene 
un efecto importante en las propiedades mecánicas y el comportamiento de fractura. 
Con la disminución de la temperatura de austemperizado, el límite de elasticidad y la 
resistencia a la tracción de los ADI aumentaron, mientras que disminuyó la energía de 
impacto y el alargamiento de las mismas. Al disminuir la temperatura de 
austemperizado de 380° C a 300° C, la morfología de la ausferrita cambia de superior 
(gruesa) a inferior (fina) y la fracción en volumen de la austenita retenida disminuyó. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 21 
Capítulo III. Desarrollo Experimental 
En este trabajo se fabricaron tres hierros dúctiles, el primero sin alear, el segundo 
aleado con 0.2 %Cr y el tercero aleado con 0.2 %V en un horno de inducción sin 
núcleo. Posteriormente, los DI se trataron térmicamente bajo los siguientes 
parámetros: Taustenitización = 900 y 950 °C por 120 min y Taustemperizado = 260 y 300 °C por 
60, 90 y 120 min. Para estas condiciones de tratamiento se determinó la ventana del 
proceso. La figura 3.1 presenta el diagrama de flujo experimental de este trabajo. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 3.1. Diagrama general experimental.
C
ál
cu
lo
 d
e 
ca
rg
a
 
Fabricación de hierro dúctil 
sin alear 
Fabricación de hierro dúctil 
aleado con V – 0.2 % 
Fabricación de hierro dúctil 
aleado con Cr – 0.2 % 
Caracterización 
Microestructural 
• Análisis químico 
• Análisis metalográfico 
• Análisis cuantitativo 
mediante Software Image J 
• Dureza Rockwell C (HRC) 
Tr
at
am
ie
n
to
 
Té
rm
ic
o
 
Austenitizado: 
T= 900 y 950°C 
t= 3 h 
Austemperizado: 
T
1
= 260 °C 
T
2
= 300 °C 
t= 60, 90 y 120 
minutos 
Caracterización 
Microestructural y 
Difracción de Rayos-X 
Ventana de Proceso 
Caracterización 
Mecánica 
• Determinación de Rayos-X 
de la austenita retenida - 
ASTM E975 
• Método de J. Aránzabal 
• Pruebas de Tensión - 
ASTM E8 
• Pruebas de impacto - 
ASTM E23 
Desarrollo experimental 
 
 22 
3.1 Fabricación de hierro dúctil 
Para la fabricación de los hierros, se realizó el cálculo de carga para el DI, DI-0.2%Cr y 
DI-0.2 %V. Se realizó el cálculo de carga y se pesaron cada una de las materias primas 
involucradas. En la figura 3.2 se muestra la materia prima empleada para la obtención 
de los hierros dúctiles. La materia prima utilizada consistió de acero 1018, 
ferroaleaciones, metal sorel, retorno de hierro nodular y grafito. Para la reacción de 
nodulización en la olla se utilizó noduloy (9C3) y troquel de acero, por otro lado, para 
la inoculación se empleó inoculante comercial Calsifer para generar los sitios de 
nucleación. En la tabla 3.1 se enlistan las composiciones químicas de la materia prima 
anteriormente descrita. 
 
 
 
 C Si Mn P S V Cr N Cenizas Ca Al Ba Mg Ce Otras 
Tierras 
Raras 
Acero 
1018 
0.2 0.3 0.6 0.04 0.04 
Fe-Cr 8.01 1.71 <0.005 0.054 60.8 
Fe-V 0.42 0.30 0.042 0.049 75.34 
Sorel 3.94 0.079 0.028 0.03 0.041 
Retorno 3.7 2.6 0.3 
Max 
 0.04 
Max 
 
Grafito 98 0.05 
Max 
 0.03 
Max 
0.08 Max 
Noduloy 
9C3 
 45 3.3 1.15 8 2.8 0.4 
Troquel 0.2 0.45 0.005 
Calcifer 75 1 0.9 1.1 
Fe-Si 75.6 0.046 0.0047 0.82 
Tabla 3.1. Porcentaje en peso de los elementos constituyentes de la materia prima 
Figura 3.2. Materia prima para la fabricación de hierros dúctiles. 
Desarrollo experimental 
 
 
 
23 
En la figura 3.3 se muestra el esquema general para el proceso de fusión. Para realizar 
estas fusiones, se calculó una carga de 25 kg para cada uno de los hierros (sin alear, 
aleado con V y con Cr). Una vez calculado estos valores, se preparó la materia prima 
necesaria para llevar a cabo el proceso de fusión. 
En una primera etapa, se procesó la arena dentro del molino chileno para la 
preparación de los moldes correspondientes a cada fusión. Como modelo se utilizó la 
placa constituida por diferentes espesores, que oscilan desde 1/6 de pulgada hasta 1 
pulgada, para este trabajo se utilizó las placas de 0.5 y 1 pulgada. Una vez obtenidos 
los moldes, se dio inicio a la fusión de la materia prima en el horno de inducción 
Inductotherm con una capacidad de 50 kg. Simultáneamente se calentó una olla de 
reacción, especialmente diseñada con una buchaca en el fondo, durante este proceso 
la materia prima se nodulizó por el proceso sándwich, el cual consistió en colocar el 
nodulizante (Noduloy 9C3) dentro de la buchaca, esta ferroaleación se cubre con una 
capa de acero, en este caso se utilizó troquel o punzonado, esta capa es de cantidad 
variable y se recomienda usar de un 2 a 3 % de la carga total. Posteriormente se vació 
el metal líquido dentro de la olla de reacción y se inoculó el material mediante el 
método del cucharón, el cual consistió en adicionar el agente inoculante directamente 
al chorro del metal mientras es vaciado a la olla de reacción. 
Durante la inoculación, al agregar las partículas de la ferroaleación al chorro metálico, 
se favorece la creación de los sitios de nucleación a partir de los cuales el grafito 
comienza a precipitar y forma de nódulos de diversos tamaños. La ferroaleación 
añadida para la nodulización se cubrió por la capa de acero, esto se realizó debido a 
que la ferroaleación tiene altos contenidos de magnesio y se debe evitar el contacto 
directo del metal líquido con el magnesio,esto porque es necesario tener una buena 
inoculación y nodulización, esta práctica del método sándwich tiene como finalidad 
Desarrollo experimental 
 
 
 
24 
minimizar la violencia de la reacción que existe en el contacto del hierro líquido con el 
magnesio y de igual forma, dar el tiempo necesario para inocular el metal líquido. 
Una vez realizado los procesos anteriores, se vació el hierro líquido en los moldes en 
verde previamente preparados. El tiempo de desmoldeo fue de 30 minutos y 
posterior a eso, se realizó un análisis químico a los hierros fabricados mediante un 
equipo de espectroscopia de emisión óptica marca Oxford. 
Una vez obtenida la composición química deseada, se realizó un análisis 
metalográfico, un análisis cuantitativo mediante el software Image J y se midió su 
dureza en escala Rockwell C (HRC). 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Cálculo de carga 
Preparación de la materia prima 
Proceso de fusión 
Desmoldado después de 30 min 
Preparación de arena 
para moldeo en verde 
 
Obtención de 
moldes 
Vaciado de la materia prima en la olla 
 
Molino chileno 
 
Placa modelo 
 
Inoculación 
 
Nodulización 
 
Método de la 
cuchara 
Método 
sándwich 
Cucharón 
 
Olla de reacción 
 
Figura 3.3. Esquema general para el proceso de fusión. 
Desarrollo experimental 
 
 
 
25 
3.2 Tratamientos Térmicos 
Los tratamientos térmicos de austenitizado se realizaron en un horno FD 1500 
Barnstead Thermolyne a una temperatura de 900 °C y 950 °C durante 180 minutos. El 
tratamiento térmico de austemperizado se realizó en un horno eléctrico de resistencia 
a dos diferentes temperaturas, 260 y 300 °C, esto, durante 60, 90 y 120 minutos. Estos 
tratamientos se realizaron sobre las probetas de espesores de 0.5 y 1 pulgada. Para el 
austemperizado, se emplearon sales de Nitrato de Sodio y Nitrato de Potasio, en una 
relación 50-50, esto para realizar el tratamiento isotérmico. En la figura 3.4 se 
muestran las condiciones de los tratamientos térmicos aplicados. 
 
 
 
 
 
 
 
Fig. 3.4. Ciclos de tratamientos térmicos. 
3.3 Caracterización 
A continuación se detallan las condiciones de caracterización mecánica y 
microestructural de los hierros dúctiles fabricados. 
Desarrollo experimental 
 
 
 
26 
3.3.1 Estudio metalográfico 
Se llevó a cabo metalografía convencional, se realizó desbaste con papel abrasivo de 
grano desde 80 hasta 2000. Posteriormente, se llevó a cabo el pulido de las muestras 
con un paño empleando alúmina de 0.5 micras. Para revelar la microestructura se 
utilizó una solución de nital al 2%. Para revelar los carburos se empleó una solución 
de persulfato de amonio (10% (NH4)2S2O8 – 90% H2O) manteniendo una temperatura 
de 90 °C empleando una parrilla sin agitación como se muestra en la figura 3.5. 
 
 
 
 
 
3.3.2 Microscopia Óptica 
Mediante esta técnica fue posible observar la microestructura de cada una de las 
muestras a analizar. Se tomaron fotografías de diversas zonas representativas de las 
muestras y a diferentes aumentos empleando un Microscopio Óptico Carl Zeiss. Esto 
con la finalidad de facilitar el análisis metalográfico. 
3.3.3 Análisis cuantitativo 
Para el análisis metalográfico se utilizó el software Image J, con las imágenes tomadas 
a 10X en Microscopia óptica, se realizó un análisis cuantitativo de fases, nodularidad, 
conteo nodular, porcentaje de nodularidad y carburos. En la figura 3.6 se muestra un 
ejemplo del uso del software para el conteo nodular. 
 
Figura 3.5. Solución de persulfato de amonio. 
Desarrollo experimental 
 
 
 
27 
 
 
 
 
 
 
 
3.3.4 Difracción de Rayos-X 
El objetivo de esta técnica es identificar la estructura cristalina de los hierros dúctiles 
fabricados y establecer la cantidad de austenita de alto contenido de carbono para 
determinar la ventana del proceso mediante el método de J. Aranzábal. La 
caracterización se realizó en un difractómetro D8 Focus Bruker AXS, el cual consta de 
un tubo de rayos X de cobre (radiación Kα del Cu, λ=1.54056 Å). El análisis fue 
realizado en un intervalo de 2ϴ de 10 a 80 con una velocidad de barrido de 4 °/min. 
3.3.4 Caracterización mecánica 
Se utilizaron las placas de espesores de 0.5 y 1 pulgada de los diferentes hierros 
fabricados con los tratamientos térmicos, se determinaron las propiedades mecánicas 
de cada una de las muestras mediante ensayos de dureza en escala Rockwell C (HCR), 
resistencia a la tensión y tenacidad, esto, de acuerdo a las normas ASTM E10, ASTM 
E8 y ASTM E23, respectivamente. 
Figura 3.6. Conteo nodular de un hierro dúctil. 
Desarrollo experimental 
 
 
 
28 
3.3.4.1 Ensayo de dureza Rockwell C 
Este ensayo se llevó a cabo en la máquina universal con un identador de diamante de 
1/6 de pulgada (1.588 mm), con una carga de 150 kgf, bajo la norma ASTM E10. Se 
llevaron a cabo 5 mediciones a lo largo de la dirección longitudinal para cada muestra 
y se reportó el valor promedio. 
3.3.4.2 Ensayo de resistencia a la tensión 
Este ensayo se llevó a cabo en un equipo marca Shimadzu AGS-X 50kN mostrado en 
la figura 3.7. Para evaluar la resistencia mecánica se realizó el ensayo de tensión con 
probetas maquinadas bajo las especificaciones de la norma ASTM E8, como se 
observa en la figura 3.8. 
 
 
 
 
 
Figura 3.7. Máquina de tensión marca Shimadzu AGS-X. 
 
 
 
 
 
Figura 3.8. Especificación de una probeta de tensión bajo la norma ASTM E8. 
Desarrollo experimental 
 
 
 
29 
3.3.4.3 Ensayo de resistencia al impacto 
Esta prueba se llevó a cabo con una máquina de impacto Charpy Instron mostrada en 
la figura 3.9, en donde para evaluar la tenacidad se maquinaron probetas de acuerdo 
a la norma ASTM E23 de 10x5 mm, sin entalle, tal como se observa en la figura 3.10. 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 3.9. Máquina marca Instron para ensayo Charpy. 
 
 
 
 
Figura 3.10. Especificación de una probeta de impacto bajo la norma ASTM E23.
 
 30 
Capítulo IV. Análisis de resultados 
La figura 4.1 muestra las tres coladas fabricadas utilizando una placa modelo de 
diferentes espesores en el intervalo de 1/6 a 1 pulgada. Se obtuvieron probetas para 
análisis químico y la caracterización microestructural de las placas de 0.5 y 1 pulgada. 
 
 
 
 
Figura 4.1. Coladas de los hierros dúctiles fabricados. 
4.1 Análisis químico 
El análisis químico de las muestras se llevó a cabo utilizando un equipo de 
Espectroscopia de Emisión Óptica marca Oxford. Para este análisis, se utilizaron 
probetas de 2x2 cm con lados paralelos. La tabla 4.1 muestra los resultados de los 
elementos constituyentes del hierro dúctil sin alear. 
Tabla 4.1. Análisis químico del hierro dúctil sin alear. 
Elemento % peso Elemento % peso Elemento % peso 
C 3.8 Cu <0.116 Pb <0.001 
Si 2.6 Al 0.04 Zn <0.001 
Mn 0.159 Ti <0.0005 Mo <0.001 
P 0.004 V <0.001 Sn 0.002 
S 0.0028 Nb <0.001 Ni <0.001 
Mg 0.067 W <0.003 Sb <0.001 
Cr 0.007 
 
Los resultados del análisis químico de los hierros dúctiles aleados fabricados se 
presentan en las tablas 4.2 y 4.3. 
Análisis de resultados 
 
 
31 
Tabla 4.2. Análisis químico del hierro dúctil aleado con Cr- 0.2%. 
Elemento % peso Elemento % peso Elemento % peso 
C 3.62 Cu <0.116 Pb <0.001 
Si 2.41 Al 0.007 Zn <0.001 
Mn 0.299 Ti 0.0046 Mo <0.001 
P 0.01 V <0.001 Sn <0.001 
S <0.003 Nb <0.001 Ni <0.001 
Mg 0.074 W <0.003 
Cr 0.192 Sb <0.001 
 
Tabla 4.3. Análisis químico del hierro dúctil aleado con V- 0.2%. 
Elemento % peso Elemento % peso Elemento % peso 
C 3.68 Cu 0.416 Pb <0.001 
Si 2.49 Al 0.006 Zn <0.001 
Mn 0.337 Ti 0.0024 Mo <0.003 
P 0.007 V 0.203 Sn <0.001 
S <0.0016 Nb <0.001 Ni <0.001 
Mg 0.041 W <0.003 
Cr 0.032 Sb <0.001 
 
Los resultados de los análisis químicos de los tres hierros fabricados se encuentran 
dentro del intervalo establecido por la revisión bibliográfica, de acuerdo a los 
elementos principales como C, Si, Mn, P, S y Mg. Elmagnesio residual es un elemento 
importante ya que es esencial para promover la precipitación del grafito en forma 
nodular, por lo que se debe mantener en el intervalo de 0.04% a 0.08% máximo para 
asegurar una adecuada nodulización. Por otra parte, el análisis químico de los hierros 
dúctiles aleados con cromo y vanadio cumple con el porcentaje establecido en los 
objetivos del trabajo. 
4.2 Análisis metalográfico 
Para el análisis de cada una de las muestras se presentaron fotomicrografías a 10X. La 
primera imagen presenta una microestructura sin ataque para observar las 
características de los nódulos (conteo nodular, tamaño de nódulo, nodularidad). La 
Análisis de resultados 
 
 
32 
segunda imagen presenta una microestructura atacada con Nital para revelar los 
microconstituyentes (ferrita y perlita) y la tercera imagen presenta una 
microestructura atacada con persulfato de amonio para revelar carburos. Las figuras 
4.2, 4.3 y 4.4 muestran las fotomicrografías del hierro dúctil sin alear, aleado con 
Cromo y aleado con Vanadio, respectivamente. 
Hierro dúctil sin alear 
0.5 in 1.0 in 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 4.2. Micrografías de hierro dúctil sin alear: a) sin ataque químico, b) ataque con nital al 
2.0 % y c) ataque con persulfato de amonio. 
a) 
b) 
c) 
Análisis de resultados 
 
 
33 
Hierro dúctil aleado con Vanadio 
0.5 in 1.0 in 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 4.3. Micrografías de hierro dúctil aleado con Vanadio: a) sin ataque químico, b) ataque 
con nital al 2.0 % y c) ataque con persulfato de amonio. 
 
 
a) 
b) 
c) 
Análisis de resultados 
 
 
34 
Hierro dúctil aleado con Cromo 
0.5 in 1.0 in 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 4.4. Micrografías de hierro dúctil aleado con Cromo: a) sin ataque químico, b) ataque 
con nital al 2.0 % y c) ataque con persulfato de amonio. 
 
a) 
b) 
c) 
Análisis de resultados 
 
 
35 
En las fotomicrografías sin ataque de las figuras 4.2 a 4.4, se observan nódulos de 
grafito homogéneamente distribuidos en una matriz metálica para cada uno de los 
casos; sin alear, aleado con Vanadio y aleado con Cromo, para el caso de las 
fotomicrografías correspondientes al espesor de 0.5 in, se observan nódulos de 
menor tamaño y en mayor cantidad, esto se relaciona directamente con la velocidad 
de enfriamiento durante la solidificación. Caso contrario a las muestras observadas de 
la placa de 1 in en donde los nódulos están en menor cantidad y con un tamaño más 
grande. Los nódulos que se presentan en las imágenes tienen una morfología 
semiesférica, sin embargo, cuando el DI es aleado con V se presenta una mayor 
definición del nódulo, es decir, es más esférico. De igual forma en las fotomicrografías 
sin ataque químico se logra observar la presencia de algunos carburos en la matriz 
principalmente en las aleadas con Vanadio y Cromo, esto debido a que los elementos 
de aleación son altos formadores de carburos. 
Para las fotomicrografías atacadas con Nital al 2%, se observó una matriz perlítico-
ferrítico en donde la perlita está definida en forma de placas, siendo la zona más 
oscura de la micrografía, mientras que la ferrita se observa como la zona más clara en 
la matriz. La perlita está presente en pequeñas islas y de esta forma los nódulos están 
embebidos en una matriz perlitico-ferritico. Para el caso de los aleados con Cr y V, se 
determinó que los nódulos se definieron como ojos de buey, siendo así, la 
microestructura típica de un hierro nodular. Esta microestructura es de gran interés, 
debido a la morfología que presenta, ya que ésta nos ayuda a disminuir la 
probabilidad de tener microfisuras en la matriz. Por otra parte, para las 
fotomicrografías atacadas con Persulfato de Amonio, se observó que los carburos no 
presentan una morfología definida y están distribuidos de manera homogénea. 
También se observó que en las fotomicrografías correspondientes a los espesores de 
0.5 in, presentan una mayor precipitación de carburos con respecto a las de espesor 
de 1.0 in. Con lo observado anteriormente, se puede decir que al realizar el 
Análisis de resultados 
 
 
36 
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
Grafito(nód) Ferrita Perlita Carburos % de
nodularidad
0.5
1
tratamiento térmico de austemperizado, los carburos que se presentan en la matriz se 
podrían disolver en una gran cantidad para elevar las propiedades mecánicas a 
evaluar. 
4.3 Análisis microestructural 
Las fotomicrografías a 10X de las figuras 4.2 a 4.4 se analizaron utilizando el software 
Image J para determinar los microconstituyentes presentes en el DI, estos resultados 
se muestran en las figuras 4.5 a 4.7 y en las tablas 4.4 a 4.6, para el DI, DI-0.2Cr y DI-
0.2V, respectivamente. 
Tabla 4.4. Análisis metalográfico del DI sin alear. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Fig. 4.5. Histograma de análisis metalográfico de DI sin alear. 
Sin alear 0.5 in 1.0 in 
Grafito (nódulos) 15.49 % 14.36 % 
Ferrita 25.52 % 19.71 % 
Perlita 56.06 % 64.0 % 
Carburos 2.93 % 1.93 % 
Densidad de nódulos 377.66 nod/mm2 328.86 nod/mm2 
Porcentaje de nodularidad 83.75 % 77.88 % 
Análisis de resultados 
 
 
37 
0
10
20
30
40
50
60
70
Grafito(nód) Ferrita Perlita Carburos % nodularidad
0.5
1
Tabla 4.5. Análisis metalográfico del DI aleada con Cr. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 Fig. 4.6. Histograma de análisis metalográfico de DI aleado con Cr. 
 
Tabla 4.6. Análisis metalográfico del DI aleada con V. 
 
 
 
Cromo 0.2 % 0.5 in 1.0 in 
Grafito (nódulos) 8.97 % 7.90 % 
Ferrita 33.24 % 23.24 % 
Perlita 51.47 % 63.71 % 
Carburos 6.32 % 5.15 % 
Densidad de nódulos 88.02 nod/mm2 69.23 nod/mm2 
Porcentaje de nodularidad 63.19 % 41.378 % 
Vanadio 0.2 % 0.5 in 1.0 in 
Grafito (nódulos) 9.74 % 8.16 % 
Ferrita 36.50 % 24.05 % 
Perlita 48.79 % 60.74 % 
Carburos 6.55 % 5.47 % 
Densidad de nódulos 97.76 nod/mm2 68.17 nod/mm2 
Porcentaje de nodularidad 59.54 % 47.0 % 
Carburos de cromo 
Análisis de resultados 
 
 
38 
0
10
20
30
40
50
60
70
Grafito(nód) Ferrita Perlita Carburos % nodularidad
0.5
1
Fig. 4.7. Histograma de análisis metalográfico de DI aleado con V. 
Mediante este software se realizó un análisis semicuantitativo de fases para cada uno 
de los hierros fabricados, en donde se observó que el alto contenido de fase perlítica 
está relacionado con la cantidad de carbono cuantificado en el análisis químico. 
Además, la adición de elementos como Cr y V promueven la estabilidad de esta fase. 
Con los histogramas anteriores, se observó que las placas de espesor de 0.5 in de los 
DI sin alear y aleados con Cr y V presentan mayor cantidad de nódulos de grafito con 
respecto a las de espesor de 1.0 in, así mismo, presentan un mayor porcentaje de 
nodularidad. La densidad de nódulos se ve relacionada directamente con el espesor 
de la placa, debido a que entre menor sea el espesor de la placa tendrá una mayor 
velocidad de enfriamiento durante la solidificación. De esta forma, los nódulos se 
presentan en mayor cantidad en las placas de menor espesor. 
Respecto a la cantidad de carburos, se observó que en las placas de DI aleadas con Cr 
y V existe un incremento de al menos el doble de la cantidad que precipitó en las 
placas de DI sin alear. Esto, debido a que el cromo y el vanadio se oponen a la 
grafitización y promueven la formación de carburos. Siendo el V el elemento que 
promueve la precipitación de una mayor cantidad de carburos en la matriz. 
 
Carburos de V 
Análisis de resultados 
 
 
39 
4.4 Hierros dúctiles austemperizados 
4.4.1 Tratamientos térmicos 
Los tratamientos térmicos de austenitizado se llevaron a cabo a 900 y 950 °C con un 
tiempo de permanencia de 180 minutos para los espesores de 0.5 y 1.0 in. El 
propósito de incrementar la temperatura 50 °C en el austenitizado, es el de disolver la 
mayor cantidad de carburosen la matriz. Algunos autores [5] mencionan que se 
requiere de un porcentaje de carburos menor al 10 % para que la fundición sea 
considerada como ADI. 
Para el tratamiento térmico de austemperizado se utilizaron dos temperaturas y tres 
tiempos. Las temperaturas empleadas fueron de 260 y 300 °C durante tiempos de 30, 
60 y 90 minutos, con la revisión bibliográfica realizada se estableció que estos 
tiempos y temperaturas son adecuados para conseguir la transformación de nuevas 
fases; en donde, la austenita estable obtenida en el tratamiento térmico de 
austenitizado, transforme en una microestructura de ausferrita con nódulos 
embebidos en la matriz, debido al temple interrumpido, seguido del tratamiento 
térmico de austemperizado que se realiza en un baño de sales fundidas (Nitrato de 
sodio y Nitrato de potasio). La ausferrita está constituida por austenita de alto 
contenido de carbono y ferrita acicular, esta última fase es la de mayor proporción 
con respecto a la austenita. Los tiempos se establecieron para determinar la ventana 
del proceso mediante la observación de la evolución morfológica y microestructural 
de la fase ausferrítica, es decir, analizar el engrosamiento de estas agujas y como se 
ve afectado las propiedades mecánicas de los hierros dúctiles austemperizados. 
Las figuras 4.8 a 4.19 muestran la evolución microestructural de los tres ADI’s 
fabricados (ADI, ADI-0.2-Cr, ADI-0.2-V) tratados térmicamente a dos temperaturas de 
austenitización (900 y 950 °C), dos temperaturas de austemperizado (260 y 300 °C), 
Análisis de resultados 
 
 
40 
tres tiempos de tratamiento (60, 90 y 120 min) y dos espesores analizados (0.5 y 1.0 
in). 
Hierros dúctiles austemperizados sin aleantes 
• Austenitizado: 900 °C durante 3 h 
• Austemperizado: 260 °C durante 60, 90 y 120 min 
Probeta 0.5 in 
60 min 90 min 120 min 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 4.8. Micrografías de hierro dúctil austemperizado sin alear de espesor de 0.5 in: a) sin 
ataque químico, b) ataque con nital al 2.0 % y c) ataque con persulfato de amonio. 
a) 
b) 
c) 
Análisis de resultados 
 
 
41 
 
Probeta 1.0 in 
60 min 90 min 120 min 
 
 
Figura 4.9. Micrografías de hierro dúctil austemperizado sin alear de espesor de 1.0 in: a) sin 
ataque químico, b) ataque con nital al 2.0 % y c) ataque con persulfato de amonio. 
 
 
Análisis de resultados 
 
 
42 
• Austenitizado: 950 °C durante 3 h 
• Austemperizado: 300 °C durante 60, 90 y 120 min 
Probeta 0.5 in 
60 min 90 min 120 min 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 4.10. Micrografías de hierro dúctil austemperizado sin alear de espesor de 0.5 in: a) sin 
ataque químico, b) ataque con nital al 2.0 % y c) ataque con persulfato de amonio. 
 
 
Análisis de resultados 
 
 
43 
Probeta 1.0 in 
60 min 90 min 120 min 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 4.11. Micrografías de hierro dúctil austemperizado sin alear de espesor de 1.0 in: a) sin 
ataque químico, b) ataque con nital al 2.0 % y c) ataque con persulfato de amonio. 
 
 
 
 
Análisis de resultados 
 
 
44 
Hierros dúctiles austemperizados aleados con Cromo 
• Austenitizado: 900 °C durante 3 h 
• Austemperizado: 260 °C durante 60, 90 y 120 min 
Probeta 0.5 in 
60 min 90 min 120 min 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 4.12. Micrografías de hierro dúctil austemperizado con Cr de espesor de 0.5 in: a) sin 
ataque químico, b) ataque con nital al 2.0 % y c) ataque con persulfato de amonio. 
 
Análisis de resultados 
 
 
45 
Probeta 1.0 in 
60 min 90 min 120 min 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 4.13. Micrografías de hierro dúctil austemperizado con Cr de espesor de 1.0 in: a) sin 
ataque químico, b) ataque con nital al 2.0 % y c) ataque con persulfato de amonio. 
 
 
 
 
Análisis de resultados 
 
 
46 
• Austenitizado: 950 °C durante 3 h 
• Austemperizado: 300 °C durante 60, 90 y 120 min 
Probeta 0.5 in 
60 min 90 min 120 min 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 Figura 4.14. Micrografías de hierro dúctil austemperizado con Cr de espesor de 0.5 in: 
a) sin ataque químico, b) ataque con nital al 2.0 % y c) ataque con persulfato de amonio. 
 
 
Análisis de resultados 
 
 
47 
Probeta 1.0 in 
60 min 90 min 120 min 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 4.15. Micrografías de hierro dúctil austemperizado con Cr de espesor de 1.0 in: a) sin 
ataque químico, b) ataque con nital al 2.0 % y c) ataque con persulfato de amonio. 
 
 
 
 
Análisis de resultados 
 
 
48 
Hierros dúctiles austemperizados aleados con Vanadio 
• Austenitizado: 900 °C durante 3 h 
• Austemperizado: 260 °C durante 60, 90 y 120 min 
Probeta 0.5 in 
60 min 90 min 120 min 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 4.16. Micrografías de hierro dúctil austemperizado con V de espesor de 0.5 in: a) sin 
ataque químico, b) ataque con nital al 2.0 % y c) ataque con persulfato de amonio. 
 
 
Análisis de resultados 
 
 
49 
Probeta 1.0 in 
60 min 90 min 120 min 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 4.17. Micrografías de hierro dúctil austemperizado con V de espesor de 1.0 in: a) sin 
ataque químico, b) ataque con nital al 2.0 % y c) ataque con persulfato de amonio. 
 
 
 
 
Análisis de resultados 
 
 
50 
• Austenitizado: 950 °C durante 3 h 
• Austemperizado: 300 °C durante 60, 90 y 120 min 
Probeta 0.5 in 
60 min 90 min 120 min 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 Figura 4.18. Micrografías de hierro dúctil austemperizado con V de espesor de 0.5 in: 
a) sin ataque químico, b) ataque con nital al 2.0 % y c) ataque con persulfato de amonio. 
 
 
Análisis de resultados 
 
 
51 
Probeta 1.0 in 
60 min 90 min 120 min 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 4.19. Micrografías de hierro dúctil austemperizado con V de espesor de 1.0 in: a) sin 
ataque químico, b) ataque con nital al 2.0 % y c) ataque con persulfato de amonio. 
 
 
 
 
Análisis de resultados 
 
 
52 
Con los resultados observados en las fotomicrografías de las figuras 4.8 a 4.19 se 
analizó cada uno de los parámetros empleados. 
• Efecto de los elementos aleantes 
En las fotomicrografías de los ADI aleados con Vanadio se observa en la 
microestructura una ferrita acicular en forma de agujas finas y en mayor cantidad con 
respecto a las de sin alear. En el caso de las aleadas con Cromo se observa que las 
agujas de ferrita acicular se tienden a engrosan un poco y por consecuencia la 
cantidad de ausferrita es menor con respecto a las aleadas con vanadio. Los nódulos 
en las fotomicrografías aleadas con cromo no sufren algún tipo de mal formación, es 
decir, se observa con una buena esferoidicidad que beneficiará las propiedades 
mecánicas en el desempeño de los ensayos. Cabe mencionar que se reduce la 
formación de carburos teniendo como referencia que los elementos que son altos 
formadores de carburos son el vanadio, cromo y molibdeno, en ese orden. 
Con respecto a los tiempos de austemperizado se puede observar que la cantidad de 
carburos contenida en la matriz es fácil de disolver debido al bajo contenido de 
elementos aleantes (Cr y V 0.2%) es por eso que los carburos no serán un factor que 
perjudique el crecimiento de las fases ferrita acicular y austenita retenida de alto 
contenido de carbono (ausferrita). 
En relación a la precipitación de carburos, se determinó que el ADI aleado con V 
presenta la mayor precipitación de carburos, esto debido al alto efecto estabilizador 
de carburos que presenta el vanadio. 
• Efecto del espesor 
Para los dos espesores estudiados, se observó que la ausferrita se engrosa con 
respecto al tiempo de austemperizado; sin embargo, se observa que para el tiempo 
de permanencia de 90 min existe una combinación de ausferritafina y gruesa. 
Análisis de resultados 
 
 
53 
Para el tratamiento térmico de 950 °C y 300 °C, se observan nódulos pequeños para 
los espesores de 0.5 in y de mayor tamaño para los de 1.0 in, todos éstos presentan 
una distribución homogénea y bien definidos. 
De esta forma, se puede observar que la cantidad y esferoidicidad de nódulos va 
relacionada directamente con la solidificación. Cuando ocurre la solidificación los 
átomos de carbono se aglomeran para así formar los nódulos de grafito, por lo que el 
tiempo de solidificación es importante, para placas de mayor espesor se emplea más 
tiempo de solidificación, y por lo tanto los nódulos de éstas serán de mayor tamaño y 
en menor cantidad que las de menor espesor. 
• Efecto de Temperatura de austenitizado y austemperizado 
Para el Tratamiento térmico de 900 °C y 260 °C en las placas sin alear a menor tiempo 
de austemperizado se determinó una menor cantidad de nódulos y distintos tamaños; 
para las aleadas con Cr se observó nódulos de tamaño muy pequeño con una 
distribución homogénea; y para el ADI aleado con V, se observan nódulos de tamaño 
pequeño y en menor cantidad con respecto al ADI aleado con Cr. 
Empleando el TT de 950° y 300°C, se observó un cambio notorio de la ausferrita, ya 
que se va engrosando con el aumento del tiempo de austemperizado. Sin embargo, 
en las muestras con V, la ausferrita presentó similitud con respecto al tratamiento 
térmico anterior. La cantidad de carburos en estas muestras siguió el mismo 
comportamiento del tratamiento térmico a 900 °C y 260 °C. Es importante mencionar 
que ya no se observan carburos en las fotomicrografías sin ataque, debido a que 
durante el austenitizado se disolvió la mayor cantidad de éstos. 
En el caso de la ausferrita, a los tiempos de 260 °C se observó una ausferrita más fina 
con respecto a las fotomicrografías de 300 °C, esto, porque la austenita inestable 
comienza su transformación a temperaturas más bajas y se espera que a bajas 
Análisis de resultados 
 
 
54 
temperaturas exista una mayor cantidad de austenita rica en carbono y ferrita acicular, 
mientras que a temperatura más alta se espera tener un engrosamiento de ausferrita 
y un menor contenido de austenita rica en carbono. 
4.4.2 Análisis de fase 
Las figuras 4.20 a 4.27 muestran los difractogramas de los hierros dúctiles 
austemperizados aleados con cromo y aleados con vanadio para las dos temperaturas 
de austenitizado, austemperizado, tres tiempos de tratamiento y los dos espesores 
ensayados. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 4.20. Difractogramas de la muestra ADI-0.2V de 0.5 in para Taustenitizado = 900 °C (3h) y 
Taustemperizado = 260 °C, para: a) 60 min, b) 90 min y c) 120 min. 
30 40 50 60 70 80 90 100 110
c)
b)
 
2theta (°)
a)
 
 
(

)

 (

)
 
(

)

 (

)
 
 
In
te
ns
id
ad
 (u
.a
.)

 (

)

 (

)
 
(

)
Análisis de resultados 
 
 
55 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 4.21. Difractogramas de la muestra ADI-0.2V de 0.5 in para Taustenitizado = 950 °C (3h) y 
Taustemperizado = 300 °C, para: a) 60 min, b) 90 min y c) 120 min. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 4.22. Difractogramas de la muestra ADI-0.2V de 1.0 in para Taustenitizado = 900 °C (3h) y 
Taustemperizado = 260 °C, para: a) 60 min, b) 90 min y c) 120 min. 
30 40 50 60 70 80 90 100 110
c)
b)
 
2theta (°)
a)
 
In
te
n
si
d
a
d
 (
u
.a
.)
 
(

)
 
(

)
 
(

)

 (

)

 (

)

 (

)
 
 

 (

)
30 40 50 60 70 80 90 100 110
c)
b)
 
2theta (°)
a)
 
In
te
n
si
d
a
d
 (
u
.a
.)
 
(

)
 
(

)

 (

)

 (

)

 (

)
 
(

)
 
 

 (

)
Análisis de resultados 
 
 
56 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 4.23. Difractogramas de la muestra ADI-0.2V de 1.0 in para Taustenitizado = 950 °C (3h) y 
Taustemperizado = 300 °C, para: a) 60 min, b) 90 min y c) 120 min. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 4.24. Difractogramas de la muestra ADI-0.2Cr de 0.5 in para Taustenitizado = 900 °C (3h) y 
Taustemperizado = 260 °C, para: a) 60 min, b) 90 min y c) 120 min. 
30 40 50 60 70 80 90 100 110
c)
b)
 
2theta (°)
a)
 
In
te
ns
id
ad
 (u
.a
.)
 
(

)
 
(

)

 (

)

 (

)

 (

)
 
(

)
 
 

 (

)
30 40 50 60 70 80 90 100 110
c)
b)
 
2theta (°)
a)
 
In
te
ns
id
ad
 (u
.a
.)

 (

)
 
(

)

 (

)
 
(

)

 (

)
 
(

)
 
 

 (

)
Análisis de resultados 
 
 
57 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 4.25. Difractogramas de la muestra ADI-0.2Cr de 0.5 in para Taustenitizado = 950 °C (3h) y 
Taustemperizado = 300 °C, para: a) 60 min, b) 90 min y c) 120 min 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 4.26. Difractogramas de la muestra ADI-0.2Cr de 1.0 in para Taustenitizado = 900 °C (3h) y 
Taustemperizado = 260 °C, para: a) 60 min, b) 90 min y c) 120 min 
30 40 50 60 70 80 90 100 110
c)
b)
 
2theta (°)
a)
 
In
te
n
si
d
a
d
 (
u
.a
.)
 
(

)

 (

)

 (

)
 
(

)

 (

)
 
(

)
 
 

(

)
30 40 50 60 70 80 90 100 110
c)
b)
 
2theta (°)
a)
 
In
te
n
si
d
a
d
 (
u
.a
.)
 
(

)

 (

)

 (

)
 
(

)

 (

)
 
(

)
 
 

(

)
Análisis de resultados 
 
 
58 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 4.27. Difractogramas de la muestra ADI-0.2Cr de 1.0 in para Taustenitizado = 950 °C (3h) y 
Taustemperizado = 300 °C, para: a) 60 min, b) 90 min y c) 120 min 
 
4.4.3 Cálculo de la ventana del proceso 
J. Aranzábal et al. [43] realizaron una investigación sobre la influencia de los 
tratamientos térmicos sobre la microestructura y tenacidad de los Hierros 
austemperizados. La cantidad de austenita retenida de alto contenido de carbono se 
determinó utilizando la Técnica de Difracción de Rayos X, de esta forma es posible 
determinar la ventana del proceso para conocer los tiempos y temperaturas 
adecuadas, en las cuales el hierro presenta su mejor desempeño en cuanto a 
propiedades mecánicas. 
%𝛾𝐻𝑐 =
1.4𝐼𝛾
𝐼𝛼+ 1.4𝐼𝛾
 01 
Donde: 
30 40 50 60 70 80 90 100 110
c)
b)
 
2theta (°)
a)
 
In
te
ns
id
ad
 (u
.a
.)

 (

)
 
(

)

 (

)
 
(

)

 (

)
 
(

)
 
 

 (

)
Análisis de resultados 
 
 
59 
𝐼𝛼 = 
𝐼𝛾220+ 𝐼𝛾311
2
 02 
𝐼𝛼 = 𝐼𝛼211 03 
Donde I son intensidades de las reflexiones en las fases α y γ. 
Con los resultados reportados en los difractogramas de las figuras 4.20 a 4.27, se 
obtuvieron las intensidades de los picos difractados de austenita y ferrita para utilizar 
el modelo reportado por J Aranzábal y las ecuaciones anteriormente mencionadas 
para determinar la cantidad de austenita retenida de alto contenido de carbono y 
determinar la ventana del proceso. 
Con los datos obtenidos mediante este método, se graficaron en las figuras 4.28 y 
4.29 la cantidad de austenita retenida de alto contenido de carbono conforme el 
tiempo de tratamiento se incrementa para las diferentes condiciones de tratamiento 
térmico ensayadas. 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 4.28. Porcentaje de austenita retenida del ADI-0.2V para los tratamientos térmicos de 
Taustenitizado = 900 °C; Taustemperizado= 260 °C y Taustenitizado = 950 °C; Taustemperizado= 300 °C para: a) 0.5 in y b) 
1.0 in de espesor. 
 
60 70 80 90 100 110 120
0,30
0,35
0,40
0,45
0,50
0,55
0,60
0,65
0,70
0,75
0,80
950 °C
300 °C
F
ra
c
c
io
n
 v
o
lu
m
e
n
 d
e
 A
u
s
te
n
it
a
Tiempo de austempering (minutos)
 A
 B
900 °C
260 °C
a)
60 70 80 90 100 110 120
0,30
0,35