Caracterização Microestrutural de Aço AISI H13 Nitrurado

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INSTITUTO TECNOLÓGICO Y DE ESTUDIOS SUPERIORES DE MONTERREY 
CAMPUS ESTADO DE MÉXICO 
CARACTERIZACIÓN MICROESTRUCTURAL DE PIEZAS DE 
ACERO AISI H13 NITRURADAS A TRA VES DE UN PROCESO 
DUAL ASISTIDO POR PLASMA. 
TESIS QUE PARA OPTAR EL GRADO DE 
MAESTRO EN CIENCIAS EN SISTEMAS DE MANUFACTURA 
PRESENTA 
EDUARDOBARRERATREJO 
Asesor: 
Comité de Tesis: 
Jurado: 
Dra. OLIMPIA SALAS MARTÍNEZ 
Dr. JOAQUÍN OSEGUERA PEÑA 
M. en C. ULISES FIGUEROA LÓPEZ 
Dra. OLIMPIA SALAS MARTÍNEZ 
Dr. JOAQUÍN OSEGUERA PEÑA Presidente 
M. en C. ULISES FIGUEROA LÓPEZ Secretario 
Dra. OLIMPIA SALAS MARTÍNEZ Vocal 
Atizapán de Zaragoza, México, 29 de Noviembre de 2000. 
6 
RESUMEN 
En el presente trabajo, se realizó la caracterización microestructural de un acero AISI Hl3 
nitrurado a través de un proceso dual de nitruración asistido por un plasma. La caracterización 
incluyó: Microscopía Óptica (MO), Microscopía Electrónica de Barrido (MEB) + Microanálisis 
por Dispersión de Energía (EDS), Difracción de Rayos X (DRX), y Microscopía Electrónica de 
Transmisión (MET). Las muestras fueron producidas en un trabajo anterior y de éstas se 
seleccionaron las más promisorias desde el punto de vista mecánico, las cuales incluyen las 
condiciones de nitruración de 500 ºC-1 O h, 550 ºC-9 h y 600 ºC-8 h. El valor promedio de la 
dureza en estas muestras en la sección transversal fue aproximadamente HV 1000 - 1100 
localizado en la zona de difusión. En los resultados de MO se reveló la microestructura en la 
sección transversal, la cual se compone de una capa blanca de 5 a 1 0µm de espesor seguida de la 
zona de difusión con precipitados elongados y paralelos a la superficie. Estos resultados 
sirvieron de base para posteriores observaciones por medio de otras técnicas de caracterización. 
Análisis por DRX sobre la superficie de las muestras indicó la formación de los nitruros y' - Fe4N 
y E - Fe2_3N. Por otro lado, en la zona de difusión, se detectó la presencia de CrN. Los resultados 
de MEB + EDS, revelaron la morfología y composición de algunas de las fases presentes. Un 
análisis detallado de los precipitados elongados, indica la presencia de Fe y C, lo cual sugiere que 
están compuestos de cementita. El análisis por MEB también permitió apreciar las diferencias, en 
la microestructura en cuanto a distribución, morfología y composición de las fases: en las 
muestras a 500 y 600 ºC la distribución de precipitados no es tan densa en comparación con la de 
550ºC, los precipitados son más finos para las condiciones de 550ºC y el mayor contenido de Cr 
se detectó precisamente en éstas condiciones. La observación por MET permitió detectar la 
presencia de fases no resolvibles por MO ó MEB. El análisis en campo claro más difracción 
reveló la precipitación de pequeños cristales de CrN en la región adyacente a la capa blanca. En 
el caso de la muestra de 600ºC y 8 h se detectó también la presencia de MoN. Las características 
de estas fases, indican que son las responsables del endurecimiento observado en el acero AISI 
H 13 nitrurado. 
CONTENIDO 
Lista de Figuras. 
Lista de Tablas. 
CAPITULO 1 
1 Introducción 
1.1 Antecedentes 
1.2 Objetivos 
1.3 Justificación del Proyecto 
1.4 Trabajo Propuesto 
CAPITUL02 
2 Revisión bibliográfica 
2.1 Proceso de fundición a presión. 
2.2 Aceros de la Serie H (para trabajo en caliente). 
2.3 Tratamientos Superficiales en el acero AISI H13. 
2.4 Nitruración. 
2.5 Recubrimientos por medio de Deposición Física de Vapor. 
2.6 Caracterización de Aceros Grado Herramienta nitrurados. 
CAPITUL03 
3 Procedimiento Experimental. 
3 .1 Preparación de muestras. 
3.1.1 Secciones transversales para MO y MEB + EDS 
3.1.2 Secciones transversales para MET 
3.1.3 Muestras para DRX. 
CAPITUL04 
4 Análisis y Discusión de Resultados 
4.1 Perfiles de Durezas del acero AISI Hl3 nitrurado a través de un proceso Dual. 
4.2 Microscopía Óptica del acero AISI Hl3 nitrurado. 
4.3 Difracción de Rayos X del acero AISI H13 nitrurado. 
4.4 Microscopía Electrónica de Barrido+ EDS 
4.5 Microscopía Electrónica de Transmisión. 
5 Conclusiones. 
6 Bibliografia 
8 
10 
11 
11 
11 
12 
13 
13 
15 
15 
15 
17 
19 
19 
25 
27 
35 
35 
36 
42 
43 
43 
43 
50 
61 
67 
7 
8 
Lista de Figuras. 
Figura2.1 Esquema del proceso de fundición a presión. 16 
Figura 2.2 Molde utilizado en el proceso de fundición a presión. 16 
Figura 2.3 Representación esquemática del proceso de nitruración por plasma 21 
Figura 2.4 Perfil de durezas obtenido por la nitruración con un plasma ionizado 22 
Figura 2.5 Representación esquemática del proceso de nitruración en postdescarga 23 
Figura 2.6 Interacciones superficiales básicas que ocurren durante la nitruración 24 
Figura 2.7 Esquema de una cámara típica de deposición en vacío. 26 
Figura 2.8 Tratamiento térmico del acero AISI Hl3 antes de ser nitrurado. 27 
Figura 2.9 Formación de capas después del proceso de nitruración 28 
Figura 2.10 Diferentes capas formadas en función del potencial de nitruración. 30 
Figura 2.11 Coeficientes de Difusión de elementos sustitucionales. 30 
Figura 2.12 Representación de la estructura del nitruro de Hierro y'- Fe4N. 31 
Figura 2.13 Morfología de los precipitados Fe4N y Fe3N. 33 
Figura 3.1 Trípode. 37 
Figura 3.2 Esquema del equipo utilizado para desbaste iónico. 38 
Figura 3.3 Control de la velocidad de la muestra y el giro de las probetas. 40 
Figura 3.4 Control del proceso en función del tiempo o la corriente. 40 
Figura 3.5 Control del voltaje en la formación del plasma. 41 
Figuras 4.1 y 4.2 Perfiles de dureza correspondientes a 500ºC por 
5 y 6 h respectivamente. 43 
Figuras 4.3 y 4.4 Perfiles de dureza correspondientes a 500ºC por 
7 y 8 h respectivamente. 44 
Figuras 4.5 Perfil de dureza correspondiente a 500ºC por 10 h. 44 
Figuras 4.6 y 4.7 Perfiles de dureza correspondientes a 550ºC por 
6 y 7 h respectivamente. 45 
Figuras 4.8 y 4.9 Perfiles de dureza correspondientes a 550ºC por 
8 y 9 h respectivamente. 45 
Figuras 4.10 y 4.11 Perfiles de dureza correspondientes a 600ºC por 
5 y 8 h respectivamente. 46 
Figuras 4.12 Perfil de dureza correspondiente a 600ºC por 9 h. 46 
Figura 4.13 Perfil de Dureza de la muestra nitrurada a 500 ºC por 10 h. 47 
Figura 4.14 Perfil de Dureza de la muestra nitrurada a 600 ºC por 8 h. 47 
Figura 4.15 Perfil de Dureza de la muestra nitrurada a 550 ºC por 9 h. 48 
Figura 4.16 Sección transversal de la muestra nitrurada a 500ºC por 10 h. 49 
Figura 4.17 Sección transversal de la muestra nitrurada a 600ºC por 8 h. 49 
Figura 4.18 Sección transversal de la muestra nitrurada a 550ºC por 9 h. 50 
Figura 4.19 Difractograma de la muestra nitrurada a 500 ºC por 10 h. 51 
Figura 4.20 Difractograma de la muestra nitrurada a 600 ºC por 8 h. 51 
Figura 4.21 Difractograma de la muestra nitrurada a 550 ºC por 9 h. 52 
Figura 4.22 Sección transversal de la muestra nitrurada a 500ºC por 10 h. 53 
Figura 4.23 Sección transversal de la muestra nitrurada a 500ºC por 10 h. 53 
Figura 4.24 Espectros 1 y 2 de la muestra nitrurada a 500ºC por 10 h. 54 
Figura 4.25 Sección transversal de la muestra nitrurada a 500ºC por 10 h. 54 
Figura 4.26 Microanálisis de la figura 4.25, muestra nitrurada a 500ºC por 10h. 55 
Figura 4.27 Sección transversal de la muestra nitrurada a 550ºC por 9 h. 55 
Figura 4.28 Microanálisis de la figura 4.27, muestra nitrurada a 550ºC por 9h. 56 
Figura 4.29 Sección transversal de la muestra nitrurada a 600ºC por 8 h. 56 
9 
Figura 4.30 Sección transversal de la muestra nitrurada a 600ºC por 8 h. 57 
Figura 4.31 Microanálisis de la figura 4.30, muestra nitrurada a 600ºC por 8h. 57 
Figura 4.32 Sección transversal de la muestra nitrurada a 600ºC por 8 h. 5 8 
Figura 4.33 Microanálisis de la figura 4.32, muestra nitrurada a 600ºC por 8 h. 58 
Figura 4.34 Sección transversal de la muestra nitrurada a 500ºC por 1 O h. 
Fotografiado con ERD 59 
Figura 4.35 Sección transversal de la muestra nitrurada a 600ºC por 8 h. 
Fotografiado con ERD. 60 
Figura 4.36 Sección transversal dela muestra nitrurada a 550ºC por 9 h. 
Fotografiado con ERD. 60 
Figura 4.37 Muestra nitrurada a 500 º C por 1 O h. 61 
Figura 4.38 Muestra nitrurada a 600 º C por 8 h. 61 
Figura 4.39 Muestra nitrurada a 550 º C por 9 h. 61 
Figura 4.40 a)Sección transversal de la muestra de 500 ºC por 1 O h. 
b) Patrón de difracción anular. 62 
Figura 4.41 Microanálisis de la Figura 4.40, muestra nitrurada a 500ºC por 1 O h. 62 
Figuras 4.42 a) y b). Muestra nitrurada a 500 ºC por 10 h. a) Campo claro 
b) Patrón de difracción. 63 
Figuras 4.43 a) y b). Muestra nitrurada a 500 ºC por 10 h. a) Campo claro 
b) Patrón de difracción 63 
Figuras 4.44 a), b), e) y d) Muestra nitrurada a 550 ºC por 9 h. a) Campo claro 
b) Patrón de difracción, c) Campo claro, y d) Campo claro. 64 
Figuras 4.45 a) y b). Muestra nitrurada a 600 ºC por 8 h. a) Campo claro 
b) Patrón de difracción. 65 
Figuras 4.46 a) y b). muestra nitrurada a 600 ºC por 8 h. a) Campo claro 
b) Patrón de difracción. 65 
Figuras 4.47 a) y b). Muestra nitrurada a 600 ºC por 8 h. a) Campo claro 
b) Patrón de difracción. 66 
10 
Lista de Tablas 
Tabla 2.1 Composición química en porcentaje en peso del acero AISI H13 18 
Tabla 2.2 Propiedades de algunos recubrimientos depositados físicamente 26 
Tabla 2.3 Solubilidades de Nitrógeno en Hierro. 32 
Tabla 3.1 Características del equipo utilizado en el desbaste iónico de las muestras. 39 
11 
CAPÍTULO 1 
Introducción 
1.1. Antecedentes 
En el proceso de fundición a presión, aleaciones de aluminio fundido a temperaturas entre 
500 y 650 º C, son inyectadas en la cavidad de un dado a altas velocidades del orden de 30-100 
mis y presiones de inyección que varían entre 7250 y 11600 lb/in2 [l]. Estas condiciones de 
operación dan lugar a esfuerzos considerables sobre la superficie del dado. Además, el metal 
fundido contiene partículas sólidas, las cuales pueden incluir aluminio solidificado, inclusiones y 
otras fases las cuales pueden precipitar cuando la aleación ha solidificado. Las partículas sólidas 
causan erosión de la superficie del dado debido a las altas velocidades de inyección. Evidencia de 
la alta erosión ha sido observada en muchas situaciones, especialmente en el área de entrada. El 
desgaste erosivo depende de la velocidad de entrada, el ángulo de ataque y el número de 
partículas duras. Debido a las altas temperaturas involucradas, la difusión también juega un papel 
muy importante, ya que el material del molde se disuelve en la aleación de aluminio fundido 
formando compuestos intermetálicos complejos, lo cual provoca el efecto de soldadura blanda del 
metal fundido sobre la superficie del dado. Los dados y los accesorios con frecuencia son 
enfriados internamente por medio de agua, con el fin de controlar la temperatura del material. La 
superficie del dado sin embargo, está expuesta a las temperaturas de fusión, durante la etapa de 
llenado del dado y enfriamiento en la etapa de lubricación. Los ciclos de calentamiento y 
enfriamiento en la superjicíe originan que se presente fatiga térmica de la superficie del dado que 
resulta en agrietamiento térmico. La falla de la superficie (y debido a l!lla la del núcleo) de los 
12 
dados puede ser atribuida a uno de tres mecanismos: corrosión, erosión y fatiga térmica. Por ello, 
los dados son producidos utilizando aceros grado herramienta, los cuales retienen la dureza a las 
temperaturas a las que se lleva a cabo el proceso de fundición. Donde destaca el acero AISI Hl3. 
Adicionahnente, el uso de recubrimientos y tratamientos superficiales, minimiza el efecto de los 
fenómenos mencionados en el desempeño de los dados. Por lo tanto, los recubrimientos y 
tratamientos superficiales, deben ser seleccionados basados en la protección que ellos pueden 
proveer al dado en contra del desgaste y mecanismos de fatiga, y de su habilidad para soportar las 
condiciones extremas a las que son sometidos durante el proceso de fundición a presión [2]. Por 
ello se ha desarrollado un proyecto en el ITESM-CEM para mejorar las propiedades 
superficiales de aceros AISI Hl3, a través de nitruración asistida por plasma en un sistema dual. 
Como primera parte del proyecto, se hizo un estudio paramétrico de las condiciones de 
nitruración del acero H 13 en el reactor dual, el cual corresponde al trabajo de tesis de maestría 
del Ing. Norberto García Reyes. En el presente trabajo se caracterizarán microestructurahnente 
los productos obtenidos a través de la nitruración por plasma en un sistema dual para relacionar la 
microestructura con las propiedades. 
1.2 Objetivos del proyecto 
El presente estudio de caracterización microestructural tiene como objetivos: 
a) General: 
• Caracterizar microestructurahnente por Microscopía Óptica (MO), Microscopía 
Electrónica de Barrido (SEM) + Microanálisis por Dispersión de Energía (EDS), 
Difractometría de Rayos X (DRX) y Microscopía Electrónica de Transmisión (TEM), los 
productos de nitruración del acero AISI Hl3 procesado en un reactor dual asistido por 
plasma, para identificar las fases responsables del endurecimiento durante nitruración. 
b) Específicos: 
• Análisis de los resultados obtenidos a la luz de las propiedades mecánicas (microdureza) y 
relacionarlo con los parámetros del proceso. 
• Aprender la técnica de preparación de muestras para el MET. 
• Aprender el funcionamiento del MET en sus modos usuales de observación. 
13 
1.3. Justificación del Proyecto. 
En la parte inicial del proyecto de nitruración del acero Hl3, en un reactor dual asistido por 
plasma, desarrollado en nuestro laboratorio, se exploraron y comparan las ventajas de nitrurar en 
un reactor respecto a otros métodos de nitruración. Los resultados obtenidos indican que el 
reactor dual puede ofrecer mejoras en la mayoría de los casos. Este fue el principal incentivo para 
este trabajo en donde se pretenden identificar las fases responsables de dichas mejoras. Identificar 
las fases responsables del comportamiento mecánico ( dureza), apreciar y clasificar los 
compuestos obtenidos por este método de nitruración, repercutirá en un control adecuado del 
proceso para obtener las propiedades mecánicas requeridas. 
1.4 Trabajo propuesto. 
El trabajo comprenderá la caracterización de los productos de nitruración del acero AISI H13 a 
través de Microscopía Óptica, Microscopía Electrónica de Barrido + Microanálisis por 
Dispersión de Energía (EDS) y Microscopía Electrónica de Transmisión. Se incluirán las 
muestras cuyas condiciones de tratamiento se consideraron más promisorias debido a las 
propiedades mecánicas obtenidas (perfiles de dureza), para identificar la naturaleza de las fases 
responsables del aumento en propiedades mecánicas. Para ello, es necesario realizar las 
actividades que se describen a continuación, las cuales integran una metodología que permitirá 
cumplir los objetivos propuestos. Como primera etapa, se realizará una investigación 
bibliográfica extensa sobre el tema de este trabajo para tener un panorama global de la situación 
presente. Posteriormente se procederá a la preparación de muestras para cada una de las técnicas 
de caracterización. En esta parte del trabajo debe señalarse en particular, la preparación de las 
muestras para el MET, la cual es muy laboriosa e importante. Adicionalmente, en nuestro 
laboratorio no se cuenta con todo el equipo requerido para el adelgazamiento de las muestras para 
el MET, por lo que será necesario recurrir a los laboratorios de ESIQIE-IPN y del ININ. De la 
correcta preparación de las muestras para MET depende en gran medida la obtención de 
resultados satisfactorios de ésta técnica. Una vez obtenidas las muestras se realizará la 
caracterización microestrutural de las mismas. 
14 
La Microscopía Óptica, Microscopía Electrónica de Barrido, Microanálisis por Dispersión de 
Energía (EDS) y la mayoría del trabajo de Microscopía Electrónica de Transmisión se realizará 
en el laboratorio de Materiales del ITESM-CEM.La Difractometría de Rayos X y la 
Microscopía Electrónica de Transmisión de Alta Resolución se efectuará en el ININ. La fase 
final corresponde al análisis y discusión de los resultados obtenidos y su relación con las 
propiedades de las muestras y elaboración de la tesis. 
15 
CAPITUL02 
Revisión Bibliográfica 
En este capítulo se presenta, una descripción del proceso de fundición a presión y 
características de los aceros AISI grado herramienta para trabajo en caliente. También se incluye 
una revisión de los métodos utilizados para mejorar las propiedades tribológicas de estos aceros, 
y se termina con un resumen de la bibliografia sobre caracterización microestructural de aceros 
grado herramientas, tratados superficialmente. 
2.1 Proceso de fundición a presión 
La inyección es un medio para producir rápidamente partes vaciadas de aleaciones, éstas partes 
por lo general son, de pared delgada, tersas y de alta precisión [3]. La alta calidad de las partes 
inyectadas se debe al rápido enfriamiento, que produce granos finos en el metal. Las superficies 
tienden a ser más duras que en el interior como resultado del enfriamiento rápido inducido por el 
dado sobre el metal. En este proceso el metal no se vierte por gravedad al dado, sino que se 
inyecta a altas presiones, de 1 000 a 100 000 lb/in2• Esto requiere máquinas que, por lo general, 
trabajan hidráulicamente para ejercer los cientos de toneladas de fuerza necesaria para mantener 
juntas las dos secciones del dado mientras se inyecta el metal fundido en las condiciones 
necesarias de velocidad y presión. Existen dos métodos para realizar la inyección, conocidos 
como cámara caliente y cámara fría, en donde la única diferencia, es la forma de obtener el metal 
fundido para poder introducirlo al molde, como se ilustra en la figura 2.1. La fabricación de los 
dados es bastante costosa, debido principalmente a la geometría y al material, el proceso de 
maquinado necesario para obtenerlo, así como los acabados para brindar una buena calidad a las 
16 
piezas fundidas. Se tiene desde uno o dos moldes idénticos para partes grandes hasta varios 
moldes para partes pequeñas. Algunos dados son más complejos como se muestra en la figura 
2.2 y tienen secciones que se mueven en varias direcciones. Los dados cuentan con rebosaderos 
y ranuras sobre la cara de partición que sirven para el escape de los gases. El molde debe de 
contar con sistema de enfriamiento con agua para poder mantener una temperatura de operación 
constante. Es evidente que dados tan elaborados son bastante caros, su costo puede variar de 5000 
a más de 1 O 000 dólares, dependiendo de la complejidad y tamaño del dado. 
Botador 
Móvil 
Plato 
estacionario 
Figura 2.1 Esquema del proceso de fundición a presión [3]. 
Cilindro Hidráulico 
La temperatura de fusión de aleaciones de aluminio y de magnesio es de alrededor de 590º C, 
esto provoca que los dados, con los que se usan estas aleaciones tengan una vida más corta 
debido a los choques térmicos, ya que estos ocasionan un microagrietamiento en las superficies 
de los dados [4]. 
Figura 2.2 Molde utilizado en el proceso de fundición a presión [4]. 
17 
La influencia de los diferentes esfuerzos (mecánicos, termomecánicos, y químicos) sobre el 
desempeño de las herramientas depende de los parámetros del proceso, así como de las 
características metalúrgicas de los materiales. En particular, la corrosión puede tener un efecto 
negativo, no sólo sobre la vida de la herramienta sino en la calidad de la superficie y precisión 
geométrica de los componentes procesados. La reactividad del acero con el aluminio y sus 
aleaciones es particularmente grande, debido a la solubilidad de Al en fase cúbica centrada en el 
cuerpo del acero y del acero en aluminio liquido, así como de la facilidad de formación de 
muchos compuestos intermetálicos. Sin embargo uno de los más importantes problemas 
encontrados en los dados utilizados para fundición a presión de piezas de aleaciones de aluminio, 
es un fenómeno que consiste en la aplicación de esfuerzos termoquímicos y mecánicos a los 
cuales los dados herramienta están sujetos en la práctica. En particular, la corrosión y desgaste en 
conjunción con los problemas de soldadura blanda y picado en la superficie de los dados, han 
sido las causas por las que se aprecia un daño. Debido a estos fenómenos de corrosión relatados 
el efecto de la alta temperatura del proceso (500-650 ºC) y los ciclos de enfriamiento de los 
dados tienen que ser tomados en cuenta [5]. Por todos estos motivos son preferidos los aceros 
grado herramienta para trabajo en caliente (serie H), los cuales ofrecen ventajas sobre otros 
materiales en el proceso de fundición a presión. Adicionalmente, un tratamiento superficial 
produce una capa compacta y adherente, la cual, es menos reactiva que el acero en aluminio, por 
ejemplo, algunos procesos de Ingeniería Superficial avanzados como Nitruración, Deposición 
Física de Vapor (PVD por sus siglas en inglés Physical Vapor Deposition), Deposición Química 
de Vapor (CVD por sus siglas en ingles Chemical Vapor Deposition), los cuales pueden mejorar 
la resistencia mecánica y al desgaste del acero. 
2.2 Aceros de la Serie H (para trabajo en caliente). 
Los aceros para trabajo en caliente basados en Cromo (tipo HIO a Hl 9) tienen buena resistencia 
al ablandamiento por calentamiento, debido a su medio contenido de cromo y la adición de 
elementos formadores de carburos tales como molibdeno, tungsteno y vanadio. El bajo contenido 
de carbono y el bajo contenido de elementos de aleación promueve la tenacidad en una dureza 
normal de trabajo de 40 a 55 HRC. Los altos contenidos de molibdeno y tungsteno incrementan 
la alta resistencia a altas temperaturas pero disminuyen la tenacidad. El vanadio es adicionado 
para incrementar la resistencia al desgaste erosivo a altas temperaturas. Un incremento en el 
18 
contenido de silicio mejora la resistencia a la oxidación a temperaturas arriba de 800 º C. Este 
tipo de aceros de la serie H, para trabajo en caliente de diversas clases, se utiliza en la 
fabricación de dados para fundición a presión de aluminio y magnesio, para dados de moldeo, 
dados de forja y mandriles [6]. La mayor ventaja de tener bajos contenidos de carbono y 
aleaciones es que pueden ser enfriados en condiciones de operación sin presentar grietas. Otras 
de las ventajas presentadas por estos aceros son la facilidad de forjado y trabajado, buena 
soldabilidad, relativo bajo coeficiente de expansión térmica, aceptable conductividad térmica. La 
principal diferencia en composición de este acero en comparación con los otros de la misma serie 
es el alto contenido de vanadio, eso permite una gran dispersión de los carburos de vanadio lo 
que resulta en una alta resistencia al desgaste. En particular el acero AISI H13 una buena 
resistencia al revenido, es decir, mantiene alta dureza y resistencia a elevadas temperaturas. 
También presenta buena resistencia a la fatiga térmica la deformación está asociada con el 
gradiente de temperatura y con los cambios dimensiónales que resultan durante el calentamiento 
y el enfriamiento, pueden ser enfriados con agua durante los ciclos de operación. Por todas estas 
propiedades (resistencia a la fatiga térmica, erosión y al desgaste) se prefiere para los dados para 
fundición a presión de aluminio y magnesio. Además, después del maquinado final de las partes 
en contacto con el metal fundido, pueden ser endurecidas superficialmente para producir una 
superficie altamente resistente al desgaste. El acero AISI H13 es el más popular y quizá el más 
versátil acero grado herramienta para trabajo en caliente, el cual provee un buen balance de 
tenacidad, alta resistencia a alta temperatura y resistencia al calor en adición a una moderada 
resistencia al desgaste y pueden ser usados para herramientas a temperaturas aproximadamente 
de 538 º C y en pequeñasexposiciones por arriba de 594 º C. 
Su composición química es la siguiente, representada en porcentaje en peso [7]: 
Tabla 2.1 Composición química en porcentaje en peso del acero AISI H13 [7]. 
19 
2.3 Tratamientos Superficiales en el acero AISI H13. 
Los tratamientos superficiales son técnicas que tienen por objetivo meJorar las propiedades 
tribológicas y estructurales de los materiales, para ofrecer un aumento en las propiedades como 
son: Dureza, resistencia al desgaste, resistencia a la fatiga, resistencia a la fricción, entre otras. 
Estás técnicas se han aplicado en aceros con resultados muy satisfactorios; No sólo han 
permitido ampliar el campo de aplicaciones de diversos materiales sino que ofrecen el ahorro 
económico por el aumento en vida útil de los componentes tratados. De entre los tratamientos 
superficiales que se aplican al acero AISI Hl3, podemos mencionar la nitruración, Deposición 
Física de Vapor (Physica/ Vapor Deposition), Deposición Química de Vapor (Chemica/ Vapor 
Deposition) [8]. 
2.4 Nitruración. 
La nitruración es un tratamiento termoquímico utilizado en aceros para modificar las propiedades 
superficiales de componentes, a través de difusión de nitrógeno. Durante este tratamiento se 
genera un gradiente de concentración de éste, desde la superficie hasta alcanzar cierta 
profundidad. Este gradiente de concentración da como resultado la formación de capas de 
nitruros, además de una zona de difusión de nitrógeno disuelto intersticialmente en la ferrita. Esta 
configuración produce un mejoramiento notable en las propiedades tribológicas y corrosión del 
material[9]. En el sistema Fe-N-C, a temperaturas cercanas o inferiores al punto de 
transformación eutectoide, la nitruración de acero al carbono produce las siguientes fases en la 
superficie: E-Fe2•3N o y'-Fe4N1.x. Esta capa bifásica tiene dos características que lo hacen 
indeseable, ya que la hacen susceptible a la fractura: 
~ Débil energía de enlace entre ambas fases. 
~ Diferentes coeficientes de expansión. 
Por debajo de la capa nitrurada, en la zona de difusión, puede ocurrir la precipitación de 
nitruros[8]. La cinética de crecimiento de las capas de nitruros está asociada a la velocidad de 
difusión del nitrógeno en éstas capas. En esta zona existe un alto grado de endurecimiento, 
debido a que el nitrógeno se introduce en la red existente de hierro y forma nitruros especiales 
con los elementos de aleación tales como Cr, V y Mo. Estos nitruros formados son esenciales 
para obtener un alto grado de endurecimiento y resistencia al desgaste de materiales aleados. La 
alta dureza de los nitruros acompañada con su excelente estabilidad termodinámica los hace 
buenos candidatos para tratar de obtenerlos en materiales metálicos, tratados mediante procesos 
20 
termoquímicos de endurecimiento superficial. Para lograr la formación de los diferentes tipos de 
nitruros, los átomos de nitrógeno se difunden a través de la retícula del acero particularmente a 
temperaturas elevadas cuando existe un gradiente de concentración, mediante mecanismos de 
difusión [8]. 
Nitruración Gaseosa. 
Es un proceso termoquímico que se realiza colocando las piezas en un horno del tipo eléctrico a 
una temperatura elevada ( 500 ºC) en presencia de amoniaco disociado, durante un tiempo de 
permanencia de 60 horas, se obtienen espesores de capa inferiores a 0.50 mm, con una dureza 
superficial de HV 600 a 1100, que dependen principalmente, de la composición del acero que se 
ha empleado y que en general suelen ser más elevadas que las que se obtienen en las piezas 
cementadas. El contenido de carbono de los aceros de nitruración, suele estar comprendido entre 
0.25 y 0.50 % de carbono. El nitrógeno que se emplea en el proceso proviene del amoniaco que, 
al ponerse a elevada temperatura en contacto con el acero caliente que actúa como un verdadero 
agente catalizador, se disocia en nitrógeno e hidrógeno atómicos produciéndose las siguientes 
reacciones: 
NH3=N+3/2H2 ; (2N=N2); 2H=H2 
No se requiere de un tratamiento de temple posterior para producir endurecimiento, como en el 
caso de carburación. Este tipo de nitruración produce una zona compuesta que es una mezcla de 
y'(Fe4N) y E (Fe2•3N), la mezcla se debe a la variabilidad de disociación del amoniaco, por lo 
tanto del potencial de nitruración que es determinado por la concentración del gas [8]. 
1 ~'illJ../ 
Nitruración con un Plasma débilmente Ionizado. 
Es un método para endurecimiento superficial que utiliza la tecnología de descarga luminiscente 
para tratar de depositar nitrógeno sobre la superficie de la pieza, por medio de procesos difusivos, 
en el material como se aprecia en la figura 2.3. En un medio apropiado, es decir, en un vacío, se 
suministra una energía eléctrica de alto voltaje para formar el plasma, a través del cual los iones 
de nitrógeno son acelerados para tratar de reaccionar con la pieza. A su vez este bombardeo 
iónico incrementa la temperatura de la pieza, lo cual favorece los procesos de difusión, además 
limpia la superficie y provee nitrógeno activo. Debido a la pequeña distancia entre la muestra y 
la descarga, el ion de nitrógeno cargado positivamente adquiere un electrón desde el cátodo y 
Bl!JU01'ECA 
/.<Cí ~:7Gs, 
/;;('.)':':Ce -~<·> J(/,,~ 
(.}' r:1.·,,r,1 : s % 
: : ·_. ,- ~ .--, I ':. :J) 
21 
entonces se emite un fotón. La emisión de fotones durante el regreso del nitrógeno a su estado 
atómico resulta en una descarga luminiscente visible que es característica de los procesos por 
plasma. Debido al impacto contra la pieza, la energía cinética de los átomos de nitrógeno se 
convierte en calor. Este método tiene otras ventajas, tales como una baja distorsión en 
comparación con la nitruración por gas y la eliminación de residuos tóxicos. La estructura de la 
capa de un acero nitrurado es similar a la obtenida por nitruración gaseosa, y puede incluir una 
zona de difusión con una capa blanca, las cuales dependen del tipo y concentración de los 
elementos de aleación, la temperatura y el tiempo del tratamiento de nitruración. Debido a que la 
formación de una zona de difusión y/o una zona compuesta depende de la concentración de 
nitrógeno, el mecanismo usado para generar el nitrógeno activo sobre la superficie de la pieza 
también afecta la estructura de la capa[l O]. 
reactor 
muestras 
ocular 
manómetro 
.. 
Bomba de vacío 
--~--"'2 
-Hz 
-----,--- - CH• 
controlador 
Fuente de 
poder 
Figura 2.3 Representación esquemática del proceso de nitruración por plasma [8]. 
Entrada de 
gases 
Durante el proceso de descarga luminiscente, diferentes elementos aleantes o átomos de hierro se 
combinan con el nitrógeno, para difundirse en el material formando así una capa endurecida. La 
temperatura y el tiempo del proceso determinan la profundidad de la capa de nitruro alcanzada. 
Como con los otros procesos de difusión, la microestructura inicial, puede también influenciar la 
22 
respuesta del material ante la nitruración, en este caso sobre una estructura templada y revenida 
se aplicó la técnica de nitruración. Valores de dureza Vickers promedio obtenidos después de este 
proceso se muestran en la figura 1. 5. 
,a 
111111 
UCIO 
llllll 
g 111111 .,. 
> DI ;¡; 
CIO 
,a 
21111 
o 
o 80 
Nitruración 
150 
Profundidad µm 
Figura 2.4 Perfil de durezas obtenido por la nitruración con un plasma ionizado [11). 
Nitruración en postdescarga microondas. 
Dentro de los procesos novedosos para la nitruración asistida con plasmas, se encuentra el 
tratamiento en un reactor por post-descarga vía micro-ondas. Durante el tratamiento, las especies 
neutras, excitadas o disociadas y el sólido, producen cinéticas elevadas de crecimientos de 
nitruros, los cuáles son mucho más rápidas comparadas con los procesos convencionales (12]. En 
este método únicamente las especies neutras son las activas, por lo tanto no hay interacciones de 
especies ionizadascon el substrato y el análisis de varios aspectos del proceso se facilitan. El 
plasma se genera en la zona de descarga de un reactor micro-ondas y desde ahí las especies 
neutras excitadas se llevan hacia la superficie de la muestra por medio de un flujo de gas. La 
propagación de la onda electromagnética de ultra alta frecuencia (2450 MHz), ioniza el gas y 
sirve de vehículo para mantener el plasma. La velocidad del gas debe de ser lo suficientemente 
alta para que las especies activas no pierdan su excitación antes de llegar a la muestra. La 
nitruración es el resultado de las interacciones entre la muestra sólida y las especies neutras 
excitadas llegando a la superficie de la muestra. La cinética de reacción durante las diferentes 
etapas de nitruración depende fuertemente de la concentración del nitrógeno atómico en la 
supetficie de la muestra (13]. En este proceso el potencjal de nitrógeno puede alcanzar valores 
más altos que aquellos ootenidos en nitruración tradicional con gas e igual de altos que los 
23 
obtenidos en nitruración iónica. Esta técnica se caracteriza por utilizar una fuente de microondas 
para poder realizar la excitación de partículas de la fase gaseosa (Ar-H2-N2), es llamada así por 
su frecuencia de excitación que es del orden de 2.45 GHz [14]. Una de las desventajas de este 
proceso es la alta concentración de iones de Nen la superficie del material que se puede obtener, 
lo cual reduce el tiempo de tratamiento. También se ha observado que en éste método es muy 
dificil estabilizar el plasma y por consiguiente requiere de un gran número de cambios 
experimentales en este sentido [ 15]. 
En la figura 1.5, se muestra de manera esquemática el equipo 
termopar 
(f) Muestra 
Horno 
(e) 
) 
Tubo de Zona de des-
carga. (a) 
~ 
Zona de post-descarga. 
(b) 
Figura 2.5 Representación esquemática del proceso de nitruración en postdescarga [12]. 
Posibles procesos de penetración del nitrógeno. 
Durante los procesos de modificación superficial se promueven efectos fisicos que siempre están 
presentes sin importar el gas utilizado y efectos químicos presentes sólo cuando se usan gases 
re~tivos. Las interacciones superficiales básicas fisicas y químicas se ilustran en la 
figura l. 7 [ 16]. 
Ion Incidente 
Electrones secundarios 
Implantación 
o 
' 
o 
t 
o)l 
Erosión 
Procesos de interacción. 
átomos 
o 
Difusión 
Formación de 
Compuestos 
Figura 2.6 Interacciones superficiales básicas que ocurren durante la nitruración [17). 
24 
Las interacciones fisicas que tienen lugar son: La penetración de partículas quedando implantadas 
en el material, erosión del material como resultado de sacar átomos de la superficie por la 
transferencia de momento y reflexión de partículas incidentes. 
Además de los procesos anteriores también se ocasiona la emisión de electrones secundarios que 
son importantes para sostener el proceso de descarga. El mecanismo de penetración del nitrógeno 
durante la nitruración es difusional, no existe conocimiento sobre los mecanismos de formación 
de nitruros durante el proceso con plasmas. Resumiendo, la contribución de varios autores[18], se 
puede decir que el mecanismo básico de la formación de la capa nitrurada es como sigue: 
Las especies reactivas que bombardean al substrato desprenden átomos metálicos; parte de la 
energía de la especie reactiva se convierte en trabajo para desprender los átomos y los electrones 
de la superficie y la otra parte en energía cinética de las partículas desprendidas. El hierro 
erosionado reacciona con el nitrógeno en el plasma formando FeN, que es inestable y se 
condensa en la superficie de la muestra descomponiéndose en otros nitruros (Fe2_3N y Fe4N). 
Cuando se incrementa la temperatura de un material, el coeficiente de difusión y la densidad de 
flujo de átomos también se incrementa. A temperaturas mayores, la energía térmica 
proporcionada a los átomos que se difunden le permite superar la barrera de energía de activación 
y poder desplazarse más fácilmente a otros sitios de la red. El control de la composición de fases 
y el contenido de nitrógeno en capas compuestas es de gran importancia para el comportamiento 
en el servicio de componentes nitrurados, especialmente su comportamiento a la corrosión [19]. 
25 
2.5 Recubrimientos por medio de Deposición Física de Vapor. 
Este método de Ingeniería Superficial ( deposición en vacío, deposición por pulverización o 
implantación iónica) involucra varias etapas. 
• Seleccionar el sustrato y desarrollar un proceso de preparación 
• Seleccionar el material de la película para producir las propiedades requeridas. 
• Escoger el proceso más adecuado de PVD. 
• Desarrollar los parámetros del proceso de fabricación y controlarlos. 
• Desarrollar una apropiada técnica de caracterización para determinar las propiedades de la 
capa y estabilidad del producto. 
El crecimiento de la capa ocurre como un resultado de la condensación de átomos, sobre la 
superficie. Las etapas de la formación de la película son: 
a) Vaporización del material 
b) Transporte del material hacia el sustrato 
c) Condensación y nucleación de los átomos evaporados. 
d) Nucleación y crecimiento 
e) Formación de interfases. 
f) Crecimiento de la película 
g) Cambios en la estructura durante el proceso de deposición. 
Los recubrimientos depositados por éste método mejoran considerablemente la fatiga térmica y la 
resistencia a la corrosión. Algunos de los recubrimientos depositados por medio de un proceso de 
evaporación por arco aplicado a 400-450 ºC son TiN, TiAIN y CrN en acero. Este proceso 
presenta una alta velocidad de deposición y produce una fuerte adhesión del recubrimiento al 
sustrato debido a la evaporación del titanio, el cual se cree que produce una muy delgada zona 
sobre la superficie del sustrato en donde el recubrimiento y el sustrato son entremezclados. Las 
propiedades básicas de los recubrimientos tales como durezas, espesores y resistencia a la 
temperatura de oxidación en aire son listados en la tabla 2.2 [20]. Este método utiliza un 
componente metálico en fase vapor mediante un mecanismo de pulverización de un blanco. Se 
aprecia claramente en la tabla 2.2, que de los tres recubrimientos, el más duro es el TiN, sin 
embargo su temperatura de oxidación es la más baja, y es aún baja en comparación con las 
temperaturas de algunos procesos, especialmente en el proceso de fundición a presión de 
aluminio. Esto se debe al cambio de composición del recubrimiento, principalmente el de 
oxigeno, los otros recubrimientos no presentan esta característica. En general, los recubrimientos 
26 
no incrementan la fatiga ténnica de los aceros, pero si pueden reducirla en algunos, además 
pueden proveer una resistencia significativa a la corrosión y erosión. 
Tabla 2.2 Propiedades de algunos recubrimientos depositados fisicamente [20]. 
PROPIEDADES FUNCIONALES DE RECUBRIMIENTOS PVD 
TEMPERA TURA DE 
RECUBRIMIENTO DUREZAIHVI ESPESOR lµm) OXIDACIÓN IK) 
TiN 2900 3a5 775-875 
TiAIN 2600 3a5 975-1025 
CrN 2500 6a8 975 
A continuación se muestra esquemáticamente el equipo utilizado en éste proceso. 
Resistencia 
para 
calentamien 
Indicador de 
temperatura 
en contacto 
Entrada de 7 
gas -......_J 
Calor radiante 
Fuente de 
vaporización 
Rotación de 
la muestra 
Barra de descarga para 
impieza por plasma 
alto voltaje negativo 
(:Y~ 
~ Sust ato 
Conexión 
a tierra 
~ 
~ Indicador de 
deposición 
n(-
Indicador de 
temperatura 
Ventana de 
observación 
Indicador 
de Presión 
Bomba de 
alto vacío 
Bomba 
de vacío 
Figura 2. 7 Esquema de una cámara típica de deposición en vacío [9]. 
27 
2.6 Caracterización de aceros grado herramienta nitrurados. 
Los mecanismos de endurecimiento estructural de la zona nitrurada han sido principalmente 
estudiados en el caso de sistemas binarios, el hierro siendo asociado con los elementos aleantes 
comúnmente encontrados en el caso del aceroH13: cromo, molibdeno, manganeso, vanadio, 
silicio. El sistema Fe-Cr es más interesante debido al contenido de cromo en este acero. De hecho 
los aceros que pertenecen al sistema Fe-Cr-C son especialmente convenientes para este proceso 
de nitruración, ya que el cromo tiene un efecto benéfico en la templabilidad y forma fácilmente 
carburos y nitruros. 
Estructura típica del acero H13 
El acero AISI H13 comercialmente se encuentra en condición de recocido por lo tanto tiene una 
estructura de ferrita y carburos finos esferoidizados. Las propiedades mecánicas en ésta condición 
dependen de la estructura y son de interés principalmente para los fabricantes de moldes, porque 
de ello depende la maquinabilidad del acero [21]. 
,..._ Maquinado 
/. "' 
,/A~s1 maquinado Relevado de intermedio 
(:-,..t113 .., ... esfuerzos... ;J 
', 650"C 
Templad-stenitiza~-aleotamieoto 
t 995•-,040"C 815'"C stabiliza~evenid~ ....,. _. Rectificado 
-75,"or -196ºC 60() IUiO"C 
Figura 2.8 Tratamiento térmico del acero AISI H13 antes de ser nitrurado [21]. 
La mayor parte de este tipo de aceros se fabrican en hornos eléctricos, por consiguiente, tienen 
pocas inclusiones no-metálicas, lo cual reduce al mínimo el riesgo de agrietamiento durante el 
tratamiento térmico de piezas con formas complejas. El primer paso en el tratamiento térmico del 
acero es austenitizar, como se aprecia en la figura 2.8, encima de la región crítica, 
posteriormente, se templa a una temperatura de 1050ºC y se aplica un doble revenido a 540 ºC, 
obteniéndose una microestructura formada por martensita en forma de agujas y carburos finos 
esferoidales. La importancia de los carburos, radica principalmente, en el efecto que tienen por 
evitar el crecimiento del grano austenítico, además de mejorar las propiedades mecánicas 
( dureza). Los carburos que ocurren durante el recocido son estructuralmente similares a aquellos 
28 
encontrados en sistemas binarios y terciarios. Debido a que estos carburos tienen cierta 
solubilidad virtualmente por todos los elementos aleantes metálicos, son generalmente 
designados como M3C, ~C y M23C6, donde la M significa los iones metálicos. Uno o más de los 
siguientes tipos de carburos puede ser esperado [21]. 
M3C: Es esencialmente un carburo rico en hierro con estructura ortorrómbica de cementita 
(Fe3C), la M puede ser hierro, manganeso y cromo con muy poco molibdeno o vanadio. 
M7C3: Es un carburo rico en cromo con una estructura hexagonal del Cr7C3, encontrado después 
del revenido es capaz de disolver grandes cantidades de hierro. 
M23C6: Es un carburo rico en cromo con estructura cúbica centrada en las caras Cr23C3, tiene gran 
solubilidad por el hierro y pequeña para el molibdeno. 
M6C3: Es un carburo rico en molibdeno teniendo una estructura cúbica centrada en las caras 
Mo6CJ, este carburo puede también contener cantidades pequeñas de Cr, V y Mo. 
M2C: Es un carburo rico en molibdeno con una estructura hexagonal correspondiente a Mo2C, 
este tiene relativamente gran solubilidad para el cromo pero disolverá relativamente poco hierro. 
MC: Es un carburo rico en vanadio con la estructura cúbica centrada en la cara VC, está 
fuertemente unido, excesivamente duro, imparte excepcional resistencia a la abrasión. 
Microestructura de la capa endurecida en aleaciones ferrosas. 
Del proceso de endurecimiento de la capa, depende la efectividad de la introducción de carbono o 
nitrógeno en la superficie del acero. En general, los aceros más convenientes para estos procesos 
son los que contienen bajo contenido de carbono de esto depende la capa de alta dureza que 
provee un nivel de resistencia mecánica y al desgaste no obtenible en el núcleo del material [22]. 
La superficie nitrurada consiste de una zona compuesta y una zona de difusión como se aprecia 
en la figura 2.9. 
Zona Compuesta 
Zona de Difusión 
Material 
Base 
Figura 2.9 Formación de capas después del proceso de nitruración [23]. 
29 
La capa exterior es muy delgada y consiste de un compuesto intennetálico de acero más 
nitrógeno, a menudo denominada capa blanca, es muy dura. Consiste de una mezcla de y' -Fe4N y 
E-Fe2N1.x donde x puede variar para dar la composición de Fe3N y Fe2N, además de la formación 
de carburos de los distintos elementos de aleación. Dependiendo de la composición del material, 
parámetros de procesamiento y requerimientos de servicio, se puede producir una microestructura 
con o sin la capa blanca. La microestructura de la capa y del núcleo del metal sirven como guía 
fundamental para el control del proceso seguido para endurecer la superficie y provee un método 
confiable para detectar defectos y anormalidades que pueden afectar el desempeño y vida de 
servicio de las partes endurecidas superficialmente. La microestructura variará dependiendo de la 
composición, el tratamiento previo y el nivel de dureza seleccionada. La zona compuesta es 
menos dura que la zona de difusión que se encuentra debajo de ésta, en la cual el nitrógeno se 
combina con ferrita para formar una fina dispersión de nitruros de los elementos de aleación. 
Debajo de la zona de difusión de alta dureza, hay una zona enriquecida en carbono, debida a la 
precipitación de carburos de los distintos aleantes, producto del tratamiento térmico, como se 
aprecia en la figura 2.10. 
Zona de difusión: En esta zona se presentan esfuerzos inducidos de compresión, los cuales 
mejoran la resistencia a la fatiga. Esta puede ser mejor descrita como el núcleo original de la 
microestructura con alguna solución sólida y precipitación. En los aceros, el nitrógeno existe 
como átomos en solución sólida en sitios de la red o en intersticios hasta el límite de solubilidad 
del nitrógeno (=0.4 % en peso de N2). La profundidad de esta zona depende del gradiente de 
concentración del nitrógeno, del tiempo a una temperatura dada, y de la composición del acero. 
Como la concentración de nitrógeno incrementa hasta la superficie, precipitados coherentes muy 
finos se forman cuando el límite de solubilidad del nitrógeno se excede. Estos precipitados, 
nitruros de hierro o de otros metales, distorsionan la estructura. En el interior de la zona de 
difusión hay precipitación en la frontera de grano austenítico, perpendicular a la dirección de 
nitruración [23]. La existencia de precipitados continuos en la frontera de grano austenítico es 
conocida, es decir, las fases se forman preferentemente en las fronteras paralelas al frente de 
nitruración. 
Figura 2.10 Diferentes capas formadas en función del potencial de nitruración[23]. 
Estructura de los nitruros de hierro. 
Solución sólida a-Fe. 
30 
El grado de solubilidad proviene de la diferencia en tamaño de los espacios intersticiales en las 
estructuras FCC y BCC. Los átomos de carbono tienen un radio de 0.08 nm y los de nitrógeno de 
0.07 nm, estos átomos residen en sitios octaédricos con una expansión de la red de austenita. Los 
huecos intersticiales en el hierro BCC son más pequeños que aquellos de la austenita. A pesar de 
es esta considerable diferencia en el tamaño del hueco, los átomos de carbono y nitrógeno 
prefieren aparentemente residir en los sitios octaédricos en donde ellos tienen sólo dos átomos 
vecinos de hierro en lugar de cuatro, como en el sitio tetraédrico. Cuando un átomo de nitrógeno 
con un radio de 0.07 nm es agregado a la fase a, el resultado es una expansión de la red. La 
magnitud de ésta expansión esta dada por [21]. 
ª(l·e+N)(nm) = (0.28664 ± 0.0001) + (0.79 ± 0.07)X10-3 at%N 
La muy baja solubilidad de carbono y nitrógeno en hierro alfa y su alta difusividad a bajas 
temperaturas, como se muestra en la figura 2.11, causa que estos solutos intersticiales segreguen 
en defectos puntuales, lineales y planares de la red. 
I l5000 ID.X) DJ0 !100 2QO 100 O 
'fe• IO&IK -f' 
1 
HYOROGEN 
O,,T -- _,,. ...... ...., -CEN 
Qlf ----~ 
.... 
IDIH I.NV . . _ ........ 
DAr- 'fEMS 
Figura 2.11 Coeficientes de Difusión de elementossustitucionales [21]. 
31 
Fase y' -Fe4N 
El nitruro y'-Fe4N tiene un rango limitado de solubilidad, a 590 ºC es cerca de 5.7 a 5.9 % en 
peso. Es estable únicamente debajo de 680º C. La estructura cristalina de y' -Fe4N es cúbica 
centrada en las caras; Con cuatro átomos de hierro en coordenadas O O O, ½ O ½, ½ ½ O y O ½ ½ 
y un átomo de nitrógeno en ½ ½ ½. Los átomos de nitrógeno ocupan ¼ del número de sitios 
octaédricos dentro de una celda. La fase y' tiene un plano {112}coherente con {210} de 
a-hierro(24]. Los precipitados tienen furma de plaquetas en varias orientaciones . 
• 
• 
D 
Fe 
N 
Sitio 
Figura 2.12 Representación de la estructura del nitruro de hierro y' - Fe4N. El nitrógeno ocupa un sitio octaédrico de 
la red del hierro, cúbica centrada en las caras (26]. 
Algunos autores determinaron la solubilidad de y' -Fe4N y N2 en hierro a y dieron las siguientes 
ecuaciones 
Fe4 N,y', wt % N = 12.3exp[-
3
;;] 
N 2 , wt % N = 9.8XI0-
2 
exp[-
3J/] 
La solubilidad de y'-Fe4N a temperatura eutectoide (595 ºC) es 0.095 % en peso de N. La más 
grande solubilidad de nitrógeno que carbono en ferrita es notable, por ejemplo a 400ºC la 
solubilidad de carbono en equilibrio con cementita está entre 3 y 6 ppm por peso, a la misma 
temperatura, la solubilidad del nitrógeno en equilibrio con y'-Fe4N es de 250 ppm por peso, como 
se aprecia en la tabla 2.3. La alta velocidad de difusión de átomos intersticiales en hierro hace 
32 
posible que se puedan llevar a cabo procesos tecnológicos importantes como la nitruración y a 
menudo controla la cinética de las transformaciones de fase. 
Tabla 2.3 Solubilidades de nitrógeno en hierro [21]. 
Fase E-Fe2-J N 
La fase E-Fe2_3N, es una fase con un campo de solubilidad bastante amplio, por ejemplo arriba de 
680º C es de 4% a 11 % en peso aproximadamente. Inokuti y colaboradores [25], sugieren que 
Feo-xi N(l-y), existe en una región con contenidos de nitrógeno desde 7 hasta 11 % en peso. En la 
fase E-Fe2.3N, el arreglo de átomos de hierro ocupan una estructura hexagonal compacta. Los 
intersticios octaédricos, que ocupan los átomos del nitrógeno, están arreglados en la estructura 
hexagonal en capas perpendiculares al eje c con espaciamiento c/2 y con dos empaquetamientos 
dentro de cada capa de intersticios. En la composición Fe3 N un tercio de los intersticios en cada 
capa están ocupados, tal que cada átomo de nitrógeno está rodeado por seis sitios sin ocupar en su 
propio plano y otros dos respectivamente arriba y abajo. 
La homogeneidad de E-Fe2_3 N se extiende casi hasta la composición de Fe2N, y los átomos 
adicionales de nitrógeno entran en los intersticios sin ocupar únicamente en capas alternadas para 
dar una secuencia en la cual, capas sucesivas están a 1/3 y 2/3 llenas. Los trabajos de Inokuti, 
muestran que los nitruros Efe2_3N precipitan durante el tratamiento de nitruración es forma 
prismática, teniendo "tres piernas" que crecen en direcciones <112> de la red ferrítica. La 
formación de estos precipitados toma lugar sobre la superficie de granos ferríticos teniendo una 
orientación en [111] o cercana a esta en la ferrita. Estos investigadores, obtuvieron las constantes 
de red del precipitado E, a= 2.705 A y c = 4.376 A (c/a= 1.618). Además, observaron que la 
33 
formación del nitruro Fe3N ocurre únicamente dentro del rango de temperaturas de 450-550 ºC, y 
que la tendencia de su formación se hace mayor cuando se incrementa la concentración de NH3. 
Sus observaciones, revelan que no hubo regiones en el interior del hierro donde se presenta de 
manera aislada Fe3N, por lo que se establece que este nitruro crece desde la superficie del hierro 
hacia el interior del mismo en forma de cuña. La diferencia en morfología entre estos dos 
precipitados se ilustra en la figura 2.13. 
Figura 2.13 Morfología de los precipitados Fe4N y Fe3N (25). 
Caracterización microestructural de aceros grado herramienta nitrurados. 
Los ahorros que resultan del incremento en el tiempo de vida de los dados, a través de la mejora 
de sus propiedades de desgaste han impulsado muchos estudios para optimizar los tratamientos 
superficiales que se aplican a estos materiales. Por ejemplo, Ozbaysal y colaboradores [26], 
estudiaron el comportamiento de nitruración de muchos aceros grado herramienta, incluyendo el 
H 13 para trabajo en caliente. Ellos encontraron que en todos los casos, la profundidad de capa 
incrementó y la dureza superficial disminuyó con el incremento en el tiempo o temperatura de 
nitruración y fueron prácticamente independientes de la presión parcial den nitrógeno. Un 
crecimiento parabólico de la capa nitrurada fue observado y atribuido a la difusión de volumen de 
nitrógeno. La evolución de la dureza fue relacionada a la transformación de carburos de cromo en 
nitruros de cromo, y las deformaciones coherentes resultantes entre el CrN y la matriz. Aceros 
con alto contenido de carbono mostraron un comportamiento similar a las aleaciones Fe-C y un 
retraso en las transformaciones carburos-nitruros. Esto fue asociado con la baja cantidad de 
elementos formadores de nitruros así como carburos. Trejo-Luna [27] compararon el desempeño 
de un proceso convencional contra la nitruración iónica de muchos aceros herramientas a bajas 
temperaturas. De acuerdo con sus resultados, la nitruración iónica provee un mayor incremento 
34 
en la dureza sobre el proceso de nitruración convencional para los rmsmos tiempos y 
temperaturas de nitruración. Ellos también concluyeron que la nitruración iónica puede ser 
llevada a cabo a temperaturas tan bajas como 150 ºC. 
En el trabajo de Mridha S. y colaboradores [23], un acero con 3% de Cr fue nitrurado por medio 
de gas a 4 70, 520 y 570ºC por tiempos de hasta 36 horas. Ellos también detectaron el desarrollo 
de finas partículas de CrN en la zona nitrurada en forma de placas formadas como resultado de la 
disolución de carburos previos. Por otra parte, Albarrán J. L. y colaboradores [28] estudiaron el 
comportamiento de un acero H12 durante la nitruración iónica a 500ºC desde 2.5 hasta 10 horas. 
La dureza superficial en sus muestras incrementó con el tiempo de nitruración hasta 7.5 horas y 
entonces disminuían con tiempos más largos de tratamiento. Ellos reportaron una fase nitrurada 
fibrosa que engrosaba con el tiempo de tratamiento, pero esta no fue identificada. 
Las especies responsables de la alta dureza de la zona nitrurada son esencialmente los CrN en la 
forma de placas delgadas, las cuales pueden estar en la frontera de las agujas de martensita [23]. 
La formación de este tipo de precipitados durante el proceso de nitruración, causa una expansión 
de volumen en la zona de difusión la cual es restringida por el núcleo que no está nitrurado, por 
lo tanto, existe un balance de esfuerzos de compresión en la zona de difusión y de tensión en el 
núcleo. 
Estos nitruros son el producto de dos mecanismos: 
a) Precipitación directa de elementos aleantes en solución sólida dentro de la ferrita. 
b) Reacomodo de los carburos inducidos en el revenido, los cuales son idénticos a los 
primarios [29]. 
35 
CAPITULO 3. 
Procedimiento Experimental. 
El procedimiento experimental de ésta tesis se redujo a la preparación de muestras para 
caracterización, donde destaca la preparación para el MET; y a la observación de las muestras 
preparadas en los diferentes equipos de caracterización ya mencionados. La selección de las 
probetas para la caracterización, es importante, ya que para que los resultados y su interpretación 
sean útiles, las probetas deben ser representativas del material, en este caso de las piezas 
nitruradas de acero AISI Hl3. Además, en las diferentes técnicas utilizadas, se requiere de 
alguna preparación previa. Por lo que se describe a continuación cada uno de los pasos así como 
el equipo utilizado para cada técnica. 
3.1 Preparación de muestras 
se prepararon 3 tipos de muestras 
>"' Secciones transversalespara MO, MEB + EDS 
>"' Secciones transversales para MET 
>"' Muestras para XRD 
3.2.1 Secciones transversales para MO y MEB + EDS. 
Se efectuó un corte con disco, procurando no afectar la estructura de la muestra, para esto se 
utilizaron velocidades de corte bajas puesto que la capa presenta una dureza elevada que puede 
dañar el disco. Posteriormente se realizó un desbaste que consiste en dos etapas separadas esto es; 
burdo y fino. 
En el desbaste burdo se emplean lijas del No. 180 y más gruesa, para aplanar irregularidades o 
superficies dañadas por el corte. En el desbaste fino, la muestra es desbastada sucesivamente en 
papel abrasivo fino usando agua para eliminar los desechos de la lija y a su vez actúa como un 
lubricante. La muestra se limpió cuando se hace el cambio de lija para evitar los rayones de 
abrasivos gruesos. El desbaste se realizó de diferentes maneras, variando desde el pulido en una 
lija, hasta el empleo de una pulidora de disco. El desbaste se inició con la lija más fina que 
proporcione buena planicidad a la probeta y que remueva las rayas de operaciones anteriores, tal 
36 
como el corte. La siguiente lija removió las rayas producidas en el paso anterior en corto tiempo. 
La secuencia de lijas fue de 240, 320, 400 y 600. En el pulido se utilizó un abrasivo en 
combinación con un lubricante adecuado soportado en una superficie. Utilizando pasta de 
diamante como abrasivo de 6 µm y el lubricante es una mezcla de alcohol con glicerina, ambos 
son dispersados en un paño de nylon. El pulido final se llevó a cabo con una pasta de diamante de 
3 µm para obtener de esta forma el pulido espejo necesario en MO. A continuación se atacó la 
muestra en tiempos de 4 segundos para poder revelar la microestructura, utilizando un reactivo 
formado por nital al 2 % (2 ml de HN03 en 98 ml de alcohol etílico) y realizar la observación de 
la muestra en la sección transversal, capa blanca y zona de difusión en el modo de observación de 
campo claro. Las observaciones se realizaron en un microscopio Versamet-2 en modo de 
observación en campo claro. Para las observaciones en MEB se realizó un sobreataque de 30 
segundos con el mismo reactivo que en MO, con el propósito de realzar la microestructura y 
fueron observadas en el microscopio Stereoscan-360. 
3.2.2 Secciones transversales para MET. 
La Microscopía Electrónica es una técnica que demanda un alto nivel en la habilidad, tanto en el 
manejo del instrumento como en la preparación de las muestras a observarse, de tal forma que 
pueda obtenerse la máxima información del proceso y los parámetros en estudio. Generalmente 
la obtención de las fotografias tiene su origen en los métodos de preparación de muestras, por lo 
tanto es importante resaltar la preparación de éstas. Las muestras deben de ser lo suficientemente 
delgadas en la dirección de movimiento del haz electrónico para ser transparentes a los 
electrones. El método seguido, para poder observar las muestras es el siguiente: 
a) Desbaste mecánico por medio de papel abrasivo con diferente granulometría 
b) Pulido y desbaste utilizando la técnica del trípode, para formar una cuña en el material 
que pennita su manipulación en el proceso siguiente, que consiste en otro desbaste en el 
dimpler. 
c) Desbaste mecánico mediante el uso del dimpler y un líquido abrasivo, para lograr 
espesores del orden de 5 a 1 O micras. 
d) Bombardeo iónico con átomos de argón para obtener una muestra transparente a los 
electrones. A continuación se hablará de ellos con más detalle. 
En el corte con el disco, se obtienen secciones muy delgadas para ayudar el posterior desbaste 
mecánico, para esto se utilizaron velocidades de corte bajas puesto que la capa blanca presenta 
37 
una dureza elevada que puede dañar el disco, además de no perder gran cantidad de la muestra. 
Utilizando una cortadora para disco de diamante de velocidad variable y carga ajustable. 
Trípode. 
Se desbasta la muestra con un acetato cubierto con diamante en la pulidora de disco hasta un 
espesor aproximado de 20 micras, se realiza a velocidades bajas (200 rpm) con el objetivo de no 
desprender la muestra, que está adherida al vidrio. Es muy importante estar seguros que durante 
el proceso no se pierde la capa, es decir, un desgaste excesivo o pérdida de la muestra, esto se 
verifica, observándola en el Microscopio Óptico, después de atacarla con el reactivo adecuado. 
Figura 3.1 Trípode. 
Dimpler. 
En la preparación de muestras de alta calidad para observación en TEM, es deseable que las 
muestras tengan un área con transparencia a los electrones para el correcto análisis. El Dimpler 
D500i (horadador mecánico), utilizado a una velocidad de 30 rpm con una carga de 500 gr. Éste 
método involucra rotación de la muestra alrededor de un eje, mientras la muestra está en contacto 
con una rueda que desbasta la muestra, la cual rota perpendicular a la muestra, por lo que le 
provee de una reducción en el espesor de algunas micras, se utiliza un fluido para facilitar la 
remoción del material, este puede ser Alúmina de 0.5 µm. Es una herramienta indispensable, 
cuando se pretende utilizar el desbaste iónico como proceso final de adelgazamiento de la 
muestra. Con este instrumento se tiene la habilidad de programar la velocidad a la cual el material 
es removido, por medio de la fuerza aplicada al disco, la profundidad del desbaste, la velocidad 
de giro del disco y la de la muestra; controlando estos parámetros se tiene la habilidad de obtener 
38 
los espesores requeridos para poder continuar con la preparación de las muestras. Es decir, del 
orden de 5 a 10 µm, para finalmente utilizar el desbaste iónico[30]. 
Desbaste iónico 
Este método involucra el desprendimiento de los átomos de la superficie por el bombardeo de los 
iones de alta energía. Se realiza en vacío y los iones que generalmente se usan son Ar+ con 
energías de 5 a 1 O ke V. En este proceso el haz iónico es enfocado al área de ataque y la velocidad 
de removimiento varía de una sustancia a otra. Generalmente esta técnica trabaja bien para 
muestras polifacéticas debido a que el haz es dirigido hacia la superficie de forma rasante, en 
forma tal que cuando un área de fácil removido, es retirada las demás que son más duras quedan 
al descubierto y son también removidas. La mayor desventaja de este método es que el tiempo 
necesario para producir una muestra es muy largo (24 h de trabajo efectivo del equipo de haz 
iónico). 
ocular 
vacío 
Figura 3.2 Esquema del equipo utilizado para desbaste iónico [30]. 
El modelo que se utilizó fue el XLA 2000 para realizar el adelgazamiento de especimenes de 
MET utilizando el desbaste iónico. Las técnicas de rotación variable del espécimen, 
deslizamiento del espécimen, alto flujo de corriente en el haz e incidencia del haz iónico 
desviado, han proporcionado meJoras en la precisión metalográfica en el método de 
preadelgazado de las muestras que producen especimenes cercanos a ser transparentes a los 
electrones. El Dimpler D500i (horadador) rutinariamente desbasta muy diferente las secciones 
transversales, obteniéndose especimenes con un gran espesor de hasta 1 O µm. De esta forma, 
periodos más cortos son necesarios para adelgazarla finalmente, debido a este tratamiento. La 
39 
computadora controla automáticamente el desbaste iónico del espécimen, únicamente 
programando de acuerdo a las opciones que se despliegan en pantalla, como se aprecian más 
adelante. Dos o tres flujos altos, atmosféricamente alineados, las fuentes de ion/ átomos proveen 
ambos un desbaste lateral o por los dos lados con iones o átomos de gases inertes o reactivos. A 
continuación se muestran las condiciones del equipo de la fuente de iones utilizado para el 
adelgazamiento [31]. 
Tabla 3.1 Condiciones del equipo utilizado para el desbaste iónico de las muestras. 
Energía del haz 5 kV 
Ancho de Banda de 
250eV 
Energía 
Intensidad del Haz 200µm 
Densidaddel Haz 20mA/cm 2 
Apertura del Haz 1.5mm 
Distribución del Haz Gaussiana 
Gas Motriz Argón 
Rango de Ajuste el 
Haz ±2º 
tiempo 5 horas 
Sistema de Vacío. 
~ 250 1/s en combinación de una bomba turbomolecular y 0.566 lis de una bomba rotatoria. 
~ Presión de operación l. 16 X 10-7 a 5.8 X 10-7 lb/in2, la cual es alcanzada en 
aproximadamente dos minutos. 
~ Indicación continua de vacío de bajo a alto. 
Etapas de movimiento del espécimen. 
En este panel se pueden controlar cuatro movimientos del espécimen, son seleccionados por el 
control de la velocidad omega. Velocidades continuas son seleccionadas en pasos de 1 rpm hasta 
1 O rpm. En los modos 2 y 3 se fija la velocidad a través de los ángulos o complemento de 
ángulos. El modo 4 es deslizamiento. Las muestras son movidas en CW o CCW para registrar su 
posición y regresada a ésta cuando termine el proceso como se aprecia en la figura I. I 7. 
40 
2: VOSC Stage Motioo 
[ZI A Mode 
un @ 1: Continuou1 0 3: 360. - 2A 
0 2: 100· - 2A O 4: Rock 2A 
A(l ... 360.): 1· 
145 1 
RPM(l .. . 10): 1·· 
j 10 1 . 
Figura 3.3 Control de la velocidad de la muestra y el giro de las probetas [31] . 
Se utilizó una velocidad promedio de 5 rpm, en forma continua para así obtener un desbaste 
uniforme sobre la superficie de la muestra. 
Terminación del desbaste. 
En este panel se selecciona el modo de paro, por medio de la corriente o el tiempo, una vez 
seleccionado el método de terminación este se realiza de manera automática. Si ambos son 
oprimidos, se detiene cuando ocurra el primer evento, ya sea a "Través de la Corriente"(Thru 
current) la cual es la corriente iónica que perforará la muestra la que terminará el proceso ó el 
"Tiempo Transcurrido" (Time), por medio del cual la Bomba deja de trabajar al llegar al tiempo 
establecido, el cual es fijado desde 1 a 6000 minutos, como se aprecia en la figura 1.18, cuando 
"Permanecer en Vacío" (Stay at vacuum) es oprimida la velocidad de la Bomba Turbomolecular 
es reducida después de la terminación y los cañones son cerrados de manera automática y con 
esto se termina el desbaste. 
3: T ermination of M illing 
Stop 0n... Upon Termination ... 
O Currenl O Vent lo Atmosphere 
l:3J Time @ S lay Al Vacuum 
T hru Current 
1 
Stop (1 ... 500 nA): 11. 
1 50 1 : 
E lapsed Time 
Figura 3.4 Control del proceso en función del tiempo o la corriente [31 ]. 
41 
Control del Alto Voltaje. 
Se selecciona la válvula de la fuente iónica de alto voltaje por medio de "establecer Alto 
Voltaje". La corriente y el alto voltaje son desplegados analógicamente y digitalmente, 
respectivamente en cada cañón como se aprecia en la figura 1.19, para de esta forma tener 
controlado en cada cañón el flujo de gas y las condiciones en las que se genera el plasma que 
removerá parte de la superficie de la muestra. Es muy importante tener controlado y balanceados 
los cañones que inciden sobre la muestra para obtener un desbaste uniforme en la superficie. 
4: High Voltage Control 
O Aun 
~_(_V)_· ____ I ~' _(mA_> -
HV Setpoint (2 ... 7 kV): 1.:.111. 
12000 lf!l!I 
(Gun A: w\) · 11 (Gun 8: w\l 11 {Gun C: uAt · 
Figura 3.5 Control del voltaje en la formación del plasma [31 ]. 
Cámara. 
Hay cuatro puertos similares los que reciben el nombre de fuentes iónicas y la celda de Faraday. 
Estos puertos y la muestra establecen la geometría del equipo. Las fuentes B y C localizadas al 
lado derecho de la cámara, están encima del equipo. La fuente C es también una fuente de 
terminación, la fuente A, localizada enseguida de la celda en el lado izquierdo de la cámara, 
desbasta desde la parte baja de la muestra. El espécimen puede ser inclinado en pasos de 1 º hasta 
30 º para establecer los ángulos de desbaste. La celda de Faraday recolecta los iones desde la 
Fuete C después de que ellos pasan a través de la muestra. Las dos fuentes restantes no tienen 
celda. 
Escudo de pulverización. 
Para observar el espécimen durante el desbaste el escudo protector debe ser jalado hacia fuera de 
la cámara, este tiene la función de proteger el vidrio de la cámara de los iones resultantes de la 
interacción con la muestra y los iones. 
42 
Fuentes de iones/átomos. 
Dos o tres fuentes pueden ser usados para proporcionar los iones o átomos con gases inertes o 
gases reactivos, tales fuentes son electrones electrostáticos limitados de iones o átomos que 
operan a más baja presión que las fuentes de cátodo frío convencionales. El campo electrostático 
desarrollado induce electrones que hacen trayectorias largas oscilantes sin recurso a un campo 
magnético. El casco y los cátodos están dispuestos a tierra y el ánodo rodeado, para de ésta 
forma comenzar la introducción de gas Argón que es el medio de adelgazamiento iónico utilizado 
y poder obtener una parte de la muestra bastante delgada para poder verla en el núcroscopio de 
transnúsión. Al terminar el bombardeo de las muestras mediante este equipo se procedió a 
realizar las observaciones en el MET, para realizar los objetivos propuestos. 
3.2.3 Muestras Superficiales. 
Se prepararon muestras para las diferentes condiciones, de la núsma forma que para MO, la 
primer muestra que se preparó y observó fue la 500ºC y 1 O horas, ésta muestra contenía la capa 
blanca, por lo que no se pudo apreciar la presencia de alguna otra fase diferente a los nitruros de 
hierro, para las otras muestras correspondientes a 550 y 600ºC se procedió a retirar la capa blanca 
por medio de un pulido que se llevó a cabo directamente sobre la superficie de la muestra con los 
acetatos de diamante, con lo que se pretendía obtener mayor información de las fases presentes 
en las muestras, proveniente de la zona de difusión. La caracterización se realizó mediante un 
difractómetro de la marca Siemens, con colimador de salida de 2 mm de apertura y radiación de 
CuKa (11. = 1.5404 Á) con un tiempo de paso de 1 seg. y tamaño de paso de 0.080º comenzando 
en 1 Oº y terminando en 100º con un tiempo aproximado de 22 minutos. Con lo cual se 
determinaron las fases presentes en cada muestra para los parámetros determinados los 
resultados se mostrarán más adelante. 
1200 
1000 
"ºº > 
!. .. 600 
" (! 
::, 
e 
400 
200 
43 
CAPITUL04 
Análisis y Discusión de Resultados 
En este capítulo se presentan y discuten los resultados de la caracterización 
microestructural y mecánica de las muestras seleccionadas. 
4.1 Perfiles de Durezas. 
Las figuras 4.1 a la 4.12 muestran los perfiles de dureza de las muestras nitruradas en la parte 
inicial de este proyecto, correspondientes al trabajo de lng. Norberto García Reyes en la primera 
etapa. 
500ºC 5 h 
• 
• • 
• • • • • • 
• 
800 
700 
600 
- 500 > e. 
ca 400 
~ 
::, 
0 JOo 
200 
100 
o 
• 
~ 
500ºC 6 h 
• 
• 
~ 
• • • • 
• 
20 60 80 100 120 "º 160 o 20 60 80 100 120 140 160 18( 
Profundidad (µm) Profundidad (µm) 
Figuras 4.1 y 4.2 perfiles de dureza correspondientes a 500°C por 5 y 6 h respectivamente. 
1200 
1000 
800 
> 
~ 
i 600 
,5 
400 
200 
44 
En estas muestras se seleccionó la correspondiente a 1 O horas por el incremento que presenta en 
los valores de dureza, conforme incrementa la profundidad de capa, hasta un valor aproximado de 
1 00 µm. Aunque el valor de dureza no es muy alto se pretende analizar ese fenómeno de 
incremento en la dureza. 
500ºC 7 h 
. 
• • • • . • • • -
• 
. 
20 40 60 80 100 120 
Prorundldad (µm) 
140 
800 
700 
600 
[ 500 
i 400 
6 300 
200 
100 
o 
o 
• 
• • 
20 40 
500ºC 8 h 
• 
• • • • 
60 80 
Prorundklad (11ml 
Figuras 4.3 y 4.4 perfiles de dureza correspondientes a 500ºC por 7 y 8 h respectivamente. 
500ºC 10 h 
700 
• 
600 -
• • • • 
500 
• • • 
200 
100 
20 40 60 80 100 120 140 160 180 200 
Prorundidad (11ml 
Figuras 4.5 perfil de dureza correspondiente a 500ºC por 10 h. 
• 
• 
.. ... 
100 120 140 
-
160 
900 
800 
700 
600 
> 
!_ 500 
:i 
e 'ºº :, 
e 
300 
200 
100 
1400 
1200 
1000 
> 800!. .. 
N 
! 600 :, 
e 
400 
200 
550ºC 6 h 
. .. . 
• • ... 
• 
10 20 30 40 50 60 70 80 90 
Profundidad (µm) 
1000 
900 
. 
800 
700 
> 600 • 
!. .. 500 
~ 
:, 
400 e 
300 
200 
100 
100 
20 
• 
550ºC 7 h 
• 
40 
• 
-
• 
60 
Profundidad (µm) 
Figuras 4.6 y 4. 7 perfiles de dureza correspondientes a 550ºC por 6 y 7 h respectivamente. 
550ºC 8 h 550ºC 9 h 
1400 
"' ~ 1200 • 
• • 
1000 • • • 
• • • • 
> 800 !. .. 
N 
• 
! 600 :, 
e 
. 
• • 
400 
200 
20 40 60 80 100 120 140 o 
80 
• 
o 20 40 60 80 
Profundidad (µm) 
Profundidad (µm) 
Figuras 4.8 y 4.9 perfiles de dureza correspondientes a 550ºC por 8 y 9 h respectivamente. 
45 
• 
• 
• 
100 
• 
. 
• 
100 
De las muestras anteriores para 550ºC se seleccionó la que corresponde a 9 horas debido al valor 
de dureza elevado a una profundidad cercana a la superficie y un descenso paulatino a medida 
que incrementa la profundidad de la capa. 
120 
120 
1200 
1000 
800 
> 
=-• ! 600 
:, 
o 
400 
200 
o 
600ºC 5 h 600ºC 8 h 
1200 
• . 1000 • • • 
~ ~ ~ 
• 800 • • • > =-
• .. 600 N ~ . 
• :, o 
400 
200 
20 40 60 80 100 120 140 160 
20 40 60 80 100 
Profundidad (µm) 
Profundidad (µm) 
Figuras 4.10 y 4.11 perfiles de dureza correspondientes a 600ºC por 5 y 8 h respectivamente. 
1000 
900 
800 
700 
> 600 
~ .. 500 N 
f 
:::, 
400 e • 
300 
200 
100 
o 
• 
20 
600ºC 9h 
.. 
40 
• 
~ 
60 
Profundidad (µm) 
Figuras 4.12 perfil de dureza correspondiente a 600ºC por 9 h. 
.... 
• • 
80 100 120 
46 
.... 
~ 
• 
120 140 
Para estas muestras a 600ºC se seleccionó la correspondiente a 8 horas debido al alto valor de 
dureza presentado de HV 1000 a una profundidad de 30 a 50 µm, es muy importante considerar 
el error experimental inherente a la medición. Por lo que se escogieron las muestras más 
promisorias de acuerdo a sus durezas, se muestran a continuación. 
• 
160 
47 
En la figura 4.13 se muestra el perfil de dureza para las condiciones de SOOºC por 1 O h. La 
dureza obtenida en la capa compuesta es menor que en la zona de difusión como se aprecia, 
excepto por dos puntos que quedan fuera de la tendencia, debido al error experimental cometido 
en la medición. 
SOOºC 10 h 
700 
600 
500 
400 
O 0 
! j 
~5 
300 
200 
100 
o 
o 20 40 60 80 100 120 140 160 180 200 
Profundidad (µmi 
Figura 4.13 Perfil de dureza de la muestra nitrurada a 500 ºC por 10 h. 
En la Figura 4.14 se muestra el perfil de dureza para las condiciones de 600 ºC por 8 h. La 
dureza obtenida en la zona de difusión es elevada en comparación con la figura anterior. 
600°C 8 h 
1200 
1000 
800 
j 
5 
~ 600 
1? 
:, 
o 
400 
200 
o 
20 40 60 80 100 120 140 160 
Profundidad (Jim) 
Figura 4.14 Perfil de dureza de la muestra nitrurada a 600 ºC por 8 h. 
48 
En la Figura 4. 15 se muestra el perfil de dureza para las condiciones de 550ºC por 9 h. La 
dureza obtenida en la zona de difusión es elevada pero empieza a disminuir conforme se 
incrementa la profundidad. 
550°C 9 h 
1400 
1200 
u, 1000 .. 
GI 
.:.:: 
CJ 800 
> 
1'11 
N 600 
~ 
::::, 
e 400 
200 
o 
o 20 40 60 80 100 120 
Profundidad (µm) 
Figura 4.15 Perfil de dureza de la muestra nitrurada a 550 ºC por 9 h. 
Para el acero nitrurado se obtuvieron valores de microdureza de acuerdo a las figuras anteriores, 
y de acuerdo a las distintas condiciones del proceso se aprecia considerablemente la influencia 
que tiene la temperatura y el tiempo, ya sea en el espesor de la capa como en los procesos de 
difusión. 
4.2 Microscopia Óptica. 
Las fotomicrografias ópticas del acero nitrurado se presentan en las figuras 4.16 a 4.18, 
respectivamente para cada una de las temperaturas y tiempos. Todas las fotografias están tomadas 
en campo claro. 
En la figura 4.16 y 4.17, se presenta un corte transversal de la muestra nitrurada a 500 ºC por 1 O 
horas, se aprecia una capa blanca uniforme de aproximadamente 1 Oµm. 
49 
Figura 4.16.Sección transversal de la muestra nitrurada a 500ºC por I O h. 
En la figura 4.17, se presenta un corte transversal de la muestra nitrurada a 600ºC por 8 horas, 
también se aprecia la capa blanca aunque no tan uniforme como la anterior, y una rnicroestructura 
constituida por carburos finos en una matriz de martensita revenida, existentes en el acero AISI 
Hl3. 
Figura 4.17. Sección transversal de la muestra nitrurada a 600ºC y 8 h. 
50 
En la figura 4.18, correspondiente a 550ºC por 9 h se observa una capa blanca, de un espesor 
aproximado de 1 O µm. 
Figura 4.18. Sección transversal de la muestra nitrurada a 550ºC por 9 h. 
4.3 Difracción de Rayos X. 
Las figuras 4.19 a 4.21 muestran los difractogramas obtenidos de las muestras. Las figuras 4.19 y 
4.20 corresponden a las muestras nitruradas por 1 O h a 500ºC y 8 h a 600ºC respectivamente. En 
estas, se observa la presencia de y' - Fe4N y E - Fe2_3N. Por otro lado, en el difractograma de la 
muestra nitrurada a 550ºC por 9 mostrado en la figura 4.21 se aprecian picos de CrN, además de 
picos de E - Fe2_3N. El hecho de que no se observe CrN en las figuras 4.19 y 4.20 probablemente 
se debe a que en estas muestras no se retiró completamente la capa blanca, en el caso de la figura 
4.21 si se retiró totalmente la capa blanca antes de tomar el difractograma. Esto indica que la capa 
blanca es suficientemente gruesa como para absorber los rayos x incidentes. 
z ... 
d.) 
c... 
' 
soo O e, 10 h 
Zz Zj 
~ d.) ... ~ (l) c... (l) ¡.i_¡ ' :.y rJJ ?-- rJJ 
Figura 4.19 Difractograma de la muestra nitrurada a 500 ºC por 10 h. 
z 
"' d.) c... 
w 
z 
"' (l) 
c... 
w 
l 
z 
z ... 
1) 
ii. 
' 
¡,... 
600 ° e, s h 
z ... 
(l) 
z ii. 
"' z (l) ?--c... "' w (l) c... 
11.1 
Figura 4.20 Difractograma de la muestra nitrurada a 600 ºC por 8 h. 
51 
z ... 
d.) 
c... 
' 
?--
z ... 
1) 
ii. 
¡,... 
52 
550 ºC, 9 h. 
z 
M 
~ 
z cu 
(.L. M ~ cu ro u (.L. 
1 u 
00 
\ 
z 
~ M cu 
(.L. u z z 
ro M M cu cu 
(.L. (.L. 
1 ro 00 
Figura 4.21 Difractograma de la muestra nitrurada a 550 ºC por 9 h. 
4.4 Microscopía Electrónica de Barrido + EDS. 
Para determinar el espesor, forma y distribución de las fases obtenidas mediante el proceso dual, 
el acero Hl 3 se caracterizó por medio del Microscopio Stereoscan 360 (S-360), utilizando los 
detectores de SE (electrones secundarios), BSE (electrones retrodispersados) y EDS. Las 
micrografias obtenidas mediante el detector de electrones secundarios (SE) se muestran a 
continuación en las figuras 4.22 a 4.33, todas ellas son de la sección transversal de las muestras. 
En la figura 4.22, se observa sobre la superficie y hasta una profundidad aproximada de 60 µm 
una microestructura que está constituida por una matriz de martensita revenida. También se 
observa una red de precipitados elongados y aproximadamente paralelos a la superficie. 
53 
Figura 4.22 Sección transversal de la muestra nitrurada a 500ºC por 10 horas. 
En la figura 4.23 se observan los precipitados elongados que se analizaron en mayor detalle por 
EDS utilizando un voltaje de aceleración suficientemente bajo para minimizar el tamaño del 
volumen de interacción. Los resultados se muestran en la figura 4.24 
Figura 4.23 Sección transversal de la muestra nitrurada a 500ºC por 10 h. 
54 
Los espectros correspondientes al precipitado y ala matriz adyacente muestran una composición 
similar excepto por la presencia de carbono en el precipitado. Esto indica que se puede tratar de 
Fe3C como lo ha discutido Gantois (29] en su trabajo. 
X-RAY: O - 20 KeV 
L i ·-.··€:= 200 :s: Prese-r ... = 2:00 :s: Rema.. in I ng: Os 
Rea~= 268:s: 25% Oea..ct 
< - • 1 
FS= 2K OS= 
MEM1: 
o 
ESPECTRO No. l 
5. O > 
60 c ·ts 
ESPECTRO No. 2 
•~ ..................... _ matriz a :s • s :h: 
2. 3Lt0 ke:V '-t. 9 > 
FS= 2K OS= 10 ch 127= 1Lf1 cts 
MEM1: 
Figura 4.24 Microanálisis de las regiones mostradas en la figura 4.23, de la muestra nitrurada a 500ºC por 1 O h. 
En la figura 4.25, se aprecia que