Aceros

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UNIVERSIDAD NACIONAL DE SALTA 
FACULTAD DE INGENIERIA 
INGENIERIA INDUSTRIAL 
CATEDRA MATERIALES INDUSTRIALES 
AÑO LECTIVO: 2020 
 
TEMA 7 - ACEROS 
 
1 - PRODUCCION DE FUNDICION Y ACERO: 
 
1.1 - PRODUCCION DE ARRABIO EN ALTO HORNO: 
 La mayoría del hierro se extrae de los minerales de hierro en grandes altos hornos (figura 
1). En el alto horno el coque (carbón) actúa como un agente reductor para reducir los óxidos de 
hierro (principalmente Fe2O3) a hierro fundido (se obtiene un producto llamado arrabio) que 
contiene aproximadamente un 4 % de carbono junto con algunas impurezas, de acuerdo con la 
siguiente reacción: 
 
 Fe2O3 + 3 CO  2 Fe + 3 CO2 
 
El arrabio del alto horno se transfiere normalmente en estado líquido a un horno de fabricación 
de acero. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 1- Esquema de la operación general que se sigue en un alto horno. 
 
1.2 - FABRICACION Y PROCESADO DE LAS FORMAS PRINCIPALES DE 
PRODUCCION DE ACERO: 
 Los aceros son esencialmente aleaciones de hierro y carbono hasta aproximadamente un 
2,0 % de C. Sin embargo la mayoría de los aceros contienen menos de un 0,5 % de carbono. La 
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mayor parte del acero se fabrica por oxidación del carbono y otras impurezas en el arrabio hasta 
que el contenido de carbono presente en el hierro se reduce al nivel requerido. 
 
El proceso más frecuentemente usado para transformar los lingotes de hierro en acero es el 
soplado con oxígeno en medio básico. En este proceso, los lingotes de hierro y hasta el 30 % de 
chatarra de acero se cargan en un convertidor en forma de túnel revestido de material refractario, 
en el que se inserta una lanza por la cual se insufla oxígeno (figura 2). El oxígeno puro de la 
lanza reacciona con el baño líquido para formar óxido de hierro. Seguidamente, el carbono del 
acero reacciona con el óxido de hierro para formar monóxido de carbono, de acuerdo con la 
siguiente reacción: 
 
 FeO + C  Fe + CO 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 2- Esquema de la fabricación del acero en un horno con oxígeno y medio básico. 
 
Inmediatamente antes del comienzo de la reacción con oxígeno, se adicionan fundentes 
formadores de escoria (principalmente cal) en cantidades controladas. En este proceso el 
contenido en carbono del acero se puede reducir drásticamente en aproximadamente 22 minutos, 
al tiempo que se consigue una reducción en la concentración de impurezas como azufre y fósforo 
(figura 3). 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 3 – Representación esquemática del proceso de refinado en un convertidor de 
revestimiento básico soplado por la parte superior. 
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Llamada
Resiste altas temperaturas sin descomponerse
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El acero fundido del convertidor se vierte, bien en moldes estacionarios o de modo continuo, en 
grandes desbastes rectangulares de los que periódicamente se cortan grandes secciones. En la 
actualidad, aproximadamente el 63 % del acero crudo producido se funde de modo continuo, y es 
muy probable que este porcentaje se incremente en los próximos años. Después de ser fundido, 
los lingotes se calientan en un horno de termodifusión y se laminan en caliente en planchas (o 
desbastes rectangulares), palanquillas y tochos. Las planchas son, más tarde, laminadas en frío y 
caliente hasta láminas y chapas de acero. Las palanquillas son laminadas en frío y caliente hasta 
barras, varillas y alambre, mientras que los tochos son laminados en formas tales como vigas y 
rieles (figuras 4 y 5). 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 4 – Diagrama de flujo de materias primas en la industria siderúrgica. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
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Figura 5 – Diagrama de flujo de productos finales en la industria siderúrgica. 
 
2 - DIAGRAMA DE FASES HIERRO – CARBURO DE HIERRO (Fe – 
Fe3C): 
 
 En el diagrama de fases hierro – carburo de hierro (Fe – Fe3C) de la figura 6 se muestran las 
diferentes fases presentes en las aleaciones hierro – carbono enfriadas muy lentamente, de 
manera tal permitir que se alcance el equilibrio, a varias temperaturas y composiciones de hierro 
con carbono hasta el valor de 6,67 % de carbono. Este diagrama de fases, en realidad, no es un 
diagrama de equilibrio verdadero, puesto que el compuesto carburo de hierro (Fe3C) que se 
forma no es una verdadera fase de equilibrio. En ciertas condiciones, el carburo de hierro (Fe3C), 
que recibe el nombre de cementita, puede descomponerse en las fases más estables del hierro y 
del carbono (grafito). Sin embargo en la mayor parte de las condiciones, el carburo de hierro 
(Fe3C) es muy estable y, por lo tanto, se lo trata como si realmente fuera una fase de equilibrio. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
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Figura 6 – Diagrama de fases hierro – carburo de hierro (Fe – Fe3C). 
 
Ferrita - α: Esta fase es una solución sólida intersticial de carbono en la red cristalina del hierro 
BCC (es decir, cúbica centrada en el cuerpo). Como se indica en el diagrama de fases hierro – 
carburo de hierro (Fe – Fe3C) de la figura 6, el carbono es muy poco soluble en ferrita - , 
alcanzando la máxima solubilidad sólida, de un 0,02 % a la temperatura de 723 ºC. La 
solubilidad del carbono en ferrita -  disminuye a medida que disminuye la temperatura hasta un 
valor mínimo de 0,008 % a la temperatura 0 ºC. Observada al microscopio metalográfico 
presenta la microestructura mostrada en la figura 7. 
 
 
 
 
 
Figura 7 – Microestructura de la ferrita - α – Fotografía a 450X. 
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La ferrita α es el constituyente más blando y dúctil de los aceros, tiene una dureza Brinell del 
orden de los 90 kg/mm
2
 y una resistencia a la tracción de aproximadamente 28 kg/mm
2
. Tiene 
una densidad de 7,86 gr/cm
3
. 
Austenita - γ: La solución sólida intersticial de carbono en hierro -  se llama austenita. La 
austenita tiene estructura cristalina FCC (es decir, cúbica centrada en las caras) y presenta 
mucha mayor solubilidad sólida para el carbono que la ferrita - . La máxima solubilidad del 
carbono en austenita, según el diagrama de fases hierro – carburo de hierro (Fe – Fe3C) de la 
figura 4, es del 2,0 % de C a la temperatura de 1148 ºC y disminuye a medida que disminuye la 
temperatura hasta un valor mínimo de 0,8 % de C a la temperatura de 723 ºC, su microestructura 
es la que se muestra en la figura 8. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 8 – Microestructura de la austenita – Fotografía a 450X. 
La austenita tiene una dureza Brinell del orden de los 300 kg/mm
2
, una resistencia a la tracción 
del orden de los 100 kg/mm
2
 y no presenta propiedades magnéticas. 
Cementita (Fe3C): El compuesto intermetálico formado por hierro y carbono cuya fórmula 
química es Fe3C se llama cementita, tiene límites despreciables de solubilidad y una 
composición del 6,67 % de carbono y 93,33 % de hierro. Es un compuesto duro y quebradizo, 
con una dureza Brinell de 700 mg/mm
2
 y una dureza Rocwell C del orden de 68. Tiene una 
densidad de 7,66 gr/cm
3
. 
 
Ferrita - : La solución sólida intersticial de carbono en hierro  se llama ferrita - . Tiene una 
estructuracristalina BCC (es decir, centrada en el cuerpo) como la ferrita , pero con una 
constante de red un poco mayor, es estable a temperaturas elevadas entre 1401 y 1535 ºC hecho 
por el cual no tiene interés en ingeniería. La máxima solubilidad del carbono en la ferrita , 
según el diagrama de fases Fe – Fe3C de la figura 6, es de 0,09 % a la temperatura de 1465 ºC. 
 
3 - REACCIONES INVARIANTES EN EL DIAGRAMA DE FASES FE - 
FE3C: 
 
 Si se observa el diagrama de fases hierro – carburo de hierro (Fe – Fe3C) de la figura 6, se 
puede apreciar que en el mismo se presentan tres puntos invariantes (es decir que de acuerdo a la 
regla de las fases de Gibbs tienen cero grados de libertad), los cuales son el punto peritéctico, el 
punto eutéctico y el punto eutectoide, los cuales a su vez presentan sus respectivas reacciones 
invariantes siguientes: 
 
 Reacción peritéctica: En el punto de la reacción peritéctica, el líquido de 0,53 % de 
carbono se combina con ferrita  de un 0,09 % de carbono para formar austenita  con 
un 0,17 % de carbono. Esta reacción que tiene lugar a una temperatura de 1495 ºC puede 
ser escrita como: 
 
 Líquido (0,53 % de C) + Ferrita  (0,09 % de C) 
 1495 ºC
 Austenita  (0,17 % de C) 
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La ferrita  es una fase de alta temperatura y, por consiguiente, no se encuentra en aceros 
a temperaturas más bajas por lo que carece de interés en ingeniería. 
 
 Reacción eutéctica: En el punto de la reacción eutéctica, el liquido con un 4,3 % de C 
forma un eutéctico llamado ledeburita que está formado por austenita  que tiene un 
contenido de 2,0 % de C y un compuesto intermetálico (carburo de Fe) Fe3C (cementita) 
que contiene un 6,67 % de C. Esta reacción que ocurre a la temperatura de 1148 ºC puede 
ser escrita como: 
 
 Líquido (4,3 % de C) 
 1148 ºC
 Austenita  (2,0 % de C) + Cementita (Fe3C) (6,67 % C) 
 
Esta reacción se presenta para las fundiciones y no para los aceros de bajo carbono, ya 
que sus contenidos de carbono son demasiado bajos. 
 
 Reacción eutectoide: En el punto de la reacción eutectoide, la austenita sólida con un 
0,8 % de C forma un eutectoide llamado perlita que está formado por ferrita  con un 
contenido de 0,02 % de C y un compuesto intermetálico (carburo de Fe) Fe3C 
(cementita) que contiene un 6,67 % de C. Esta reacción que ocurre a la temperatura de 
723 ºC puede ser escrita como: 
 
 Austenita  (0,80 % de C) 
 723 ºC
 Ferrita  (0,02 % C) + Cementita (Fe3C) (6,67 % C) 
 
Esta reacción eutectoide, que tiene lugar completamente en estado sólido, es muy importante 
para algunos tratamientos térmicos de aceros de bajo carbono. 
 
Un acero que tiene un contenido de carbono del 0,80 % se denomina acero eutectoide, puesto 
que se forma una estructura eutectoide, llamada perlita (figura 9), que está constituida por 
láminas alternadas de ferrita -  y cementita (Fe3C), cuando se enfría lentamente la austenita 
de esta composición por debajo de la temperatura eutectoide (723 ºC). Si un acero contiene 
menos de 0,80 % de C, recibe el nombre de acero hipoeutectoide (figura 10), el cual está 
constituido por perlita y ferrita y si un acero contiene más de 0,80 % de C se lo designa como 
acero hipereutectoide (figura 11), el cual está constituido por perlita y cementita. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 9 – Microestructura de la perlita, láminas alternadas de ferrita α y cementita, donde la parte clara 
es ferrita α y la parte oscura es cementita. 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 10 – Aceros hipoeutectoides (ferrita + perlita). 
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Figura 11 – Acero hipereutectoide (perlita + cementita). 
 
4 - ENFRIAMIENTO LENTO DE ACEROS DE CARBONO ORDINARIO: 
 
4.1 - ACEROS EUTECTOIDES: 
 Si se calienta una muestra de acero con un 0,80 % de C (acero eutectoide) hasta 
aproximadamente la temperatura de 750 ºC y se le mantiene a esa temperatura durante un tiempo 
suficiente, su estructura se transformará en austenita homogénea. Este proceso se llama 
austenización. Si a continuación se enfría este acero eutectoide muy lentamente hasta una 
temperatura justo por encima de la temperatura eutectoide (723 ºC), su estructura permanecerá 
en la forma austenítica, como se indica en el punto a de la figura 12. El posterior enfriamiento 
hasta la temperatura eutectoide o justo por debajo de ella, provocará la transformación de la 
estructura total de la austenita a una estructura laminar de placas alternadas de ferrita -  y 
cementita (Fe3C) llamada perlita. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 12 – Transformación de un acero eutectoide (0,80 % de C) por enfriamiento lento. 
 
Justo por debajo de la temperatura eutectoide, en el punto b de la figura 12 aparece una 
estructura laminar como la que se muestra en la figura 13. Esta estructura eutectoide recibe el 
nombre de perlita. Teniendo en cuenta que la solubilidad del carbono en la ferrita -  y en la 
cementita (Fe3C) varía muy poco desde 723 ºC hasta la temperatura ambiente, la perlita se 
mantiene esencialmente invariable en este intervalo de temperaturas. 
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Figura 13 – Microestructura de un acero eutectoide enfriado lentamente. La microestructura consta de 
laminillas de perlita eutectoide. La fase oscura es cementita, y la fase blanca es ferrita (ataque: picral, 
ampliación x650). 
 
4.2 - ACEROS HIPOEUTECTOIDES: 
 Si una muestra de acero con un contenido de carbono menor que 0,80 %, por ejemplo, 0,40 
% de C (acero hipoeutectoide) se calienta hasta una temperatura de aproximadamente 900 ºC 
(punto a de la figura 14) y se le mantiene a esa temperatura durante el tiempo suficiente, su 
estructura se convertirá en austenita homogénea. A continuación, si a este acero se lo enfría 
lentamente hasta la temperatura de aproximadamente 775 ºC (punto b de la figura 14), la ferrita 
proeutectoide nucleará y crecerá principalmente en los límites de los granos austeníticos. Si se 
enfría lentamente esta aleación, para permitir que se alcancen las condiciones de equilibrio, 
desde la temperatura del punto b hasta la temperatura del punto c de la figura 14, la cantidad de 
ferrita proeutectoide formada continuará creciendo hasta llegar aproximadamente un 51,28 % de 
la austenita transformada. Mientras el acero se está enfriando desde el punto b hasta el punto c, 
el carbono contenido en la austenita remanente aumentará de un 0,4 a un 0,8 %. A la temperatura 
de 723 ºC (temperatura eutectoide), si las condiciones de enfriamiento lento continúan, la 
austenita que queda se transformará isotérmicamente en perlita por la reacción eutectoide de 
austenita  ferrita + cementita. La ferrita -  de la perlita se llama ferrita eutectoide para 
distinguirla de la ferrita proeutectoide formada anteriormente por encima de los 723 ºC. Del 
mismo modo, la cementita formada en la reacción eutectoide recibe el nombre de cementita 
eutectoide. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 Figura 14 – Transformación de un acero de carbono ordinario hipoeutectoide (0,40 % de C) por 
enfriamiento lento. 
 
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La figura 15 es una microfotografía óptica de la estructura de un acero hipoeutectoide (0,35 % de 
C), que fue austenizadoy enfriado lentamente hasta la temperatura ambiente. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 15 – Microestructura de un acero de carbono ordinario hipoeutectoide (0,35 % de C) enfriado 
lentamente desde la región de austenita. El constituyente blanco es ferrita proeutectoide; el constituyente 
oscuro es perlita. (Ataque: nital 2 %, ampliación x500). 
 
4.3 - ACEROS HIPEREUTECTOIDES: 
 Si una muestra de acero con un contenido de carbono mayor que 0,80 %, por ejemplo, 
1,20 % de C (acero hipereutectoide) se calienta hasta la temperatura de aproximadamente 950 ºC 
y se le mantiene a esta temperatura durante el tiempo suficiente, su estructura se convertirá 
esencialmente en austenita (punto a de la figura 16). Posteriormente, si este acero se enfría 
lentamente hasta la temperatura del punto b de la figura 16, la cementita proeutectoide empezará 
a nuclearse y crecerá principalmente en los límites de los granos de austenita. Continuando el 
enfriamiento lento, para permitir que se alcancen las condiciones de equilibrio, desde el punto b 
hasta el punto c de la figura 16 que esta justamente por encima de los 723 °C, se formará más 
cementita proeutectoide en los límites mencionados. Si las condiciones del equilibrio alcanzado 
se mantienen para el enfriamiento lento, el contenido global de carbono de la austenita 
remanente de la aleación cambiará de 1,2 a 0,8 %. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 Figura 16 – Transformación de un acero de carbono ordinario hipereutectoide (1,20 % de C) por 
enfriamiento lento. 
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Con un enfriamiento aún más lento hasta llegar a los 723 °C o justo por debajo de esta 
temperatura, la austenita que queda se transformará en perlita a causa de la reacción eutectoide, 
tal como se indica en el punto d de la figura 16. La cementita formada en la reacción eutectoide 
se denomina cementita eutectoide para distinguirla de la cementita proeutectoide formada a 
temperaturas por encima de 723 °C. Del mismo modo, la ferrita formada en la reacción 
eutectoide recibe el nombre de ferrita eutectoide. La figura 17 es una microfotografía óptica de 
la estructura de un acero hipereutectoide de 1,2 % de C, el cual ha sido austenizado y enfriado 
lentamente hasta la temperatura ambiente. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 17 – Microestructura de un acero hipereutectoide (1,20 % de C) enfriado lentamente desde la 
región de austenita. En esta estructura la cementita proeutectoide aparece como el constituyente blanco, 
formado en los límites de los granos de austenita; la estructura sobrante se compone de laminillas 
gruesas de perlita. (ataque: picral 2 %, ampliación x1000). 
 
5 - PUNTOS CRITICOS: 
 
 Las temperaturas a las que se producen los cambios alotrópicos o de microestructura, 
definen los denominados puntos críticos, los que difieren según el tenor de carbono del acero. 
 
A dichos puntos se los distinguen con la letra A (de arrêt: detención, en francés), pues en ellos se 
produce un retardo de la temperatura en el tiempo, o sea que el proceso se realiza manteniendo 
constante la temperatura en cada transformación el tiempo necesario hasta obtener el cambio 
total de la estructura, aún cuando se continúe el calentamiento o enfriamiento. 
 
Los subíndices con que se ubican a continuación de la letra A en el gráfico de la figura 6, indican 
el orden en que se producen las transformaciones, las que tomarán valores distintos a igualdad en 
la velocidad de la variación térmica, según tengan lugar por enfriamiento Ar (del francés 
“refroidissement”) o calentamiento Ac (“chauffage”) por lo que las líneas A1, A2 y A3 se las 
puede indicar con dos trazos (Ar1, Ar2 y Ar3 y Ac1, Ac2 y Ac3). Las temperaturas críticas por 
calentamiento toman valores superiores y no se encuentran indicadas en el gráfico antes 
mencionado. 
 
6 - TRATAMIENTOS TERMICOS DE ACEROS NO ALEADOS: 
 
 Variando la forma de calentamiento y enfriamiento de los aceros no aleados, se pueden 
obtener diferentes combinaciones de las propiedades mecánicas de dichos aceros. En esta 
sección se examinarán algunos de los cambios en las estructuras y propiedades que tienen lugar 
durante alguno de los tratamientos térmicos importantes que ocurren en los aceros de bajo 
carbono. 
 
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6.1 - MARTENSITA: 
 La martensita en los aceros es una fase metaestable que está formada por una solución 
sólida intersticial, sobresaturada, de carbono en hierro cúbico centrado en el cuerpo o hierro 
tetragonal centrado en el cuerpo (la tetragonalidad está originada por una leve distorsión de la 
celda unidad BCC del hierro - ver figura 22 c). 
 
6.1.1 - Formación de martensita por templado rápido: Si una muestra de acero ordinario (de 
bajo carbono) en condiciones austeníticas se enfría rápidamente hasta la temperatura ambiente, 
templándola en agua, su estructura cambiará de austenita a martensita. La temperatura, bajo 
enfriamiento, a la cual comienza la transformación de austenita a martensita, se denomina inicio 
de martensita, se la designa como MS y la temperatura a la cual termina la transformación, fin de 
martensita, o temperatura MF. La temperatura MS para aleaciones Fe – C disminuye a medida 
que aumenta el porcentaje en peso de carbono, como se observa claramente en la figura 18. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 18 – Efecto del contenido de carbono sobre la temperatura de inicio de transformación de 
austenita a martensita, MS, para aleaciones Fe – C. 
 
6.1.2 - Microestructura de la martensita: La microestructura de la martensita en aceros 
ordinarios depende del contenido de carbono del acero. Si el acero contiene menos de 0,6 % de 
carbono, la martensita presenta dominios de cintas diferentes pero limitadas orientaciones en 
todo el dominio. La estructura dentro de las cintas está altamente distorsionada, estando formada 
por regiones con alta densidad de dislocación confusa. La figura 19 – a es una microfotografía 
óptica de martensita en cintas en un material de Fe – 0,2 % de C a 600 aumentos, mientras que 
la figura 20 muestra la subestructura de las cintas de martensita del mismo material con una 
microfotografía electrónica a 60.000 aumentos. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 19 – Efecto del contenido de carbono sobre la estructura de martensita para aceros de carbono 
ordinario: (a) tipo cintas; (b) tipo laminado. Grabado: bisulfito sódico (micrografías ópticas). 
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Cuando el contenido de carbono en la martensita supera el 0,6 % se empieza a formar un tipo 
diferente de martensita llamado martensita laminada. Por encima del 1 % de C, las aleaciones 
Fe – C constan en su totalidad de láminas de martensita. La figura 19 – b es una microfotografía 
óptica de martensita laminada en un material Fe - 1,2 % de C a 600 aumentos. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 20 – Estructura de la martensita en cintas en una aleación de Fe – 0,2 % C (nótese la alineación 
paralela de las cintas). 
 
Las láminas en martensitas de alto contenido de carbono varían en tamaño y presentan una 
estructura fina de maclas paralelas (figura 21). Las láminas están a menudo rodeadas por grandes 
cantidades de austenita sin transformar (llamada austenita retenida). Las martensitas con 
contenidos de carbono entre 0,6 y 1,0 % tienen microestructuras mixtas con una mezcla de 
ambos tipo de martensita: en cintas y en láminas. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 21 – Martensita en láminas mostrando maclas de transformación fina. 
 
6.1.3 - Estructurade martensitas Fe - C a escala atómica: Se considera que la transformación 
de austenita a martensita en aceros Fe – C (aceros ordinarios) se realiza sin difusión, ya que la 
transformación tiene lugar tan rápidamente que los átomos no tienen tiempo de mezclarse. 
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Parece que no existe barrera energética de activación térmica alguna que evite la formación de 
martensita. También se cree que no se produce cambio alguno en la composición de la fase 
madre tras la reacción, y que cada átomo tiende a retener a sus vecinos originales. Las posiciones 
relativas de los átomos de carbono con respecto a los de hierro son las mismas en la martensita 
que lo eran en la austenita. 
 
Para contenidos de carbono en martensitas Fe – C de menos de 0,2 % de carbono, la austenita 
se transforma en una estructura cristalina BCC de ferrita - . Cuando el contenido de carbono de 
los materiales Fe – C aumenta, la estructura BCC se distorsiona hasta una estructura BCT 
(tetragonal centrada en el cuerpo). El mayor hueco intersticial en la estructura cristalina FCC 
(cúbica centrada en las caras) del hierro  tiene un diámetro de 0,104 nm (figura 22-a), mientras 
que el mayor hueco intersticial en la estructura cristalina BCC del hierro  tiene un diámetro de 
0,072 nm (figura 22-b). Como el átomo de carbono tiene un diámetro de 0,154 nm, puede ser 
acomodado en forma de solución sólida intersticial en una mayor extensión en la estructura FCC 
de hierro . Cuando las martensitas y Fe – C con más de un 0,2 % de carbono son producidas 
por enfriamiento rápido de austenita, la reducción de los espacios intersticiales de la red BCC 
hace que los átomos de carbono distorsionen la celdilla unidad BCC a lo largo de su eje c para 
acomodar los átomos de carbono (figura 22-c). La figura 23 muestra como el eje c de la 
estructura de la martensita se alarga a medida que aumenta el contenido de carbono. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 22 – (a) Celda unidad del hierro  FCC, con un átomo de carbono en el hueco intersticial sobre la 
arista de la celda. (b) Celda unidad del hierro  BCC indicando un hueco intersticial menor entre los 
átomos vértices de la celda (c) Celda de hierro BCT producida por distorsión de la celda BCC por el 
átomo de carbono intersticial. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 23 – Variación de los ejes a y c de la red de la martensita en función del contenido de carbono. 
 
6.1.4 - Dureza y resistencia de martensitas: La dureza y resistencia de las martensitas están 
directamente relacionadas con su contenido de carbono, y ambas propiedades aumentan a 
medida que aumenta el contenido de carbono (figura 24). Sin embargo, la ductilidad y tenacidad 
disminuyen a medida que aumenta el contenido de carbono, y por ello la mayoría de los aceros 
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ordinarios martensíticos suelen ser recocidos por recalentamiento a una temperatura inferior a la 
de transformación de 723 °C. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 24 – Dureza aproximada de los aceros ordinarios completamente consolidados en función del 
contenido de carbono. La zona sombreada indica la posible pérdida de dureza debida a la formación de 
austenita retenida, que es más blanda que la martensita. 
 
Las martensitas Fe – C con bajo contenido de carbono son reforzadas por una alta concentración 
de dislocaciones en formación (martensita en cintas) y por endurecimiento por solución sólida 
intersticial de átomos de carbono. Las altas concentraciones de dislocaciones en las redes 
(martensita en cintas) crean dificultades para que otras dislocaciones se muevan. Cuando el 
contenido de carbono se eleva por encima del 0,2 %, la solución sólida intersticial endurecida 
comienza a ser más importante y la red de hierro BCC empieza a distorsionarse hacia la 
tetragonalidad. En martensitas Fe - C con alto contenido de carbono, las numerosas interfases 
macladas de la martensita en láminas contribuyen a la dureza. 
 
6.2 - DESCOMPOSICIÓN ISOTÉRMICA DE LA AUSTENITA: 
 
6.2.1 - Diagramas de transformación Isotérmica para un acero eutectoide: Previamente se 
han analizado los productos de reacción de la descomposición de austenita de aceros eutectoides 
para condiciones de enfriamiento muy lento y rápido. A continuación se considera que productos 
de reacción se forman cuando austenitas de aceros eutectoides se llevan a enfriamientos rápidos 
a temperaturas por debajo de la temperatura eutectoide, para ser después transformadas 
isotérmicamente. 
 
Los experimentos de transformación isotérmica para investigar los cambios microestructurales 
en la descomposición de la austenita eutectoide pueden ser realizados utilizando un número de 
pequeñas muestras, cada una de ellas del tamaño aproximado de una moneda de 10 centavos. Las 
muestras son primero austenizadas en un horno a una temperatura por encima de la temperatura 
eutectoide (figura 25 a). Después son enfriadas rápidamente (templado) en un baño de sal 
fundida a la temperatura deseada por debajo de la temperatura eutectoide (figura 25 b). Tras 
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cierto tiempo, las muestras son extraídas del baño de a una en una a intervalos predeterminados y 
se templan en agua a temperatura ambiente (figura 25 c). La microestructura para cada tiempo de 
transformación puede ser examinada a temperatura ambiente. Se pueden considerar los cambios 
microestructurales que tienen lugar durante la transformación isotérmica del acero eutectoide a 
705 °C a la vista del esquema mostrado en la figura 26. Después de ser austenizadas, las 
muestras se enfrían en un baño salino a 705 °C. Tras unos 5,8 minutos se forma perlita gruesa 
en una pequeña extensión, aumentando la cantidad de esta con el correr de los minutos hasta que 
a los 66,7 minutos, la austenita se transforma completamente en perlita gruesa. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 25 – Dispositivo experimental para determinar los cambios microscópicos que ocurren durante la 
transformación isotérmica de la austenítica en un acero ordinario eutectoide. 
 
Repitiendo el mismo proceso de transformación isotérmica de aceros eutectoides a temperaturas 
progresivamente menores, se puede construir un diagrama de transformación isotérmica (TI) 
como se muestra esquemáticamente en la figura 27 y con datos experimentales en la figura 28. 
La curva en forma de “S” próxima al eje de temperatura indica el tiempo necesario para que se 
inicie la transformación isotérmica de la austenita, y la segunda curva en forma de “S” indica el 
tiempo que se requiere para que se complete la transformación. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 26 – Experimento para el seguimiento de los cambios microestructurales que se producen durante 
la transformación isotérmica de un acero de carbono ordinario eutectoide a 705 °C. Después de 
austenización las muestras son templadas en un baño de sal a 705 °C, mantenidas los tiempos 
indicados, y luego enfriadas a temperatura ambiente en agua. 
 
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Las transformaciones isotérmicas de aceros eutectoides a las temperaturas entre 723 ºC y 
alrededor de 550 °C producen microestructuras perlíticas. A medida que la temperatura de la 
transformación disminuye en este intervalo, la perlita cambia desde una estructura gruesa a otra 
fina (figura 28). Un enfriamiento rápido (por templado) de un acero eutectoide desde 
temperaturas superiores a 723 °C, donde está en condicionesde austenita, transforma la 
austenita en martensita. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 27 – Diagrama de transformación isotérmica para un acero de carbono ordinario eutectoide 
mostrando su relación con el diagrama de fases Fe – Fe3C. 
 
Si el acero eutectoide en condición austenítica se enfría a temperaturas en el rango entre 550 a 
250 °C y se transforma de manera isotérmica, se produce la formación de una estructura 
intermedia entre la perlita y la martensita, llamada bainita. La bainita en las aleaciones Fe – C 
puede ser definida como un producto de descomposición austenítico que tiene una estructura 
eutectoide no laminar de ferrita  y cementita (Fe3C). Para aceros ordinarios eutectoides debe 
hacerse una distinción entre la bainita superior, la cual se forma por transformaciones 
isotérmicas a temperaturas comprendidas entre 550 a 350 °C, y la bainita inferior, la cual se 
forma entre 350 a 250 °C. La figura 29-a muestra una micrografía electrónica (tipo réplica) de la 
microestructura de la bainita superior para un acero eutectoide y la figura 29-b muestra una de 
bainita inferior. La bainita superior tiene grandes regiones de cementita en forma de varilla, 
mientras que la bainita inferior tiene partículas de cementita mucho más finas. Esto se debe a 
que a medida que la temperatura de transformación disminuye, los átomos de carbono no pueden 
difundir tan fácilmente y, por lo tanto, la estructura de la bainita inferior tiene partículas más 
pequeñas de cementita. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
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Figura 28 – Diagrama de una transformación isotérmica de un acero de carbono eutectoide. 
 
6.2.2 - Diagramas de las transformaciones isotérmicas de aceros no eutectoides: Los 
diagramas de las transformaciones isotérmicas también han sido determinados para aceros 
ordinarios no eutectoides. En la figura 30 se muestra un diagrama de transformación isotérmica 
(TI) para un acero hipoeutectoide con un 0,47 % de carbono. Existen varias diferencias evidentes 
entre los diagramas de transformación isotérmica (TI) para un acero eutectoide y para otro acero 
no eutectoide (figura 28). Una diferencia importante es que las curvas “S” del acero 
hipoeutectoide han sido desviadas a la izquierda, así que no es posible templar este acero dentro 
de la región de la austenita, para producir una estructura completamente martensítica. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 29 – (a) Microestructura de la bainita superior formada por una transformación completa de un 
acero eutectoide a 450 °C. (b) Microestructura de la bainita inferior formada por una transformación 
completa de acero eutectoide a 260 °C. Las partículas blancas son cementita y la matriz oscura es 
ferrita. (Micrografía electrónica tipo réplica y amplificación x15.000). 
 
La segunda gran diferencia es que se han adicionado otras líneas de transformación en la parte 
superior del diagrama de transformación isotérmica (TI) del acero eutectoide, lo cual indica el 
comienzo de la ferrita proeutectoide. De este modo, a temperaturas comprendidas entre 723 ºC y 
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cerca de 765 °C, solo se produce ferrita proeutectoide por transformaciones isotérmicas dentro 
de este intervalo de temperatura. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 30 – Diagrama de la transformación isotérmica de un acero hipoeutectoide que contiene 0,47 % 
de C y 0,57 % de Mn (austenizado a una temperatura de 843 °C). 
 
Similares diagramas de transformación isotérmica (TI) han sido determinados para aceros 
hipereutectoides no aleados. Sin embargo, en este caso, las líneas del diagrama más elevadas 
para estos aceros son para el comienzo de la formación de cementita proeutectoide. 
 
6.3 - DIAGRAMAS DE TRANSFORMACIONES POR ENFRIAMIENTO CONTINÚO 
PARA ACEROS EUTECTOIDES: 
 En operaciones de tratamiento térmico industrial, y en la mayoría de los casos, no se 
efectúa la transformación isotérmica del acero a una temperatura por encima de la del comienzo 
de la martensita, sino que se le somete a un enfriamiento continuo desde la temperatura 
austenítica hasta la temperatura ambiente. En el enfriamiento continuo del acero, la 
transformación de austenita a perlita se produce a lo largo de un intervalo de temperaturas en 
lugar de a una sola temperatura isotérmica. Como resultado de ello, la microestructura final 
después del enfriamiento continuo será compleja, ya que la cinética de la reacción cambia en el 
intervalo de temperatura en el cual se produce la transformación. La figura 31 muestra un 
diagrama de una transformación por enfriamiento continuo de un acero eutectoide, superpuesto a 
un diagrama de transformación isotérmica (TI) de este acero. Las líneas iniciales y finales de 
transformación del diagrama de enfriamiento continuo se desplazan a tiempos mayores y a 
temperaturas ligeramente inferiores en relación a los diagramas isotérmicos. Además, no hay 
líneas de transformación por debajo de 450 °C para la transformación de austenita a perlita. 
 
 
 
 
 
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Figura 31 – Diagrama de enfriamiento continuo para un acero eutectoide no aleado en el que también se 
muestra el diagrama de transformación isotérmica y la zona de transformación del mismo. 
 
La figura 32 muestra las distintas velocidades de enfriamiento para muestras delgadas de acero 
eutectoide no aleado, continuamente enfriado desde las zonas de austenita hasta la temperatura 
ambiente. La curva de enfriamiento A representa un enfriamiento muy lento, tal como podría 
obtenerse durante un recocido de austenización total si se suprime el calor del horno eléctrico y 
se permite al acero enfriarse a medida que el horno se enfría. La microestructura en este caso 
debería ser de perlita gruesa. La curva de enfriamiento B, representa un enfriamiento un poco 
más rápido, tal como debería ser obtenido al retirar el acero austenizado del horno, y permitir su 
enfriamiento en aire estático. En este caso se forma una microestructura de perlita fina. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 32 – Variación en la microestructura de un acero eutectoide no aleado por enfriamiento continuo a 
diferentes velocidades, en el que se muestra la zona de transformación. 
 
La curva de enfriamiento C de la figura 32, que representa un enfriamiento bastante más rápido, 
comienza con la formación de perlita, pero en este caso el tiempo, es insuficiente para que se 
complete la transformación de austenita a perlita. La austenita remanente que no se transformó 
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en perlita a temperaturas superiores se transformará en martensita a temperaturas más bajas, 
comenzando a 220 °C. Este tipo de transformación, toda vez que se realiza en dos pasos, se 
denomina transformación de escisión. La microestructura de este acero, en consecuencia, estará 
constituida por una mezcla de perlita y martensita. Enfriando a una velocidad mayor que la 
curva D (figura 32), que se denomina velocidad de enfriamiento crítica, se conseguirá una 
estructura martensítica completamente endurecida, que sería el caso de la curva E que 
corresponde a un templado en agua. 
 
Los diagramas de enfriamiento continuo han sido determinados para muchos aceros ordinarios 
hipoeutectoides, y son más complejos, ya que algunas estructuras bainíticas se forman a bajas 
temperaturas durante el enfriamiento continuo. 
 
7 - TRATAMIENTOS TERMICOS DE LOS ACEROS: 
 
 El calentamiento y posterior enfriamientoa temperaturas y tiempos rigurosamente 
controlados, es el principio en que se basan todos los procesos metalúrgicos que se conocen 
como tratamientos térmicos y tienen por objeto, en forma general, la regeneración o 
modificación de la estructura cristalina, el aumento o variación de alguna de sus características 
físico – mecánicas en forma total o solamente superficial y el control de todos aquellos factores 
que hace del acero el metal de más variables usos. 
 
Los distintos tratamientos térmicos que se aplican pueden ser resumidos de la siguiente manera: 
 
 Austenización completa 
 Ablandamiento 
Recocido Subcríticos Contra acritud 
 Globular 
 Austenización incompleta 
 Doble 
 
Normalizado 
 
 De pieza total o completa 
 
Templado 
 A la llama 
 Superficial 
 Corrientes inducidas de alta frecuencia 
 
Revenido 
 
7.1 - RECOCIDO - LOS DIVERSOS TIPOS: 
 En la fabricación de perfiles y piezas de máquinas, el acero sufre calentamientos cuyas 
temperaturas dependerán de la índole del proceso. El enfriamiento posterior, debido a que el 
objeto principal en todos los casos es la obtención de determinadas formas, de no muy riguroso 
control, da por resultado un acero de estructura irregular (enfriamiento desparejo), 
endurecimientos superficiales incorrectos y hasta con tensiones internas. 
 
Estas irregularidades o defectos se subsanan mediante el recocido, que consiste en calentar el 
metal hasta temperaturas algo superiores o menores, según los distintos tipos de recocido, que las 
críticas, superior AC3 e inferior AC1, para luego enfriarlos lentamente en medios o condiciones 
concordantes con el tipo o calidad del acero. 
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Si bien con el recocido se pueden eliminar las tensiones internas y regenerar su estructura, deja al 
material sumamente blando y dúctil, lo que beneficiará a trabajos posteriores como los de 
deformación en frío, pero no es apto para su empleo en esas condiciones. Es por ello que, en la 
industria, suelen realizarse distintas clases de recocido, como ser: 
 
7.1.1 - Recocido de austenización total: En este recocido, los aceros hipoeutectoides y 
eutectoides son calentados en forma lenta en la región de la austenita, alrededor de 20 - 40 °C 
por encima del límite austenita – ferrita (figura 33) (temperatura crítica superior Ac3), 
manteniéndose el tiempo necesario a temperatura elevada, para asegurar que toda su masa adopte 
la estructura austenítica, tiempo que depende de la velocidad de calentamiento y del tamaño y 
forma de la pieza, y enfriándolo lentamente después hasta temperatura ambiente, usualmente en 
los mismos hornos en los que fueron calentados, una vez apagado estos, ya sea a puerta abierta o 
con la puerta cerrada. Para aceros hipereutectoides, se acostumbra realizar la austenización en la 
región austenita más cementita (Fe3C), alrededor de 20 - 40 °C por encima de la temperatura 
eutectoide (Acm). La microestructura de los aceros hipoeutectoides después del recocido 
completo consta de ferrita proeutectoide y perlita gruesa. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 33 – Rangos de temperaturas usados normalmente para el recocido de aceros no aleados. 
 
Debido a que el enfriamiento posterior es la parte fundamental del proceso es en él donde se 
debe proceder con mayor rigurosidad y control (figura 34). Es así que, para los aceros 
hipoeutectoides y para obtener una estructura de grano fino, dicho enfriamiento debe realizarse, 
dentro de su normal lentitud, tanto más rápidamente cuanto menor sea el contenido de carbono, 
para evitar el crecimiento de los cristales de ferrita, debido a que la perlita presente es sólo una 
mezcla eutéctica (ferrita y cementita) que no tiene proceso de crecimiento. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 34 – Esquema del recocido de austenización completa y zona de transformación. 
 
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7.1.2 - Recocido subcrítico: Este tipo de recocido se aplica cuando se desea eliminar las 
tensiones internas y aumentar la ductilidad de un acero. Consiste en calentar el acero a 
temperaturas ligeramente inferiores a la del punto crítico inferior (Ac1). Debido al hecho de que 
no se alcanza dicho punto crítico, la velocidad de enfriamiento no posee mayor importancia y 
por lo general se realiza al aire. Puede ser: (figura 35): 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 35 – Recocidos subcríticos. 
 
Siendo de fácil ejecución y de resultados similares, aunque no tan marcados como en el 
tratamiento térmico anterior, es de uso muy generalizado y se pueden distinguir tres formas 
distintas: 
 
7.1.2.1 - De ablandamiento: Se utiliza para dar al acero buenas condiciones de mecanización, 
sin llegar a valores de dureza tan bajos como con el recocido a austenización completa. 
 
El calentamiento se lleva a cabo a temperaturas lo mas cercanas posibles a la temperatura crítica 
inferior Ac1, enfriándolo luego al aire. 
 
7.1.2.2 - Contra acritud: Se aplica para aumentar la ductilidad de un acero, de bajo contenido de 
carbono (hasta 0,35 %), cuando ha sido trabajado en frío y con el objeto de facilitar procesos 
posteriores. 
 
Mediante un calentamiento hasta temperaturas entre 600 y 700 °C, los cristales de ferrita 
alargados durante el laminado, retoman una forma poliédrica con lo que recuperan su ductilidad. 
Al igual que en el caso anterior, se enfría al aire. 
 
El recocido contra tensiones, que frecuentemente es visto como una atenuación de esfuerzo 
residual, ablanda parcialmente los aceros de bajo carbono en procesos de trabajado en frío, por 
relajación de tensiones internas. Este tratamiento usualmente aplicado a los aceros 
hipoeutectoides con menos de 0,3 % de carbono, se lleva a cabo a temperaturas por debajo de la 
temperatura eutectoide, usualmente entre 550 y 650 °C (figura 33). 
 
7.1.2.3 - Globular: Siempre aplicable a los aceros antes indicados y de baja aleación, se lo 
emplea para disminuir su dureza, por lo que al calentarlos a temperaturas cercanas a la 
temperatura crítica inferior Ac1 y a las que se debe mantener un mayor tiempo, se logra una 
estructura de configuración semejante a la globular, indicada más adelante. 
 
7.1.3 - De Austenización incompleta: Es aconsejado para los aceros de más de 0,50 % de 
carbono y en especial los hipereutectoides debido a que en ellos es donde se consigue con mayor 
facilidad la estructura que caracteriza a este recocido y que es la cementita globular en una base 
de ferrita (figuras 36 y 37). 
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Figura 36 – Cementita globular en matriz ferrítica (x400). 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 37 – Recocido de austenización globular o incompleta. 
 
Calentando a una temperatura intermedia entre los puntos críticos inferior y superior (Ac1 y AC3 
respectivamente), se puede operar de dosformas distintas: Un calentamiento a una temperatura 
ligeramente superior a la temperatura crítica inferior Ac1, manteniendo constante la temperatura 
alcanzada durante un cierto tiempo o bien haciéndola oscilar con valores superiores e inferiores a 
Ac1, enfriando finalmente, en ambos casos, en forma muy lenta. 
 
7.1.4 - Doble recocido: Consiste por lo general en la ejecución de un recocido a austenización 
completa seguido de un recocido subcrítico, sin haber dejado enfriar totalmente el metal. Su 
objetivo es el de obtener valores de dureza muy bajos (figura 38). 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 38 – Doble recocido. 
 
7.2 - NORMALIZADO: 
 El recocido deja al acero en condiciones aptas para tratamientos o mecanizados posteriores, 
pero no para su empleo en construcciones, dado que con él decrecen las características 
mecánicas más importantes a tales fines. 
 
Si por razones económicas o de interés práctico no son necesarias las propiedades de los aceros 
de alto porcentaje de carbono o aleados, se pueden usar con mayor ventaja los hipoeutectoides, 
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 25 
en los que se mejora su comportamiento al trabajo al que van a ser sometidos, mediante el 
normalizado. 
 
El normalizado es, en principio, un tratamiento térmico muy similar al recocido a austenización 
completa, diferenciándose de él en que la velocidad de enfriamiento (siempre al aire quieto) 
resulta un poco mayor, al igual que la temperatura de calentamiento (50 a 70 ºC sobre la 
temperatura crítica Ac3) (figura 39). 
 
Debido a que el enfriamiento (que normalmente se realiza en el horno a puerta abierta o bien 
retirando la pieza del horno y dejando que se enfrié en ausencia de corrientes de aire, es decir en 
aire quieto) es algo más rápido que en el recocido de austenización completa con lo cual se 
consigue una estructura de grano fino, dando lugar a una configuración perlito - troostítica con 
menor cantidad de ferrita, lo que mejora su comportamiento mecánico. 
 
El normalizado no es aconsejable para los aceros hipereutectoides y menos en los especiales, 
aunque se lo suele realizar como tratamiento previo al templado, en especial cuando se va a 
realizar el ensayo de templabilidad por el método de Jominy pues la estructura previa del metal 
tiene una gran influencia en los resultados obtenidos en el ensayo de templabilidad. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 39 – Normalizado. 
7.3 - TEMPLADO: 
 
7.3.1 - El templado es, sin lugar a dudas, el tratamiento térmico de mayor importancia de los que 
se somete a un acero, puesto que se aplica preferentemente a los hipereutectoides y de aleación, 
lo que no significa excluir a los hipoeutectoides. 
 
Para la obtención de un templado correcto previamente debe llevarse la masa del acero a un 
estado total austenítico. Las condiciones en las que se realiza el calentamiento para conseguirlo 
deben ser tales de no provocar diferencias de temperaturas muy notorias entre la superficie y el 
centro de los perfiles o piezas tratadas. 
 
El motivo de esta consideración es que dichas diferencias de temperaturas dan lugar a 
dilataciones desiguales, las que originan tensiones que si alcanzan valores elevados ocasionan 
fisuras o grietas internas, que en muchos casos se las atribuye a un mal enfriamiento. Por ello es 
que se acostumbra a controlarlo rigurosamente para producir una diferencia de temperatura no 
mayor de 20 ºC, entre puntos que disten a 25 mm o con una duración total del proceso, superior a 
media hora (en lo posible, una hora) por cada 25 mm de diámetro. 
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Las temperaturas ideales de austenización para el templado son, por lo general de 40 a 60 ºC 
superiores a su punto crítico superior (Ac3). Esta zona se elige, como así también el tiempo de 
permanencia en ella, de acuerdo al volumen de las piezas, al tipo de acero y su estado estructural, 
debido a que para conseguir una austenización regular y estable, principio elemental para un 
buen templado, es necesaria una normal difusión del carbono, cuyo porcentaje debe igualarse en 
toda la masa (figuras 40 y 41). 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 40 – Estructura de la martensita obtenida por temple con enfriamiento rápido. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 41 – Templado. 
 
7.3.2 - Factores que modifican el templado: Son diversas las causas que influyen en el logro de 
un buen templado, entre las que a grandes rasgos es posible mencionar: tipo de acero, estado de 
su estructura, conductividad térmica, tamaño de las piezas y el medio de enfriamiento. 
 
El tipo de acero (o sea el porcentaje de carbono o aleación) determina la temperatura a la que se 
debe efectuar el templado y también fija en principio la velocidad ideal de enfriamiento, que por 
lo general va disminuyendo al aumentar su aleación, siendo muy marcada la influencia de los 
contenidos de manganeso y molibdeno del acero. 
 
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El estado de la estructura, que se considera a la temperatura de templado, es otro factor que 
influye sobre la velocidad crítica, debido a que cuanto mayor sea el tamaño de grano, al mismo 
tiempo que se retarda la transformación de la austenita, es menor dicha velocidad. 
 
7.3.3 - Medios de enfriamiento: La velocidad de enfriamiento y el medio de enfriamiento 
empleado tienen una gran importancia en la estructura final obtenida y en la calidad del temple 
del acero. Los medios refrigerantes típicos usados en el templado de los aceros son el agua y el 
aceite, utilizándose también con el mismo principio, aunque con distinto objeto, el plomo y 
algunas sales en estado de fusión. 
 
El estudio del proceso de enfriamiento nos conduce a distinguir las tres etapas siguientes: 
 
1) Al introducir la pieza en el baño se produce la ebullición del mismo, con un fuerte 
desprendimiento de vapor que rodeará toda la pieza, es decir, que la transmisión del calor se hará 
a través de la capa de vapor, lo que motiva un enfriamiento relativamente lento y que caracteriza 
a esta primera etapa. 
 
2) La segunda parte se hace presente desde el instante en que por la menor temperatura del 
metal, la formación de vapor es en forma de burbujas, permitiendo el acercamiento del líquido a 
la superficie de la pieza, con lo que se incrementa el efecto refrigerante. 
 
3) Por último, disminuye nuevamente dicha velocidad al desaparecer el estado de ebullición en el 
baño, tendiéndose a equilibrar las temperaturas en forma más lenta. Es necesario hacer notar que 
la duración de todo el proceso se encuentra en el orden de los segundos. 
 
A estos tres períodos también se los define como: 
 
1) Período de pérdida de calor por conducción y radiación de la masa gaseosa, que depende 
de la conductividad térmica del vapor. 
 
2) De enfriamiento por transporte de vapor, que variará según la viscosidad del baño y del 
estado de agitación que se produzca. 
 
3) De enfriamiento por conducción y convección en el líquido, siendo su conductividad 
térmica y la agitación los factores preponderantes. 
 
Por lo tanto, en cada medio refrigerante debemos tener en cuenta: 
 
AGUA: Por su bajo punto de ebullición alarga los efectos de la primera etapa, disminuyendo con 
ello la velocidad del proceso. 
 
ACEITE: Se deben emplear, con preferencia casi absoluta, los aceites de origen mineral (es decir 
los aceites procedentes de la destilación fraccionada del petróleo), en los cuales la viscosidad se 
encontrará entre 5 y 9 grados Engler a la temperatura de 20 ºC y entre2 y 4 grados Engler a la 
temperatura de 50 ºC. 
 
Su punto de volatilización debe ser elevado, lo mismo que los puntos de inflamación (180 a 275 
ºC) y de combustión (200 a 330 ºC). El primero es para evitar las pérdidas de características 
fundamentales al aumentar su viscosidad, y los otros dos como prevención al encendido o 
combustión del baño. 
 
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MERCURIO: En la actualidad tiene una utilización muy limita por dos motivos principales que 
son: a) Por su elevada toxicidad y los inconvenientes que su utilización origina en relación a la 
contaminación ambiental y b) Por su elevado costo, aunque se justifica su uso para el templado 
de piezas especiales que deben adquirir gran dureza. 
 
El PLOMO y las SALES FUNDIDAS como medio refrigerante dan origen a procesos de 
enfriamiento muy empleados y que se conocen como isotérmicos. En éstos la temperatura del 
baño favorece la transformación estructural, que se realiza a temperatura constante, con lo que se 
beneficia su configuración y, como consecuencia, la calidad del acero. 
 
7.3.4 - Templabilidad: Siendo la dureza la propiedad mecánica que caracteriza a los aceros 
templados, su elevado valor superficial no es, sin embargo, el índice específico para clasificar a 
los aceros por su propiedad de adquirirlo, sino que en metalurgia, se los diferencia por la mayor 
o menor facilidad con que permiten la penetración del tratamiento térmico de templado. A esta 
condición, o propiedad, se la conoce con el nombre de templabilidad. La templabilidad de un 
acero se puede definir como su capacidad para formar martensita, partiendo de la condición 
austenítica, por enfriamiento rápido. Un acero altamente templable es aquel que forma 
martensita, partiendo del estado austenitico, desde el principio hasta el fin en secciones gruesas. 
La templabilidad de un acero depende principalmente de: (1) la composición del acero; (2) el 
grosor del grano austenítico; y (3) de la estructura del acero antes del templado y no debe ser 
confundida con la dureza, sino que se refiere a su regularidad y normal distribución hacia el 
interior del cuerpo. 
 
Existen varios métodos para estudiar y cuantificar la templabilidad de un acero, como ser 
mediante la observación de las fracturas por impacto de barras templadas, en las que se pone en 
evidencia la profundidad del temple por ser ésta, la zona periférica de grano fino que rodea a otra 
central más gruesa, suficientemente notorias. Por la coloración diferente que adquieren ambas 
estructuras ante el ataque con ácidos o reactivos químicos (zona periférica, clara; núcleo, 
oscuro), y otros, ya de mayor precisión, como el del estudio de la variación de la dureza por 
medio de curvas obtenidas sobre series de probetas del o de los aceros tratados; el procedimiento 
metalográfico que determina las zonas con 50 ó 90 % de martensita y el más difundido 
últimamente que es el ensayo de Jominy. 
 
7.3.5 - Ensayo Jominy: Este ensayo permite determinar características de suma importancia 
relacionadas justeza en la fijación de los límites entre los que varían las propiedades de los 
aceros templados. 
 
Mediante su empleo se pueden conocer, con mucha aproximación, la dureza máxima y mínima 
que alcanzará un determinado tipo de acero con un adecuado tratamiento de templado, es decir 
su templabilidad, la influencia de los elementos de aleación según su porcentaje, los posibles 
resultados obtenidos empleando distintos medios de enfriamiento, etc. 
 
El ensayo consiste primeramente en la elección de la forma o lugar de donde se debe extraer la 
muestra con la que se fabricará la probeta, cuyas dimensiones y forma de montaje durante la 
realización del ensayo se indican en la figura 42, la probeta es una barra de sección cilíndrica, 
debiendo tener un diámetro tal en bruto, que permita por maquinado, desbastar totalmente su 
superficie con el fin de eliminar capas oxidadas, defectos, impurezas, etc. 
 
 
 
 
 
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Figura 42 – a) Muestra y estructura fija para la prueba de templabilidad. (b) Ilustración esquemática de la 
prueba de templabilidad. 
 
Si la probeta para el ensayo se extrae directamente de lingotes, es necesario precisar con mayor 
cuidado el lugar o zona de donde se la extrae, puesto que por los efectos propios de la colada su 
estructura cristalina presenta cierta heterogeneidad y fallas. 
 
Una vez preparada la probeta y dado que la estructura previa del acero tiene una gran influencia 
en los resultados de la prueba de templabilidad, se procede a efectuar el normalizado de la 
probeta antes de realizar el ensayo Jominy, para uniformar su estructura. 
 
Posteriormente y una vez mecanizada, la probeta se calienta en un horno en el que se la coloca 
dentro de un molde de grafito, con lo que se evitan los efectos superficiales del calentamiento 
(descarburación, oxidación, etc.), a una temperatura 60 °C por encima de la temperatura crítica 
superior Ac3 y a la que debe permanecer aproximadamente media hora a los fines de obtener una 
estructura austenitica homogénea. 
 
Luego se coloca la probeta en el soporte del dispositivo de temple en el cual, se efectúa el 
templado dando inmediatamente paso al chorro de agua (operación que debe durar como 
máximo 5 segundos), se la enfría durante 10 minutos. Este enfriamiento es solamente de la cara 
inferior de la probeta, requisito que se consigue si previamente se ha regulado la presión del agua 
en la cañería en forma de que alcance (sin la probeta) una altura de 63,5 mm (2 1/2 pulgadas) 
desde el orificio de salida. La temperatura del agua debe estar entre 20 y 30 °C. 
 
El proceso se completa enfriando la probeta al aire o, para acelerarlo, introduciéndola en un 
recipiente con agua, lo que no afectará en nada el resultado del ensayo. 
 
Finalizado el tratamiento de templado, se rebajan dos generatrices diametrales mediante un 
rectificado, teniendo cuidado de no sobrecalentar el material y a una profundidad de 0,45 mm 
por cada lado. Sobre las superficies así obtenidas se determinara en su centro, en forma alineada 
y a una distancia de 1 mm entre sí, la dureza Rockwell C del material. 
 
Con estos valores se construye un gráfico, llamado curva de templabilidad del acero, que tendrá 
por ordenadas las durezas (promedio de las dos superficies a igualdad de distancias) y por 
abscisas las profundidades o distancias de la cara inferior (o extremo templado) de la probeta a 
cada una de las impresiones. 
 
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En la figura 43 se muestran las curvas de templabilidad para algunos aceros ordinarios de 
aleación con un 0,40 % de C. El acero de aleación 4340 tienen una templabilidad 
excepcionalmente alta, y puede ser enfriado para una dureza RC = 40 a 2 pulgadas del extremo 
templado de una barra Jominy. Aceros de aleación como éste son susceptibles de templado a 
velocidades relativamente más bajas, manteniendo todavía valores relativamente altos de dureza. 
 
Los aceros de aleación como el 4340 (1,83 % de Ni; 0,50 a 0,80 % de Cr; 0,25 % Mo) son 
altamente templables, como se indica en la figura43, porque, bajo enfriamiento desde la región 
austenítica, la descomposición de la austenita en ferrita y bainita se encuentra retardada, y la 
descomposición de austenita en martensita se puede efectuar a menores velocidades. 
 
Por el contrario un acero de aleación como el 5140 que es un acero al cromo (% Cr = 0,80; 0,88; 
0,93; 0,95 o 1,00) es un acero con muy baja templabilidad tal como lo indica su curva en la 
figura 43. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 43 – Curvas comparativas de templabilidad para aleaciones de acero de 0,40 % C. 
 
Para la mayoría de los aceros de carbono de baja aleación, el templado o enfriamiento estándar 
produce, en la misma posición de la sección transversal, velocidades de enfriamiento usuales (o 
esperadas) a lo largo de barras de acero cilíndricas con el mismo diámetro. Sin embargo, las 
velocidades de enfriamiento difieren: (1) para diferentes diámetros; (2) para diferentes 
posiciones en las secciones transversales de las barras; y (3) para diferentes medios de 
enfriamiento. La figura 44 muestra las curvas que surgen de la relación entre el diámetro de la 
barra y la velocidad de enfriamiento para diferentes localizaciones de las secciones transversales 
dentro de barras de acero usando como agentes de enfriamiento: (i) agua agitada; (ii) aceite 
agitado. Estas representaciones pueden ser utilizadas para determinar la velocidad de 
enfriamiento y la distancia asociada desde el extremo templado de una barra de Jominy estándar 
enfriada para un diámetro seleccionado de la barra, a una localización particular de la sección 
transversal y un medio de enfriamiento específico. Esas velocidades de enfriamiento y sus 
distancias asociadas desde el extremo templado de las barras de Jominy, pueden ser usadas con 
las gráficas de Jominy de dureza superficial frente a distancia al extremo al extremo templado 
para aceros específicos, con objeto de determinar la dureza de un acero particular para una 
localización específica en la sección transversal de la barra de acero en cuestión. 
 
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Figura 44 – Velocidades de enfriamiento a lo largo de barras de acero cilíndricas enfriadas en (i) agua 
agitada, y (ii) aceite agitado. En la abscisa superior: velocidad de enfriamiento a 700 ºC; en la abscisa 
inferior posiciones equivalentes en el ensayo de la barra enfriada en un extremo (C = centro, M-R = 
mitad del radio, S = superficie, línea discontinúa curva aproximada para posiciones a ¾ del radio en la 
sección transversal de las barras. 
 
7.4 - REVENIDO: 
 El tratamiento térmico de revenido, en realidad, no es otra cosa que un recocido subcrítico 
(temperatura de calentamiento por debajo del punto crítico inferior Ac1), pero que se lo realiza 
en forma complementaria o posterior al tratamiento térmico de templado. 
 
La razón por la cual muchas veces es necesario realizar el revenido posterior al templado es que 
el enfriamiento brusco al que hay que someter a un acero austenizado para obtener la estructura 
martensítica, deja al mismo en un estado de tensiones internas inapropiado para su empleo y, 
aunque adquiere valores de dureza y resistencia elevados, disminuye notablemente su ductilidad 
y tenacidad. 
 
El mejoramiento de esas propiedades mecánicas depende fundamentalmente de la temperatura 
alcanzada para el revenido y del tiempo o duración del tratamiento, lo que, para conseguir 
resultados satisfactorios, es conveniente guiarse por las especificaciones técnicas brindadas por 
los propios fabricantes del acero. 
 
7.4.1 - El proceso de revenido: Por revenido se entiende al proceso de calentamiento de un 
acero martensítico a temperaturas inferiores a la temperatura de transformación de los 
eutectoides para así hacerlos más blandos y dúctiles. La figura 45 ilustra esquemáticamente el 
templado ordinario y el proceso de revenido para un acero ordinario. Como se muestra en la 
figura 45, primero se austeniza el acero y después se le enfría rápidamente para producir 
martensita. De esta manera, se evita la formación de perlita (ferrita y cementita). Después, el 
acero es recalentado a una temperatura por debajo de la temperatura del eutectoide, para ablandar 
la martensita mediante su transformación en una estructura de partículas de carburo de hierro en 
una matriz de ferrita. 
 
 
 
 
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Figura 45 – Diagrama sistemático ilustrando el enfriamiento normal y el proceso de revenido de los 
aceros no aleados. 
 
7.4.2 - Cambios microestructurales en la martensita bajo revenido: La martensita es una 
estructura metaestable y se descompone bajo recalentamiento. En la martensita (en cintas) de 
aceros ordinarios de bajo contenido de carbono existe una alta densidad de dislocaciones, y estas 
dislocaciones dan lugar a estados de menor energía para los átomos de carbono que sus 
posiciones intersticiales normales. Así, cuando los aceros martensíticos de bajo contenido de 
carbono son revenidos en el rango de 20 a 200 °C, los átomos de carbono se segregan hacia esos 
lugares de menor energía. 
 
Para aceros martensíticos con más del 0,2 % de carbono, el principal modo de redistribución del 
carbono hasta temperaturas de revenido por debajo de 200 °C es por precipitación de 
agrupamiento. En este rango de temperaturas se forma un precipitado de tamaño muy pequeño 
llamado carburo epsilon (). El carburo que se forma cuando los aceros martensíticos son 
templados entre 200 y 700 °C es cementita, Fe3C. Cuando los aceros son revenidos entre 200 y 
300 °C, el precipitado adopta forma de varillas (figura 46). A más altas temperaturas de 
revenido, de 400 a 700 °C, los carburos en forma de varilla coalescen a partículas en forma 
esferoidal. La martensita revenida que muestra la cementita coalescida en el microscopio óptica, 
recibe el nombre de esferoidita (figura 47). 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 46 – Precipitación de Fe3C en martensita Fe–0,39 % de C 
 revenida 1 hora a 300 °C. 
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7.4.3 - Efecto de la temperatura de revenido en la dureza de aceros: La figura 48 muestra el 
efecto del aumento de la temperatura de revenido en la dureza de varios aceros martensíticos. 
Por encima de los 200 °C aproximadamente, la dureza disminuye gradualmente al aumentar la 
temperatura hasta 700 °C. Esta disminución gradual en la dureza de la martensita con el 
aumento de la temperatura se debe, principalmente, a la difusión de los átomos de carbono desde 
los lugares intersticiales de la red (donde se encuentran sometidos a tensión) para formar 
precipitados de carburo de hierro en una segunda fase. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 47 – Esferoidita en un acero hipereutectoide de 1,1 % de C (ampliación x 1000). 
 
7.4.4 - Marrevenido (martemplado): El marrevenido o martemplado es una modificación del 
proceso de enfriamiento usado para disminuir la distorsión y fisuración de los aceros que se 
puede desarrollar durante un enfriamiento no uniforme del material tratado en caliente. El 
proceso de marrevenido consta de: (1) austenización del acero; (2) templado en aceite caliente o 
sal fundida hasta una temperatura justo ligeramente por encima (o ligeramente inferior) a la 
temperatura MS; (3) Mantenimiento del acero en el medio de templado hasta que la temperatura 
sea uniforme y parando este tratamiento isotérmico antes de que empiece la transformación de 
austenita a bainita; y (4) enfriando a una velocidad moderada hasta la temperatura ambiente 
para impedirgrandes diferencias de temperatura. El acero es revenido de nuevo por el 
tratamiento térmico convencional. La figura 49 muestra un camino de enfriamiento para el 
proceso de martempering. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 48 – Dureza de martensitas hierro – carbono (0,35 a 1,2 % de C) sometidas a proceso de 
revenido durante 1 hora a las temperaturas indicadas. 
 
La estructura del acero marrevenido es la martensita y la del acero marrevenido (martemplado) 
que posteriormente es revenido de nuevo es la martensita revenida. 
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Figura 49 – Curva de enfriamiento para marrevenido (martemplado) superpuesta sobre un diagrama TI 
de acero eutectoide. La interrupción del enfriamiento reduce las tensiones desarrolladas en el metal 
durante el enfriamiento. 
 
7.4.5 - Ausrevenido: El ausrevenido (muchas veces también conocido como austempering) es 
un tratamiento térmico tipo isotérmico que produce una estructura bainita en algunos aceros. El 
proceso suministra un procedimiento alternativo de templado y revenido para aumentar la 
tenacidad y ductilidad de algunos aceros. En el proceso de ausrevenido el acero es austenizado, 
luego enfriado en un baño de sal fundida hasta una temperatura justo por encima de la 
temperatura MS del acero, después mantenido isotérmicamente para permitir la transformación 
total de la austenita a bainita y después enfriado a temperatura ambiente en el aire (figura 50). 
La estructura final de un acero eutectoide ausrevenido es la bainita. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 50 – Curva de enfriamiento por revenido de un acero eutectoide. La estructura resultante por este 
tratamiento es bainita. Una ventaja de este tratamiento térmico en caliente es que el revenido es 
innecesario. 
 
Las ventajas del ausrevenido son: (1) mejor ductilidad y resistencia al impacto de ciertos aceros 
sobre aquellos valores obtenidos por templado convencional y revenido, y (2) disminución de la 
distorsión del material templado. Las desventajas del austempering sobre el enfriamiento y 
revenido son: (1) la necesidad de un baño especial de sal fundida, y (2) el proceso puede usarse 
sólo para un número limitado de aceros. 
 
ENZO CORTE
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ENZO CORTE
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ENZO CORTE
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8 - CLASIFICACIÓN Y PROPIEDADES MECÁNICAS TÍPICAS DE LOS 
ACEROS AL CARBONO: 
 
 Los aceros al carbono reciben su designación de acuerdo con un código AISI - SAE de 
cuatro cifras o dígitos. Los primeros dos dígitos son 10 e indican que se trata de un acero de 
carbono ordinario. Los dos últimos dígitos indican el contenido de carbono nominal del acero en 
centésimas de tanto %. Todos los aceros de carbono ordinario contienen manganeso, como un 
elemento de aleación para aumentar la resistencia. El contenido de manganeso de la mayoría de 
los aceros de carbono ordinario varía entre 0,30 a 0,95 %. Los aceros de carbono ordinario 
también contienen impurezas de azufre, fósforo, silicio y otros elementos. 
 
Los aceros de carbono ordinario bajos en carbono tienen relativamente baja resistencia y alta 
ductilidad. A medida que el contenido de carbono de los aceros de carbono ordinario aumenta, 
los aceros se hacen más resistentes pero menos dúctiles. 
 
9 - ACEROS DE BAJA ALEACIÓN: 
 
 Los aceros de bajo carbono se pueden utilizar con éxito si la resistencia y otros 
requerimientos mecánicos no son demasiado severos. Estos aceros tienen un costo relativamente 
bajo, pero tienen las siguientes limitaciones: 
 
1. Estos aceros no pueden ser reforzados más allá de 100.000 psi (690 MPa) sin que se 
produzca una sustancial pérdida de ductilidad y resistencia a impactos. 
 
2. Cuando se fabrican productos de gran sección y poco espesor, con este tipo de aceros, no 
se puede asegurar que la estructura martensítica alcance a todas partes. Es decir, no son 
totalmente templables. 
 
3. Tienen poca resistencia a la corrosión y oxidación. 
 
4. Los aceros de contenido medio de carbono deben ser enfriados rápidamente para obtener 
una estructura totalmente martensítica. Esto puede llevar a posibles distorsiones y roturas 
de la parte tratada con calor. 
 
5. Tienen poca resistencia al impacto a bajas temperaturas. 
 
Para superar estas deficiencias de los aceros de carbono ordinario, se han desarrollado aceros de 
aleación que contienen elementos que mejoran sus propiedades. Los aceros de aleación 
generalmente cuestan más que los aceros ordinarios, pero para muchas aplicaciones son los 
únicos materiales que pueden ser utilizados con seguridad frente a los requerimientos de 
ingeniería. Los principales elementos de aleación para hacer este tipo de aceros son: manganeso, 
níquel, cromo, molibdeno y wolframio. Otros elementos que a veces se añaden son: vanadio, 
cobalto, boro, cobre, aluminio, plomo, titanio y niobio. 
 
9.1 - CLASIFICACIÓN DE LOS ACEROS DE ALEACIÓN: 
 Estos aceros pueden contener hasta un 50 % de elementos de aleación, y todavía ser 
considerados aceros de aleación. Se consideran aceros de aleación aquellos aceros de baja 
aleación a aquellos aceros con contenidos desde un 1 a un 4 % de elementos aleantes. Los aceros 
de aleación normalmente se designan con el sistema AISI-SAE. Los dos primeros dígitos indican 
el principal elemento o grupo de elementos de aleación, y los últimos dígitos indican las 
centésimas del tanto % de carbono en el acero, tal como se indica en la tabla siguiente. 
 
ENZO CORTE
Resaltar
ENZO CORTE
Resaltar
ENZO CORTE
Resaltar
ENZO CORTE
Resaltar
ENZO CORTE
Resaltar
ENZO CORTE
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ENZO CORTE
Resaltar
ENZO CORTE
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ENZO CORTE
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ENZO CORTE
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ENZO CORTE
Resaltar
ENZO CORTE
Resaltar
ENZO CORTE
Resaltar
ENZO CORTE
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PRINCIPALES TIPOS DE ACERO DE ALEACION ESTÁNDAR 
 
13XX Manganeso 1,75 
40XX Molibdeno 0,20 ó 0,25 ó molibdeno 0,25 y azufre 0,042 
41XX Cromo 0,50 - 0,80 ó 0,95 ; molibdeno 0,12 - 0,20 ó 0,30 
43XX Níquel 1,83 ; cromo 0,50 ó 0,80; molibdeno 0,25 
44XX Molibdeno 0,53 
46XX Níquel 0,85 ó 1,83; molibdeno 0,20 ó 0,25 
47XX Níquel 1,05; cromo 0,45; molibdeno 0,20 ó 0,35 
48XX Níquel 3,50; molibdeno 0,25 
50XX Cromo 0,40 
51XX Cromo 0,80 - 0,88 - 0,93 - 0,95 ó 1,00 
51XXX Cromo 1,03 
52XXX Cromo 1,45 
61XX Cromo 0,60 ó 0,95; vanadio 0,13 ó min 0,15 
86XX Níquel 0,55; cromo 0,50; molibdeno 0,20 
87XX Níquel 0,55; cromo 0,50; molibdeno 0,25 
88XX Níquel 0,55; cromo 0,50; molibdeno 0,35 
92XX Silicio 2,00; ó silicio 1,40 y cromo 0,70 
50BXX* Cromo 0,28 ó 0,50 
51BXX* Cromo 0,80 
81BXX* Níquel 0,30; cromo 0,45; molibdeno 0,12 
94BXX* Níquel 0,45; cromo 0,40; molibdeno 0,12 
 * B indica acero al boro 
 
9.2 - DISTRIBUCIÓN DE LOS ELEMENTOS ALEANTES EN LOS ACEROS DE 
ALEACIÓN: 
 El modo en que los elementos se distribuyen en los aceros de carbono depende 
básicamente de la tendencia a formar carburo u otros compuestos por parte de cada elemento. 
 
El níquel se disuelve en la ferrita  del acero, ya que tiene menos tendencia a formar carburos 
que el hierro. El silicio se combina con una cantidad limitada con el oxígeno presente en el acero 
para formar inclusiones no metálicas, pero por otra parte se disuelve en la ferrita. 
 
La mayor parte del manganeso añadido al acero de carbono se disuelve en la ferrita. Algo del 
manganeso, sin embargo, formará carburos, pero normalmente entrará en la cementita como 
(Fe, Mn)3C. 
 
El cromo, que tiene una tendencia más fuerte que el hierro a formar carburos, se reparte entre las 
fases de carburo y ferrita. La distribución del cromo depende de la cantidad de carbono presente 
y si de otros elementos con más tendencia a formar carburos, como el titanio y el niobio, están 
ausentes. 
 
El wolframio y el molibdeno se combinan con el carbono