Capítulo 13: Tratamientos térmicos superficiales Endurecimiento por

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Capítulo 13: Tratamientos térmicos superficiales
Capítulo 13: Tratamientos térmicos superficiales
El endurecimiento superficial se utiliza para ampliar la versatilidad en ciertos aceros
mediante la combinación de propiedades no obtenibles de otras maneras. Para muchas
aplicaciones, el desgaste o las tensiones más severas actúan sólo sobre la superficie de la pieza.
Por lo tanto, la pieza puede fabricarse con un acero de bajo o medio carbono y endurecer la
superficie por un tratamiento térmico final después de que todos los otros procesos se
completaron. El endurecimiento superficial también reduce la distorsión y elimina la
fisuración que puede generarse durante el endurecimiento especialmente en piezas grandes.
También es posible el endurecimiento localizado de determinadas áreas mediante algunas
técnicas de endurecimiento superficial. Este capítulo describe los dos tratamientos de
endurecimiento superficial principales. Uno es sin cambio en la composición y consiste en un
endurecimiento superficial con calentamiento por inducción o flameado. El otro cambia la
composición e incluye técnicas tales como cementación, nitruración y carbonitruración.
Endurecimiento por flameado
El endurecimiento por flameado consiste en austenizar la superficie del acero por un
calentamiento con una llama de oxiacetileno u oxihidrógeno e inmediatamente templar en
agua. Resulta en una capa superficial dura de martensita sobre un interior blando con una
estructura de ferrita-perlita. No hay cambio en la composición y, por lo tanto, el acero tratado
de esta manera deberá tener un contenido adecuado de carbono para obtener la dureza
deseada en la superficie. La velocidad de calentamiento y la conducción de calor hacia el
interior son más importantes en la determinación de la profundidad del tratamiento más que
la templabilidad del acero. La Fig. 13.1 muestra los gradientes de dureza producidos por varias
velocidades de avance de la llama a través de un acero 1050 forjable. Una baja velocidad de
avance da mayor penetración del calor y mayor profundidad de endurecimiento.
Se desarrollaron numerosos métodos de endurecimiento por llama. El endurecimiento
localizado puede realizarse posicionando la llama sobre el área deseada de la pieza estacionaria.
Para barras largas se usan métodos progresivos donde la torcha viaja sobre la pieza a tratar o
la pieza viaja bajo la torcha estacionaria. Para barras pequeñas se utiliza el método de rotación
de la pieza y torcha estacionaria. En éste se realiza el calentamiento, luego se extingue la llama
y finalmente la pieza se templa con un spray de agua o por la introducción de ésta en un
tanque de agua. En todos los casos las piezas templadas son luego revenidas para mejorar la
tenacidad y aliviar las tensiones producidas por el endurecimiento superficial.
Calentamiento por inducción
El calentamiento por inducción es un método extremadamente versátil para el
endurecimiento de los aceros. Mediante éste se puede realizar endurecimiento superficial
uniforme, endurecimiento superficial localizado, endurecimiento continuo y revenido de las
piezas. El calentamiento se realiza con la colocación de la pieza en un campo magnético
generado por el pasaje de una corriente alterna de alta frecuencia a través de un inductor,
usualmente una bobina de cobre enfriada por agua. El campo magnético alterno establecido
dentro de la bobina induce una corriente (I) dentro del acero. La corriente inducida genera un
calentamiento (H) de acuerdo con la siguiente relación H= I2.R, donde R es la resistencia
eléctrica. El acero consiste principalmente en ferrita o Fe bcc, la cual es ferromagnética hasta
la temperatura de Curie (768ºC), el rápido cambio en la dirección de los dominios de
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magnetización en el acero dentro del campo de la bobina genera también un considerable
calentamiento. Cuando el acero transforma a austenita, la cual no es magnética, esta
contribución al calentamiento por inducción comienza a ser despreciable. Puede establecerse
una amplia variedad de modelos de calentamiento por inducción dependiendo de la forma de
la bobina, del número de espiras de la bobina, de la frecuencia de operación y de la intensidad
de corriente alterna suministrada. La Fig. 13.2 muestra ejemplos de modelos de calentamiento
producidos por varios tipos de bobinas.
La profundidad del calentamiento generado por inducción está relacionada con la
frecuencia de la corriente alterna. A mayores frecuencias menor profundidad de
calentamiento. Por lo tanto, para casos de endurecimiento profundos es necesario el uso de
bajas frecuencias.
Figura 13. 1- Efecto de la velocidad de avance de la llama en la penetración de un acero 1505 forjable.
Como en el endurecimiento por llama, el calentamiento por inducción no cambia la
composición del acero y, por lo tanto, un acero seleccionado para endurecimiento por
inducción debe tener suficiente contenido de carbono y aleantes para obtener la distribución
deseada de dureza superficial. Generalmente, se seleccionan aceros con medio y alto carbono
debido a que la alta resistencia mecánica y dureza superficial que se alcanza mejora
considerablemente la resistencia a la fatiga y al desgaste. El endurecimiento por inducción
introduce tensiones residuales de compresión en la superficie endurecida de la pieza. Por lo
tanto, la resistencia a la fatiga de las piezas endurecidas por inducción puede ser mayor que en
aquellas piezas templadas dado que éstas desarrollan tensiones de tracción en la superficie
durante el temple que sólo pueden ser parcialmente liberadas durante el revenido. Sin
embargo, cuanto mayor es la penetración del endurecimiento mediante el calentamiento por
inducción, más se aproxima el estado de tensión de la superficie al de una pieza templada.
La duración del ciclo de calentamiento para el endurecimiento superficial por
inducción de alta frecuencia es extremadamente corta, frecuentemente de unos pocos
segundos. Como resultado, el tiempo para la formación de la austenita es limitado y se
compensa por el aumento de la temperatura de austenizado. La Fig. 13.3 muestra como la
velocidad de calentamiento y la microestructura afecta a la temperatura Ac3 en un acero 1042.
La alta velocidad de calentamiento por inducción aumenta Ac3. Las microestructuras con
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carburos gruesos, tal como en un acero 1042 en la condición de recocido o aceros con
microestructuras esferoidizadas gruesas o carburos aleados, requieren temperaturas más altas
para solubilizar los carburos que los aceros con microestructuras más finas. Las temperaturas
de austenizado demasiado altas, sin embargo, pueden resultar en el crecimiento del grano
austenítico. Una consecuencia interesante del corto tiempo de austenizado para el
endurecimiento superficial por inducción es el desarrollo de valores de durezas por encima de
las normalmente esperadas para la martensita templada. Esta mayor dureza es a veces llamada
superdureza (ver Fig. 13.4) y puede ser el resultado de la martensita formada en un grano muy
fino de austenita imperfecta producida por el corto tiempo del tratamiento de austenizado
usado en el endurecimiento superficial por inducción.
Figura 13. 2- Diagramas esquemáticos del campo magnético y de corrientes inducidas producidas por distintos
tipos de bobinas.
Cementación: Principio del proceso
La cementación es un tratamiento térmico por el cual el contenido de carbono de la
superficie en una pieza de acero con bajo carbono aumenta debido a la exposición a una
atmósfera apropiada a una temperatura dentro del campo de fase austenítico. El
endurecimiento se obtiene cuando la pieza se templa y la capa superficial de alto carbono
forma martensita. El diagrama Fe-C (ver capítulo 1) muestra que la máxima solubilidad del
carbono en la austenita está en el rango entre 0.8% en la temperatura eutectoide y alrededor
de 2% en la temperatura eutéctica. Aunque los elementos aleantes reducen la solubilidad del
carbono, cantidades más que suficientes de éste pueden introducirse dentro de la austenita en
un acero al carbono sin alear o aleado por cementación para producir martensita de máxima
dureza después del temple. Pueden desarrollarse algunos inconvenientes, tales como la
formación de carburos, de martensita frágil y austenita retenida, si el contenido de carbono es
demasiado alto. Por estas razones el contenido máximo de carbono en aceros cementados se
controla generalmente entre 0.8 y 1%. La cementación se realiza frecuentemente entre 850 y
950ºC pero a veces se utilizan mayores temperaturas para reducir el tiempo y/o producir
capas de alto contenido de carbono de mayor profundidad.
La introducción del carbono en la austenita durante la cementación está influenciada
por dos procesos importantes. Uno es la reacción que causa que el carbono sea absorbido en
la superficie del acero. El otro es la velocidad a la cual el carbono puede difundir desde la
superficie al interior del acero. El carbono se introduce por el uso de atmósferas gaseosas
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(cementación gaseosa), baño de sales (cementación líquida) y compuestos sólidos
(cementación en caja). Todos estos métodos tienen ventajas y desventajas, pero la
cementación gaseosa es la más frecuentemente usada para la producción en gran escala
porque ésta puede controlarse fácilmente con mano de obra de mínima especialización.
Figura 13. 3- Cambios en la temperatura Ac3 en un acero 1042 en función de la microestructura y velocidad de
calentamiento.
Figura 13. 4- Superdureza producida por endurecimiento por inducción comparada con la producida por
endurecimiento convencional en horno (curva sólida inferior).
El carbono se introduce en la superficie del acero mediante una reacción gas-metal
entre los componentes de una atmósfera gaseosa y la solución sólida austenita. Según Harvey,
una de las reacciones más importantes de cementación es:
CO2 ( g )  C  2CO( g )
(Ec. 13.1)
donde C es el carbono introducido en la austenita. En el equilibrio, la relación entre CO2 y
CO tiene un cierto potencial de carbono o mantiene un cierto nivel de carbono en la
austenita. A cualquier temperatura, la relación entre los componentes gaseosos y el carbono
en solución de la austenita está dada por la constante de equilibrio K, la cual, para la reacción
13.1 se puede escribir como:
K
2
PCO
aC PCO2
(Ec.13.2)
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donde PCO y PCO2 son las presiones parciales de CO y CO2, respectivamente y aC es la actividad
del carbono. La actividad del carbono está relacionada con el porcentaje en peso de carbono
en la austenita por el coeficiente de actividad del carbono (fC) de acuerdo con la siguiente
ecuación:
aC  f C % peso C 
(Ec. 13.3)
K es función de la temperatura y para la reacción representada en la ecuación 13.1 es:
log K 
8918
 9 ,1148
T
(Ec. 13.4)
donde T es la temperatura absoluta en grados Kelvin. Las presiones parciales de CO y CO2
requeridas para mantener un dado contenido de carbono en la austenita superficial están
determinadas por una combinación de las ecuaciones 13.2 y 13.3, como sigue:
%enpesoC 
1 PCO2
PCO2
Kfc
(Ec. 13.5)
Si el contenido de CO en la atmósfera excede la presión parcial requerida para
mantener un dado contenido de carbono, la reacción de la ecuación 13.1 irá hacia la izquierda
y ocurrirá la cementación hasta que un nuevo equilibrio se alcance. Este es el caso de la
cementación comercial donde el contenido de carbono de un acero de bajo carbono se lleva a
un valor más alto. Por otro lado, si la presión parcial de CO2 es demasiado alta en relación
con el contenido de CO, la reacción de la ecuación 13.1 irá hacia la derecha y ocurrirá
descarburación. Esta última condición se introduce a veces a propósito en la práctica
comercial si el proceso inicial de cementación produjo un contenido de carbono demasiado
alto, por ejemplo 1.2% C, y es deseable reducir el nivel de contenido de carbono en la
superficie a 0.9%. Esta etapa en el ciclo de cementación se llama "etapa de difusión" puesto
que mucho del carbono en la austenita adyacente a la superficie difunde hacia el interior de la
pieza y produce un caso de difusión profunda. La ecuación 13.5 requiere del conocimiento del
coeficiente de actividad, el cual varía en función de la temperatura y de la composición de la
austenita. Harvey tabuló relaciones para los coeficientes de actividad en sistemas ternarios FeX-C donde X puede ser Ni, Si, Mn, Cr, Mo o V. También presentó un sistema para evaluar el
coeficiente de actividad y el potencial de cementación para aceros con más de tres
componentes.
La discusión anterior describe los conceptos básicos del equilibrio gaseoso y la
cementación. En la práctica convencional de cementación gaseosa, las atmósferas carburantes
se producen por la combustión de gas natural u otro hidrocarburo en generadores de gas
exotérmico o endotérmico que contienen CO, CO2, CH4, H2, H2O y N2. Por lo tanto, hay
muchas otras reacciones que pueden ocurrir además de la presentada en 13.1, incluyendo las
siguientes:
CH 4  C  2H 2
CO  H 2 O  CO 2  H 2
(Ec. 13.6)
(Ec. 13.7)
Muchas de las tecnologías actuales de cementación gaseosa están basadas en las
relaciones determinadas por Harris para las ecuaciones 13.1, 13.6, y 13.7 de acuerdo con el
enfoque arriba descrito y asumiendo que la actividad del carbono en la austenita saturada
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(austenita con contenido de carbono dado por Acm a una dada temperatura) es uno. Para
austenita con menor concentración de carbono que la de saturación, se asume que la actividad
es proporcional al grado de saturación. Por ejemplo, si el contenido de carbono de saturación
de la austenita es 1.33%, se necesita conocer las presiones parciales de CO y CO2 que
mantendrán el 1% C en la austenita, la actividad será igual a 1.00/1.33=0.75. La suposición
parece ser válida para aceros sin alear o de bajo contenido de Ni y dentro del 10% para aceros
de mayor aleación. En la literatura se pueden encontrar curvas basadas en el enfoque de
Harris relacionadas a los contenidos de CO y CO2 requeridos para mantener distintos
contenidos de carbono a distintas temperaturas de cementación. La Fig. 13.5 muestra tales
curvas para 975ºC. Como se muestra, se requieren mayores contenidos de CO que de CO2
para la cementación, especialmente para altos contenidos de carbono en la superficie.
Figura 13. 5- Porcentajes de equilibrio de monóxido de carbono y dióxido de carbono requeridos para
mantener varias concentraciones de carbono a 975ºC en aceros al carbono y ciertos aceros de baja aleación.
La ecuación 13.7 da el equilibrio entre CO, CO2, H2O y H2 y se usa para el control y
determinación del potencial de carbono en la atmósfera de cementación. Para este último
propósito, se usan frecuentemente medidas del contenido de H2O o CO2. El CO2 se mide
por análisis infrarrojo. Para determinar el contenido de H2O en la atmósfera se usa el punto
de rocío que se define como la temperatura, a una dada presión, a la cual la mezcla de gas
precipitará su contenido de humedad. Más recientemente, el potencial de C se determina por
medidas de la presión parcial de O2. Una vez que se conoce el contenido del O2, los
contenidos de CO y CO2 pueden determinarse por la siguiente reacción de equilibrio:
CO  1 2 O2  CO 2
(Ec. 13.8)
Después de que se establece un dado potencial de C, la profundidad de penetración
en un dado tratamiento de cementación se determina por la difusión del C dependiente del
tiempo desde la superficie al interior de la pieza. La Fig. 13.6 muestra los perfiles de C
calculados para una aleación Fe-C a 925ºC para tiempos entre 2 y 16 h de cementación, y la
Fig. 13.7 muestra el efecto de la temperatura sobre la cementación en una aleación Fe-C
cuando el tiempo se mantiene constante en 8 h. Estas figuras demuestran la importancia del
tiempo y la temperatura sobre la profundidad producida por la cementación.
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Las curvas de las Fig. 13.6 y 13.7 fueron calculadas por medio de la solución de VanOstrand-Dewey de la ecuación de difusión:
Cc  Cs
X

 erf 
Dt 
(Ec. 13.9)
Co  Cs
2

donde Cs es la concentración superficial del carbono mantenido por el potencial de carbono
en la atmósfera; C0 es el nivel inicial de carbono en la aleación Fe-C previo a la cementación;
D es el coeficiente de difusión del carbono en la austenita; Cc es la concentración de carbono
en función de la distancia desde la superficie; t es el tiempo luego del comienzo de la
cementación. Se asumió que el coeficiente de difusión es independiente de la composición y
tiene un valor promedio Dcγ= 0.12 exp(-32000/RT) [cm2/s]. El coeficiente de difusión en
realidad varía con la concentración de carbono de la austenita.
La ecuación 13.9 muestra los principios básicos de la difusión involucrados en la
cementación y es muy idealizada con respecto a la práctica comercial. En particular, el
coeficiente de difusión en los aceros varía no sólo con el porcentaje de carbono sino también
con el contenido de aleantes, una situación para la cual Goldstein y Moren desarrollaron
modelos matemáticos los cuales incorporan el efecto de otros elementos aleantes sobre el
proceso de difusión. Aparte de esta reciente aproximación, las ecuaciones basadas sobre
análisis empíricos de la ecuación 13.6 por Harris probaron ser adecuadas para aceros sin alear
y aleados. A cualquier temperatura, la ecuación 13.9 se reduce a:
X  profundidad   K t
(Ec. 13.10)
donde K es función de la temperatura e incluye la dependencia del coeficiente de difusión con
la temperatura. La Tabla 13.1 lista valores de profundidad del recubrimiento a varios tiempos
para tres temperaturas comúnmente usadas en cementación.
Figura 13. 6- Concentración de carbono en una aleación Fe-C en función de la distancia calculada para varios
tiempos de cementación a 925ºC asumiendo que el coeficiente de difusión es independiente de la composición.
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Figura 13. 7- Concentración de carbono en una aleación Fe-C en función de la distancia calculada para varias
temperaturas para 8 h de cementación asumiendo que el coeficiente de difusión es independiente de la
composición.
Tabla 13. 1- Profundidad del recubrimiento calculada por la ecuación de Harris.
Cementación: Propiedades y estructura
El objetivo de la cementación es obtener una cubierta de acero martensítico de alto
carbono con buena resistencia al desgaste y a la fatiga superpuesto sobre un centro de acero
de bajo carbono con buena tenacidad. Los aceros para cementación usualmente tienen un
contenido de carbono alrededor de 0.2%. Por lo tanto, si la templabilidad es baja como en el
caso de los aceros sin alear, la microestructura del centro consistirá de ferrita y perlita de
relativa baja resistencia mecánica. Sin embargo, en muchos casos se requiere alta resistencia
mecánica en el centro como en aplicaciones en trabajos pesados. En resumen, se requiere
resistencia mecánica en el centro cuando los gradientes de tensión entre la superficie y el
interior de la pieza en servicio son suficientemente altos como para causar el inicio de
fisuración debajo de la capa dura en un centro no endurecido. Por esta razón, se utilizan
ampliamente los aceros aleados con buena templabilidad que forman martensita en el centro
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de la pieza cementada. La Tabla 13.2, tomada de un estudio de resistencia a la fractura de
aceros cementados, muestra la composición y las templabilidades en DI de los aceros aleados
más comúnmente usados para cementación. Los aceros de grado EX son aceros aún no
designados en la norma SAE. En el caso de los grados de cementación, estos aceros fueron
desarrollados para tener diferentes rangos de templabilidad de los grados estándar (como se
muestra en la Tabla 13.2) por medio del ajuste de los contenidos de aleantes.
Dependiendo de la templabilidad, esto es, de la composición de un acero de
cementación, del tamaño de la muestra y de la severidad de temple, pueden asociarse
gradientes de dureza completamente diferentes con un dado gradiente de carbono. Se
asociará la máxima dureza a un dado nivel de carbono con una microestructura
completamente martensítica, pero pueden también formarse bainita y otras microestructura
de menor dureza si el enfriamiento no es suficiente para formar martensita. Wyss desarrolló
un esquema para el cálculo del gradiente de dureza a partir de los gradientes de carbono. La
primera etapa es calcular las curvas de Jominy para una dada composición de aleantes a varios
contenidos de carbono. Luego se obtiene una distancia equivalente desde el borde templado
de la probeta Jominy para un dado diámetro de barra y severidad de temple de acuerdo con el
método de Grossmann. La distancia equivalente, esto es, una velocidad de enfriamiento
efectiva, se usa luego para obtener los valores de dureza en función del contenido de carbono
desde varias curvas Jominy. Entonces puede representarse la dureza en función de la distancia
si se conoce o se calcula el contenido de carbono en función de la distancia desde la superficie
cementada.
Tabla 13. 2- Composición, tamaño de grano y templabilidades de algunos aceros para cementado.
Una vez que se establecen la concentración de carbono en la superficie y la
profundidad mediante el control de los parámetros del proceso, el acero cementado se templa
para formar martensita y posteriormente se reviene. La pieza puede ser endurecida
directamente después del cementado o puede ser enfriada y recalentada para refinar la
microestructura. La Fig. 13.8 muestra la microestructura de un acero EX 24 cementado a
1050ºC y enfriado a 845ºC previo al temple en aceite. Esta microestructura es típica de la que
se produce en un acero de grano fino por temple directo en casos de cementado conteniendo
1% C en la superficie. La martensita tiene una morfología en placa y puede estar presente
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Capítulo 13: Tratamientos térmicos superficiales
alrededor del 20-30% de austenita retenida. Menores contenidos de carbono en la cubierta
producirán una martensita fina tendiendo a la morfología en láminas y reducirá el contenido
de austenita retenida. La Fig. 13.9 muestra la microestructura de una cubierta producida en un
acero 8620 que fue recalentado a una temperatura inferior a Acm. La microestructura resulta
muy refinada por este tratamiento, tanto que la matriz de martensita y austenita retenida no
son resolubles por microscopía óptica. Las finas partículas blancas visibles son carburos
retenidos porque la cubierta no fue recalentada dentro del campo monofásico de la austenita.
Las Fig. 13.8 y 13.9 muestran microestructuras que son típicas de los resultados de una
buena práctica comercial. Sin embargo, algunos problemas debidos al procesado pueden
afectar adversamente la microestructura y las propiedades. Una característica común de la
cementación gaseosa convencional es la oxidación interna que se desarrolla a una profundidad
de alrededor de 0.025 mm desde la superficie cementada. La Fig. 13.10 muestra un ejemplo de
oxidación intergranular en una probeta de cementación gaseosa. Aunque en muchas
aplicaciones es tolerable la presencia de dicha oxidación intergranular, los óxidos afectan
adversamente la resistencia a la fatiga, especialmente cuando hay una disminución de los
elementos de aleación en la superficie debido a la formación de óxidos de aleantes por lo cual
se reduce la templabilidad de la superficie al punto tal que se forman microestructuras como
bainita o perlita en vez de martensita. La formación de microestructuras no martensíticas
disminuyen las tensiones de compresión en la superficie y aumentan la susceptibilidad al inicio
de fisuras por fatiga. Para aplicaciones críticas, se remueve la capa de óxido por esmerilado o
maquinado. Puesto que la oxidación es el resultado del contenido de oxígeno de los gases de
cementación, se usa el descenso en la presión parcial de oxígeno o la cementación en vacío
para reducir significativamente el contenido de oxígeno en la atmósfera de cementación y
eliminar la oxidación superficial. Un estudio sistemático de la oxidación interna durante la
cementación muestra que ciertos elementos tales como Cr, Mn, Si y Ti aumentan la oxidación
y que la eliminación del Si de los aceros de cementación tiende a eliminar la oxidación de la
superficie.
La oxidación superficial producida por la cementación gaseosa no sólo introduce
partículas duras de óxidos sino que también pueden disminuir significativamente la
templabilidad superficial de los aceros para cementación. Muchos factores microestructurales
poseen influencia en la fatiga de los aceros para cementación, en especial el tamaño de grano
austenítico, pero para un tamaño de grano constante, las partículas de óxido formadas
frecuentemente en los bordes de grano de la austenita, disminuyen la resistencia a la fatiga.
Como se mencionó anteriormente, un problema más severo asociado con la formación de
óxido es la reducción de la templabilidad de la cubierta cuando los elementos tales como
manganeso, cromo y silicio se incorporan en los óxidos. Un estudio de Dowling et al.
demuestra este efecto perjudicial de la oxidación superficial. Las Fig. 13.11 y 13.12 muestran el
efecto de la formación de productos no martensíticos debido a la oxidación en un acero para
cementación 8620 de relativamente baja templabilidad con 0.92% Mn, 0.50% Cr, 0.38% Ni y
0.16% Mo. Se observa una reducción severa en la respuesta a la fatiga y en las tensiones
residuales de compresión del acero 8620 en comparación con el acero cementado 4615 con
0.52% Mn, 0.12% Cr, 1.75% Ni y 0.54% Mo, una mezcla de elementos de aleación poco
sensibles a la oxidación.
Las Fig. 13.13 y 13.14 muestran el efecto perjudicial sobre la microestructura de la
superficie de un contenido de carbono demasiado alto. La alta concentración de carbono en
la superficie puede ser el resultado de un corto tiempo de difusión después de haber saturado
la austenita o de la geometría, donde el carbono tiene una buena superficie de acceso a una
porción del acero (especialmente muestras con ángulos agudos) pero la difusión hacia el
interior se restringe. La Fig. 13.13 muestra un alto contenido de austenita retenida en un acero
8620 y la Fig. 13.14 muestra carburos en los límites de grano que se formaron en un acero EX
24 al ser recalentado para su endurecimiento después de la cementación. El recalentamiento
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causó alguna aglomeración de carburos y, por lo tanto, reduce su efecto perjudicial sobre la
iniciación de fisuras por fatiga.
Figura 13. 8- Microestructura adyacente a la superficie de un acero EX 24 cementado a 1050ºC, enfriado a
845ºC y templado en aceite.
Figura 13. 9- Microestructura adyacente a la superficie de un acero 8620 cementado a 1050ºC, templado en
aceite desde 845ºC y recalentado a 845ºC.
Figura 13. 10- Ejemplo de oxidación intergranular de la superficie a lo largo de los bordes de grano auténticos
en un acero cementado.
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Figura 13. 11- Tensión versus ciclos a la falla para aceros 8620 y 4615 con cementación gaseosa.
Figura 13. 12- Perfiles de tensiones residuales para los aceros 8620 y 4615 con cementación gaseosa.
Figura 13. 13- Alto contenido de austenita en un acero 8620 cementado a 1050ºC y enfriado a 845ºC antes del
temple.
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Figura 13. 14- Red de cementita de una probeta del acero EX 24 cementado a 1050ºC, templado en aceite y
recalentado a 845ºC.
Otra característica microestructural que puede afectar adversamente las propiedades
de los aceros cementados son las microfisuras que se desarrollan en las microestructuras
martensíticas de alto contenido de carbono a causa del choque entre las placas. La Fig. 13.15
muestra ejemplos de microfisuras formadas en la cubierta en un acero 8620 de grano grueso.
La micrografía muestra un caso extremo de microfisuración. La microfisuración se reduce
cuando la martensita se forma en austenita de granos fino, cuando la morfología de la
martensita se aproxima a láminas a medida que el carbono se reduce por debajo del 1% y
como resultado del revenido.
La Fig. 13.16 muestra el resultado de un estudio del efecto de la morfología de la
martensita, incluyendo el efecto de la microfisuración, en la resistencia a la fatiga de un acero
8620 cementado de tamaño de grano grueso. Todas las probetas fueron pulidas químicamente
y, por lo tanto, se evita la influencia de la oxidación intergranular en la fractura por fatiga. Las
probetas directamente templadas desde la temperatura de cementación poseen la estructura
más gruesa y la mayor densidad de microfisuras, algunas de las cuales quedaron expuestas en
las superficies de las probetas por el pulido químico. La probeta recalentada una vez posee
una estructura de grano austenítico más fino y, por lo tanto, placas de martensita más finas y
una menor densidad de microfisuras. Debido a que el contenido de austenita retenida y los
perfiles de dureza en estas probetas fueron idénticos, la mejoría en la resistencia a la fatiga de
las probetas con un recalentamiento se atribuye al menor tamaño de las microfisuras y su
menor densidad en la estructura más fina. La mejor resistencia a la fatiga se observó en las
probetas con doble recalentamiento con una microestructura de la cubierta similar a la
mostrada en la Fig. 13.9. Los factores que probablemente contribuyeron a la alta resistencia a
la fatiga de las probetas con doble recalentamiento son la eliminación de las microfisuras
superficiales, la microestructura mucho más fina de la martensita y la mayor dureza y menor
contenido de austenita retenida.
El estudio de las probetas cementadas pulidas químicamente muestran que las
microfisuras, o posiblemente una característica microestructural asociada, como la
fragilización de los bordes de grano de la austenita, inician las fisuras por fatiga en probetas
templadas desde el campo austenítico. En las probetas recalentadas en el campo austenitacementita, las fisuras por fatiga se iniciaron un los hoyuelos de corrosión por picado
producidos durante el pulido químico. Un estudio del origen de la fractura por fatiga en un
acero cementado a 0.7% C muestra que las fisuras en las muestras electropulidas se inician
principalmente en los bordes de grano primarios austeníticos y a veces en partículas de
inclusiones. En las muestras comerciales cementadas que no están sujetas a ningún tipo de
pulido o tratamiento de remoción, las fisuras por fatiga se inician mayoritariamente en las
superficies intergranulares de los óxidos o de rugosidad. En aceros de grano fino o aceros
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Capítulo 13: Tratamientos térmicos superficiales
cementados a un nivel de carbono que lleva a martensita en láminas, no se espera que la
microfisuración sea la principal causa de la iniciación de las fisuras por fatiga.
Figura 13. 15- Microfisuras en la martensita de un acero 8620 cementado de grano grueso.
Figura 13. 16- Tensión máxima aplicada versus ciclos hasta la falla (curva S-N) para probetas de fatiga de
cuatro puntos de un acero 8620 con tres tratamientos distintos de cementación.
El estudio del acero de grano grueso 8620 cementado también revela varias
características de la fractura de aceros cementados. La Fig. 13.17 muestra los orígenes de
fracturas por fatiga en probetas cementadas con temple directo y con doble recalentamiento.
La fisura por fatiga de la probeta de temple directo (Fig. 13.17a) se inició en microfisuras o
por fragilización de los bordes de grano de la austenita primaria. La fisura por fatiga estable
fue bastante lisa (área dentro del semicírculo de rayas) pero por la sobrecarga y la rápida
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Capítulo 13: Tratamientos térmicos superficiales
propagación se volvió intergranular. En contraste, las porciones de fatiga y sobrecarga de la
superficie de fractura de la probeta con doble recalentamiento fueron transgranulares y
bastante lisas. La Fig. 13.18 muestra micrografías de mayor magnificación de microscopía
electrónica de la fractura por sobrecarga del temple directo y del doble recalentamiento. La
fractura intergranular (ver Fig. 13.18a) se observa frecuentemente en aceros cementados y
mediante análisis Auger se determina que está asociada con concentraciones de fósforo y
carbono mayores que las del interior del acero. La forma del pico Auger indica que el carbono
en el borde de grano está presente en forma de cementita y, por lo tanto, la fractura
intergranular es una manifestación de fragilización por temple. En los aceros cementados las
condiciones de fragilización intergranular están presentes en condiciones de temple y
revenido que normalmente se considerarían inmunes a la fractura intergranular en aceros de
medio carbono.
Además de la microestructura, las tensiones residuales desarrolladas durante el temple
de un acero cementado también afecta favorablemente la resistencia a la fatiga. Koistinen
primero explica que las tensiones de compresión superficiales formadas en los aceros
cementados se deben a gradientes en Ms asociados con los gradientes de carbono en las
probetas cementadas. En la superficie, Ms es mínima y a medida que el carbono disminuye
con la distancia dentro de la probeta, Ms aumenta. Por lo tanto, durante el temple la
temperatura primero disminuye por debajo de Ms en algún punto alejado de la superficie y se
forma la martensita en ese lugar. Posteriormente, en el ciclo de temple, la superficie con
menor Ms transforma a martensita y debido a que su expansión es retenida por la capa
subsuperficial ya transformada, queda en compresión. Ebert estudió extensamente el
desarrollo de las tensiones residuales en los aceros cementados y, en la Fig. 13.19 tomada de
su trabajo, compara las tensiones de compresión en la superficie de una probeta cementada
con las tensiones de tracción en la superficie desarrolladas en una probeta endurecida.
Cementado: fatiga y fractura
Esta sección describe observaciones adicionales concernientes a la fatiga y fractura por
flexión de aceros cementados y se aplica a microestructuras de éstos aceros comerciales de
buena calidad, como se muestran en las Fig. 13.8 y 13.9. Los dos principales tipos de fracturas
por fatiga descriptas en la sección anterior parecen ser bastante reproducibles. Uno (Fig.
13.17a) está asociado una resistencia a la fatiga baja a moderada, mientras que el otro (Fig.
13.17b) está asociado con una resistencia a la fatiga muy alta. Las microestructuras de las
cubiertas endurecidas de los aceros cementados son en realidad microestructuras compuestas
consistentes en austenita retenida y martensita revenida, y tanto la cantidad de la austenita
retenida como el refinamiento de la martensita poseen influencia significativa en la nucleación
y crecimiento de los dos tipos de fractura por fatiga.
El tipo de fractura por fatiga de baja tensión se forma típicamente bajo condiciones de
fatiga de bajo ciclo y alta deformación y se relaciona con altos contenidos de austenita
retenida y tamaños de granos de la austenita grandes, ambas características microestructurales
que favorecen la deformación plástica. La fisura por fatiga tiene su origen invariablemente en
los bordes de grano austeníticos. Esta fisura en el borde de grano se relaciona con la
fragilización de los bordes por la segregación de fósforo durante la austenización y la
formación de cementita durante el enfriamiento, y Zaccone mostró que se forma en el primer
ciclo de fatiga pero que es detenido por la transformación de la austenita retenida. La
formación de martensita inducida por deformación introduce tensiones de compresión
favorables y no sólo detiene la fractura en borde de grano sino que también disminuye la
velocidad de propagación de las fisuras por fatiga de bajo ciclo. Sin embargo, la fisura en el
borde de grano inicia una fisura de fatiga transgranular lisa (Fig. 13.17a) que crece hasta un
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Capítulo 13: Tratamientos térmicos superficiales
tamaño proporcional a la relativa baja tenacidad a la fractura de los aceros de alto carbono
endurecidos, 20 a 27 MP m . Cuando se alcanza el tamaño crítico de fisura se desarrolla una
fractura por sobrecarga, típicamente con una gran fracción de fractura intergranular, el modo
de fractura característico del estado microestructural propicio para la nucleación y crecimiento
de este modo de fisura por fatiga.
El tipo de fractura por fatiga de alta tensión se desarrolla sobre muchos ciclos de
tensión, típicamente en defectos de la superficie, inclusiones u óxidos, en contraste con el
inicio inmediato de la fisura en borde de grano en los primeros ciclos de carga. Entonces, las
condiciones microestructurales que resisten la deformación plástica y previenen la fisuración
en borde de grano – a saber, contenido bajo de austenita retenida y tamaño de grano fino
austenítico, que se traduce en finas mezclas de austenita retenida y martensita revenida –
previenen la nucleación de fisuras por fatiga (es decir, contribuyan a altos límites de fatiga) o
retrasan el inicio de las fisuras por fatiga a niveles de tensiones muy altos. Los roles que juegan
el tamaño de grano austenítico y la austenita retenida en la fatiga de alto ciclo fue claramente
demostrado por Pacheco. La Fig. 13.20 muestra los resultados de ensayos de fatiga de flexión
realizados en probetas cementadas con gas y plasma en un acero SAE 8719. Los altos límites
de fatiga se correlacionan con tamaños de grano austeníticos finos (Fig. 13.21) y contenidos
bajos de austenita retenida (Fig. 13.22). Los efectos de los dos parámetros microestructurales
en los límites de fatiga se muestran en la Fig. 13.23.
Figura 13. 17- Inicio de fisuras por fatiga de un acero 8620 de grano grueso cementado (a) directamente
templado desde la temperatura de cementación a 927ºC y (b) recalentado a 788ºC luego de la cementación.
Ambas probetas fueron revenidas a 145ºC. Micrografías electrónicas de barrido.
Figura 13. 18- Superficies de fractura por sobrecarga del recubrimiento en un acero 8620 cementado (a)
templado directamente luego del cementado a 927ºC y (b) recalentado a 788ºC. Ambas probetas fueron
revenidas a 145ºC. Micrografías electrónicas de barrido.
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Figura 13. 19-Tensiones residuales en función de la distancia a través del espesor de probetas de acero cromocarbono cementados y sin cementar.
Figura 13. 20- Tensión versus ciclos a fatiga por flexión en un acero 8719. Las probetas fueron cementadas con
gas o plasma y temple directo o recalentamiento después del cementado según indique.
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Figura 13. 21- Límites de fatiga en función del tamaño de grano austenítico en un acero 8719 cementado y
endurecido como se indica.
Nitrurado
El nitrurado es un tratamiento térmico superficial de endurecimiento que introduce
nitrógeno en la superficie del acero mientras éste se encuentra en la fase ferrítica. El nitrurado
se asemeja a la cementación en que se altera la composición superficial pero el nitrógeno se
agrega a la fase ferrita mientras en que la cementación a la austenita. El hecho de que el
nitrurado no involucre un calentamiento dentro del campo austenítico y el temple posterior
para formar martensita significa que puede realizarse con un mínimo de distorsión y excelente
control dimensional.
Los aceros para nitruración son generalmente aceros de medio carbono que contienen
fuertes formadores de nitruros tales como Cr, Al, V, Mo. El aluminio especialmente, que ya
fue tratado con respecto al control de tamaño de grano austenítico, es un fuerte formador de
nitruros y se usa en cantidades entre 0.85% y 1.5% en aceros para nitrurar. Previo al
nitrurado, los aceros son austenizados, templados y revenidos. El revenido se realiza entre 540
y 750 ºC, rango por encima del cual se realiza el nitrurado. El revenido por encima de la
temperatura de nitruración genera una estructura de la cubierta que será estable durante el
nitrurado.
La nitruración gaseosa se realiza con gas de amoníaco, el cual se disocia en la
superficie del acero de acuerdo con la siguiente reacción:
NH 3  N  3H
(Ec. 13.11)
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El nitrógeno atómico resultante se absorbe en la superficie del acero.
Figura 13. 22- Límites de fatiga en función de la austenita retenida en el acero 8719 cementado y endurecido
como se indica.
Figura 13. 23- Límites de fatiga en función del tamaño de grano austenítico y la austenita retenida en el acero
8719 cementado.
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Capítulo 13: Tratamientos térmicos superficiales
Dependiendo de la temperatura y concentración de N que difunde dentro de la ferrita
del hierro o de aceros al carbono, pueden formarse distintas fases. Una baja concentración de
N causa que α’’ Fe16N2, precipite desde la ferrita en forma de finos precipitados coherentes.
Una alta concentración de N produce γ’, o Fe4N, esta fase constituye una capa blanca y frágil
en los aceros nitrurados. A mayores contenidos de N se produce el nitruro ε, el cual
combinado con el carbono, es una fase tribológicamente deseable. Las Figs. 13.24 y 13.25
muestran respectivamente el diagrama Fe-N y la concentración de NH3 en una mezcla de
NH3-H2 la cual produce varias fases de nitruros. La nitruración de los aceros aleados produce
zonas de difusión de finos precipitados como se discutirá luego.
Figura 13. 24- Diagrama de fase hierro-nitrógeno.
Figura 13. 25- Concentración de amoníaco en mezclas de amoníaco-hidrógeno y rangos de temperatura para la
formación de varias fases Fe-N.
La nitruración puede ser de una o dos etapas. El proceso de una etapa se realiza a una
temperatura de 500 a 525ºC con un 15 a 30% de disociación del amoniaco, es decir, con una
atmósfera que contiene 70 a 85% de amoniaco, que es la fuente de nitrógeno. Este proceso
produce la fase γ’ frágil. El proceso de dos etapas minimiza el espesor de la capa blanca. La
primer etapa es similar a la descrita anteriormente, pero en la segunda etapa la disociación se
incrementa entre 65 a 85% de modo tal que se reduce el contenido de NH3 en la atmósfera
que suministra el N a la superficie de acuerdo con la reacción representada en la ecuación
13.11. Como resultado el nitruro de hierro no crece tan rápidamente y de hecho se disuelve a
medida que suministra nitrógeno al interior del acero. Los tiempos de nitrurado son bastante
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Capítulo 13: Tratamientos térmicos superficiales
largos, desde 10 a 130 h dependiendo de la aplicación siendo la penetración del recubrimiento
relativamente pequeña, usualmente menos de 0.5 mm.
La microestructura de un acero nitrurado se muestra en la Fig. 13.26. La capa blanca
es claramente visible. Debajo de ésta, se formaron finos nitruros de aleantes pero son tan
pequeños que no pueden resolverse con un microscopio óptico. A las temperaturas a las
cuales se realiza el nitrurado comercial se forman pequeñas aglomeraciones o zonas de
precipitados de elementos aleantes sustitucionales y del nitrógeno intersticial. Las zonas
sustitucional-intersticial permanecen bastante finas y no crecen fácilmente durante el
calentamiento debido a la lenta difusión de los átomos sustitucionales. A menores
temperaturas sólo se forman los nitruros de hierro mientras que a mayores temperaturas se
forman nitruros de elementos de aleación. Los recubrimientos nitrurados son más duros que
los obtenidos por cementación y son bastante estables en servicio hasta la temperatura del
proceso de nitruración. Por lo tanto, la nitruración produce excelente resistencia al desgaste
bajo condiciones de calentamiento producido por la fricción entre las partes en contacto.
Otro importante beneficio de la nitruración es la mejora en la resistencia a la fatiga.
Figura 13. 26- Capa blanca y zona de difusión en un acero nitrurado. El acero es Nitralloy 135 Modified
conteniendo 0.4% C, 1.6% Cr, 0.35% Mo y 1.13% Al. La microestructura base es martensita revenida con 30
HRC de dureza.
Carbonitruración
La carbonitruración es un tratamiento térmico de endurecimiento superficial que
introduce C y N en el acero en la fase austenítica. Este tratamiento es similar a la cementación
en que se cambia la composición de la austenita y aumenta la dureza superficial por temple
por la formación de martensita. La dureza superficial en la cabonitruración depende tanto de
la formación de nitruros como de la formación de martensita.
El proceso de carbonitruración utiliza una atmósfera que contiene amoníaco más un
gas rico en carbono o un hidrocarburo líquido vaporizado que es la fuente de carbono como
en el cementado. El amoníaco se disocia sobre la superficie del acero e introduce N atómico.
Dado que el nitrógeno inhibe la difusión del carbono más el hecho de que la carbonitruración
se realiza a temperaturas más bajas (700-900ºC) y tiempos más cortos que la cementación, da
como resultado un bajo espesor de capa (0.075 a 0.75 mm). A mayores temperaturas, la
descomposición del amoníaco es demasiado rápida limitando el suministro de nitrógeno. Las
temperaturas bajas del carbonitrurado no se usan frecuentemente a causa del peligro de
explosión y las estructuras frágiles formadas a bajas temperaturas. Sin embargo, se desarrolló
una variante de carbonitrurado a baja temperatura, llamada nitrocarburación austenítica. Este
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Capítulo 13: Tratamientos térmicos superficiales
proceso se realiza en un rango de temperatura entre 675-775ºC produciendo en la superficie
una capa de compuesto de carbonitruro ε. La Fig. 13.27 muestra el contenido de carbono y
nitrógeno a 700ºC que produce la fase ε tribológicamente deseable.
Figura 13. 27- Sección isotérmica de Fe-C-N a 700ºC.
El nitrógeno en los aceros carbonitrurados también mejora la templabilidad y hace
posible la formación de martensita en aceros sin alear o de baja aleación que inicialmente
tienen baja templabilidad. Los nitruros formados debido a la presencia de nitrógeno también
contribuyen al aumento de la dureza en el recubrimiento. El nitrógeno, al igual que el
carbono, disminuye Ms. Por lo tanto, una considerable cantidad de austenita puede quedar
retenida después del temple de una parte carbonitrurada. Si el contenido de austenita es tan
alto que reduce la dureza y la resistencia al desgaste, la misma puede controlarse por una
reducción del contenido de amoníaco en el gas de carbonitruración ya sea a lo largo de todo
el ciclo o durante la última porción del mismo. Otra consecuencia de contenido excesivo de
nitrógeno en el recubrimiento es la presencia de porosidad.
Nitrocarburación ferrítica
Otro tipo de endurecimiento superficial que involucra la introducción de carbono y
nitrógeno dentro del acero es la nitrocarburación ferrítica. En contraste con la
carbonitruración pero similarmente al proceso de nitruración, el carbono y el nitrógeno se
agregan a la fase ferrítica a una temperatura por debajo de Ac1. El efecto de este proceso es la
formación de una delgada capa monofásica del carbonitruro ε, un compuesto hexagonal
ternario de Fe-N-C, formado entre 450 y 590ºC.
La capa de carbonitruro ε tiene excelentes propiedades antidesgaste y antiagarre con
un mínimo de distorsión. Esta capa puede formarse en aceros baratos con microestructura de
ferrita y perlita, mejorando marcadamente su resistencia al desgaste y a la fatiga. La Fig. 13.28
muestra los perfiles de dureza de varios aceros sometidos a un tratamiento de
nitrocarburación ferrítica en fase gaseosa. Son evidentes la muy elevada dureza y la poca
penetración del recubrimiento producidas por el proceso en aceros aleados, aún en aceros sin
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alear el efecto es significativamente beneficioso. Algún aumento en la dureza del
recubrimiento se debe a la zona de difusión debajo de la capa del compuesto, especialmente
en los aceros con mayor contenido de aleantes con fuertes formadores de nitruros tal como el
Nitralloy N (1.0 a 1.3% Cr, 0.85 a 1.20% Al y 0.20 a 0.30% Mo). En esta zona de difusión, se
desarrollan nitruros o zonas de precipitados similares a aquellos que se forman como
resultado del nitrurado cuando el nitrógeno difunde al interior del acero desde la capa del
compuesto. Como regla general, la capa del compuesto da buenas propiedades tribológicas,
pero se necesita de una capa de difusión sustancial para una buena resistencia a la fatiga.
Somers y Mittemeijer documentaron la siguiente secuencia de crecimiento de capas en
la nitrocarburación de hierro a 570ºC en una atmósfera de 53.1 % vol. NH3, 43.9 % vol. H2 y
3% vol. CO. Comenzando desde la superficie se forman las siguientes capas: carbonitruro ε
(Fe2(N,C)1-x), cementita (θ o Fe3C) con alto grado de porosidad, carbonitruro ε con menor
contenido de carbono y finalmente carbonitruro γ’ (Fe4(N,C)1-x) pobre en carbono adyacente
al sustrato de hierro. Estas capas y los perfiles de concentración de carbono y nitrógeno
producidos por una nitrocarburación durante 15 h se muestran en la Fig. 13.29 y una
estructura en capas similar producida por nitrocarburación durante 24 h se muestra en la Fig.
13.30. Los trabajos de Somers y Mittemeijer muestran que la formación del compuesto
comienza con la nucleación de γ’ y el crecimiento de ε sobre la γ’. La formación de la
cementita se debe a poros producidos por la recombinación de átomos de nitrógeno disueltos
y carbono de los túneles de los poros.
Además de estos tratamientos de endurecimiento superficial “tradicionales”, pueden
encontrarse la descripción de métodos más nuevos que utilizan haces de alta energía, plasmas,
vacío y deposición de vapor en el Capítulo 22 de Steel: Procesing, structure and Performance,
Krauss G, ASM Inter, 2005.
Figura 13. 28- Perfiles de microdureza en varios tipos de aceros luego de la nitrocarburación ferrítica gaseosa.
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Capítulo 13: Tratamientos térmicos superficiales
Figura 13. 29- Capas de los compuestos (arriba) y perfiles de concentración (abajo) de una nitrocarburación
gaseosa de hierro a 570ºC por 15 h.
Figura 13. 30- Capas de compuestos en secuencia como en la Fig. 13.29 de hierro con nitrocarburación gaseosa
a 570ºC por 24 h.
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