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i

CENTRO DE INVESTIGACIÓN EN MATERIALES

AVANZADOS, S.C.

DEPARTAMENTO DE ESTUDIOS DE POSGRADO

CORROSIÓN ASISTIDA POR ESFUERZO EN ACEROS

SUPERMARTENSITICOS Y SUPERDUPLEX.

TESIS

QUE COMO REQUISITO P A R A OBTENER EL GRADO

DE MAESTRA EN CIENCIA DE MATERIALES

Presenta:

Rocío Janeth Limón Martínez

DIRECTOR DE TESIS: Adán Borunda Terrazas

CHIHUAHUA,CHIH. SEPTIEMBRE, 2013.

II

“Imagination will often carry us to worlds that never were.

But without it, we go nowhere”.

Carl Sagan

III

RESUMEN

La presente tesis se orientó a conocer la suceptibilidad a la Corrosión Asistida por

Esfuerzo (CAE) en aceros inoxidables superdúplex SAF2507 (UNS 32750), ZERON 100

(UNS32760) y supermartensítico UNS41425, en un soluciones como la glicerina, un medio

salino de NaCl al 3.5% y un medio alcalino de NaOH al 3%, a una temperatura de 25°C.

Evaluados por medio de técnica CERT (prueba de deformación a velocidad de extensión

constante), esta se realiza a una velocidad sumamente lenta de 10-06 s-1, para permitir que

tanto la parte mecánica como la electroquímica actúen, los parámetros obtenidos se

correlacionan con los de las técnicas de ruido electroquímico y curvas de polarización

cíclicas. Además de realizar un análisis con Microscopio Electrónico de Barrido (MEB) para

observar la morfología del agrietamiento y el tipo de fractura. De acuerdo a los resultados

de la técnica CERT y ruido electroquímico se observo una alta resistencia a la corrosión

asistida por esfuerzo y gran desempeño en ambas las soluciones a 25 °C, en ambos aceros

superduplex y en el acero supermartensítico se observó un ligero agrietamiento debido a la

estructura martensítica presente, la cual al momento de fracturarse una morfología de

cuasiclivaje, aun así el acero supermartensítico no se muestra susceptible en ambas

soluciones.

IV

TABLA DE CONTENIDO.

LISTA DE FIGURAS……………………………………………………………………………………..……….………….. VI

LISTA DE TABLAS…………………………………………………………………………………………………………..… XIV

AGRADECIMIENTOS……………………………………………………………………………………………………….. XV

RECONOCIMIENTOS……………………………………………………………………………………………...…….... XVI

1. INTRODUCCIÓN…………..…………………….…………………....…….……….………………………...……..…… 1

CAPITULO 2: CORROSIÓN ASISTIDA POR ESFUERZO............................................................ 7

2.1 Mecanismo de la corrosión asistida por esfuerzo…………………………..…………..……………...… 8

2.2 Medios en los que se observado la corrosión asistida por esfuerzo…….……………..……… 10

2.3 Factores que influyen en la corrosión asistida por esfuerzo………………………..…………….. 13

2.4 Técnica Mecánico – Electroquímica …………………………………………………….….……..………… 16

2.5 Fractografía………………………..………………………………………………………………………………...…… 18

2.6 Técnicas Electroquímicas Utilizadas………………………..………….………………………………....…… 21

CAPITULO 3: ACEROS INOXIDABLES DUPLEX Y MARTENSITICOS…………………………………… 29

3.1 Aceros Duplex……………………………………………………………………………………………….………….. 29

3.2 Aceros Martensíticos………………………………………………………………………………….…………….. 34

CAPITULO 4: METODOLOGIA EXPERIMENTAL………………………………………………………………. 38

4.1 Caracterización de los materiales………………………………………………………………………..…….. 38

4.2 Maquinado de las probetas…………………………………………………………………………………….… 42

4.3 Preparación de los electrolitos. ………………………………………………………………………….…….. 43

4.4 Montaje del ensayo CERT……………………………………………………..……………………………...……. 44

V

4.5 Ruido electroquímico…………………………………………………...……………………………………………….. 46

4.6 Curvas de polarización cíclicas……………………………………………………………………………………… 47

4.7 Microscopia Electrónica de Barrido (MEB)……………………….……………………………...……………. 49

CAPITULO 5: RESULTADOS Y DISCUSION………………………………………………………………....…………. 50

5.1 Ensayos a velocidad de deformación constante (CERT)………………………………………...………. 50

5.2 Ruido Electroquímico………………………………………….…………………………………………………...……. 73

5.3 Curvas Cíclicas de Polarización………………………………………………………………………………………. 97

CAPITULO 6: CONCLUSIONES Y RECOMENDACIONES……………………………………………………… 107

REFERENCIAS…………………………………………………………………………….…………………………………….… 108

VI

LISTA DE FIGURAS.

Fig. 1.1 Derrame de petróleo en el Golfo de México………………………………………….….……………… 3

Fig. 1.2 Explosión en Plataforma Petrolera………………………………………………………….………………... 3

Fig. 1.3 Explosión ocasionada por falla en ductos……………………………………….…………………………. 3

Fig. 1.4 Secuelas de la explosión de una caldera debido a CAE……………………………………………… 5

Fig. 2.1 Elementos básicos para la existencia de la CAE…………………………………...……………………. 7

Fig. 2.2 Secuencia de eventos en la CAE…………………………………………………………………...………….. 9

Fig. 2.3 Ilustración esquemática de propagación de una grieta por CAE………………………...……… 9

Fig. 2.4 Agrietamiento transgranular (izquierda) e intergranular (derecha)……………………...…. 10

FIg. 2.5 Diagrama de McIntyre, utilizado para evaluar los resultados del ensayo CERT en

función del % RA……………………………………………………………………………………………………….……… 17

Fig. 2.6 Probetas con diferentes tipos de fractura, a) Fractura frágil sin deformación plástica,

b) Fractura moderadamente dúctil y c) Fractura dúctil……………………………………………………….. 18

Fig. 2.7 Fractura Dúctil………………………………………………………………………………………………….……… 20

Fig. 2. 8 Micrografía de una fractura dúctil………………………….…………………………………………..…… 20

Fig. 2.9 Micrografía de una superficie con fractura intergranular (derecha) y fractura

transgranular…………………………………………………………….………………………………………………………… 21

Fig. 2.10 Sistema de Tres Electrodos para Ruido electroquímico……………………...…………………. 22

Fig. 2.11 Series de potencial/corriente – tiempo…………………………………………………………...……. 23

Fig. 2.12 Series de tiempo en potencial y corriente con corrosión localizada……………...……. 24

Fig. 2.13 Series de tiempo en potencial y corriente sin corrosión localizada………………..…… 24

Fig. 2.14 Curva de polarización Cíclica…………………………………………………………………………………. 27

Fig. 2.15 Curva de polarización mostrando las zonas activo-pasiva susceptibles a CAE…….… 29

Fig. 3.1 Microestructura de un acero inoxidable dúplex 2205 mostrando islas de austenita

en una matriz ferrítica…………………………………………………………………………………………..…........... 30

Fig. 3.2 Microestructura de una acero inoxidable martensítico 410…………………………...…….. 36

Fig. 4.1 Barra de acero inoxidable supermartensítico S41425…………………………………………… 39

Fig. 4.2 Microestructura acicular típica de un acero supermartensítico (S41425)………...…… 41

Fig. 4.3 Microestructura bifásica de ferrita (fase clara) y austenita (fase oscura) típica de

un acero superduplex (SAF 2507)……………………………………………………………………………………… 41

Fig. 4.4 Microestructura bifásica de ferrita (fase clara) y austenita (fase oscura) típica de un

acero superduplex (Zeron 100)……………………………………………… ………………………………………… 42

Fig. 4.5 Maquinado de las probetas para la prueba CERT………………………………………………..... 42

FIg. 4.6 Dimensiones estándar para probetas utilizadas en el equipo CERT……….………..…… 43

Fig. 4.7 Pulido de probeta hasta lija grado 1000……………………………………………………………….. 43

Fig. 4.8 Solución de NaCl deaereada en N2……………………………………………………………………….. 44

Fig. 4.9 Máquina CERT (Constant Extension Test Rate) para pruebas a velocidad de

deformación constante…………………………………………………………………………………………………... 45

Fig. 4.10 Celda de prueba ………………………………………………………………………………………............ 46

Fig. 4.11 Sistema de 3 electrodos para la prueba de ruido electroquímico…………………...….. 47

Fig. 4.12 Probetas para la técnica de curvas de polarización cíclicas (CPC)…………………...…… 48

Fig. 4.13 Equipo utilizado y celda electroquímica para pruebas de CPC……………………...………48

Fig. 4.14 A) Probetas preparadas para el microscopio, B) Equipo de ultrasonido para

limpieza de probetas……………………………………………………………………………………………….………… 49

VII

VIII

Fig. 5.1 Curvas Esfuerzo-Tiempo obtenidas para el acero superduplex SAF 2507 (UNS

S32750) en soluciones de glicerina, NaCl al 3.5 % wt y NaOH al 3 %wt…………………..…......…… 51

Fig. 5.2 Curvas Esfuerzo-Tiempo obtenidas para el acero superduplex ZERON 100 (UNS

S32760) en soluciones de glicerina, NaCl al 3.5 % wt y NaOH al 3 %wt………………….……....….. 52

Fig. 5.3 Curvas Esfuerzo-Tiempo obtenidas para el acero supermartensitico UNS S41425

en soluciones de glicerina, NaCl al 3.5 % (wt) y NaOH al 3 % (wt)…………………………….………… 53

Fig. 5.4 Porcentaje de Elongación (%E) alcanzados por los aceros super duplex Zeron, SAF

2507 y el acero super martensítico S41425, en los medios de glicerina, NaOH y NaCl…….… 55

Fig. 5.5 Esfuerzo máximo en el límite elástico, uts y falla del acero superduplex SAF 2507

(S32750)………………………………………………………………………………………………………………………...…… 57

Fig. 5.6 Esfuerzo máximo en el límite elástico, uts y falla del acero superduplex Zeron

(S32760)…………………………………………………………………………………………………………………………….. 58

Fig. 5.7 Esfuerzo máximo en el límite elástico, uts y falla del acero supermartensítico

(S41425)………………………………………………………………………………………………………………………..…… 59

Fig. 5.8 Micrografía de la falla del espécimen del SAF 2507 (S32750) expuesto en glicerina,

(a) Vista superior de la superficie de fractura a 40x donde puede observarse una

deformación típica de copa y cono con amplia estricción, (b) y (c) Magnificación de 600X y

2000X respectivamente donde podemos observar las microcavidades características de

este tipo de falla sin alguna grieta sobre la superficie de fractura……………………………..……… 60

Fig. 5.9 Micrografías de la falla del espécimen del SAF 2507 (S32750) expuesto en NaOH 3.5

% wt, (a) Vista superior de la superficie de fractura tipo dúctil a 40X donde puede observarse

una deformación típica de copa y cono con un centro formado por microcavidades, (b) y (c)

Magnificación de 600x y 2000x respectivamente donde podemos observar las

IX

microcavidades características de este tipo de falla sin alguna grieta sobre la superficie de

fractura………………………………………………………………………………………………………………...…………….. 61

Fig. 5.10 Micrografías de la falla del espécimen del SAF 2507 (S32750) expuesto en NaCl al 3.5 % wt (a)

Vista superior de la superficie de fractura tipo dúctil a 40x donde puede observarse una deformación típica

de copa y cono con un centro formado por microcavidades, (b) y (c) Magnificación de 600x y 2000x

respectivamente donde podemos observar las microcavidades características de este tipo de falla sin

alguna grieta sobre la superficie de fractura…………………………………………………...………… 63

Fig. 5.11 Micrografías de la falla del espécimen Zeron (S32760) expuesto en glicerina, (a)

Vista superior de la superficie de fractura tipo dúctil a 40x donde puede observarse una

deformación típica de copa y cono con un centro formado por microcavidades, (b) y (c)



fractura…………………………………………………………………………………………………………………………….. 64

Fig. 5.12 Micrografías de la falla del espécimen Zeron (S32760) expuesto en NaOH al 3 %wt,

(a) Vista superior de la superficie de fractura tipo dúctil a 40x donde puede observarse una




fractura…………………………………………………………………….………………………………………………………. 66

Fig. 5.13 Micrografías de la falla del espécimen Zeron (S32760) expuesto en NaCl al 3.5 %wt,





fractura……………………………………………………………………………………………,,,,…………………………….. 67

X

Fig. 5.14 Micrografías de la falla del espécimen del acero supermartensítico (S41425)

expuesto en glicerina, (a) Vista superior de la superficie de fractura tipo dúctil- frágil a 40x

donde puede observarse un agrietamiento, (b) y (c) Magnificación de 600x y 2000x

respectivamente donde podemos observar el agrietamiento debido a su morfología de

fractura característica de los aceros martensíticos de cuasiclivaje………………………,,,………...…. 69


expuesto en NaOH al 3 % wt, (a) Vista superior de la superficie de fractura tipo dúctil- frágil a

40x donde puede observarse un agrietamiento, (b) y (c) Magnificación de 2000x y 9000x

respectivamente donde podemos observar el agrietamiento debido al cuasiclivaje

característico de los aceros martensiticos fracturados y la presencia de un carburo dentro de

una microcavidad…………………………………………………………………………………………..……………...……… 70


expuesto en NaCl, (a) Vista superior de la superficie de fractura tipo dúctil- frágil a 40x

donde puede observarse agrietamiento, (b) y (c) Magnificación de 600x y 2000x

respectivamente donde podemos observar el agrietamiento debido al cuasiclivaje, en la

superficie de fractura, (d) y (f) micrografía de 9000 aumentos con un carburo de cromo y su

respectivo EDS……………………………………………………………………………………………………………....……… 72

Fig.5.17 Series de tiempo de potencial y corriente del acero SAF 2507 (S32750) en glicerina, en

el (a) límite elástico, (b) UTS y (c) antes de falla…………………………………………………….……………… 75

Fig.5.18 Series de tiempo de potencial y corriente del acero SAF 2507 (S32750) en NaOH al

3 %wt, en el (a) límite elástico, (b) UTS y (c) antes de falla……………………………………..……………. 77

Fig.5.19 Series de tiempo de potencial y corriente del acero SAF 2507 (S32750) en NaCl al

3.5 %wt, en el (a) límite elástico, (b) UTS y (c) antes de falla…………………………………..……………. 79

Fig.5.20 Series de tiempo de potencial y corriente del acero Zeron (S32760) en glicerina,

en el (a) límite elástico, (b) UTS y (c) antes de falla………………………………………………...…………….. 80

XI

Fig.5.21 Series de tiempo de potencial y corriente del acero Zeron (S32760) en NaOH al

3% wt , en el (a) límite elástico, (b) UTS y (c) antes de falla……………..………………………………...... 82

Fig.5.22 Series de tiempo de potencial y corriente del acero Zeron (S32760) en NaCl al

3.5 %wt, en el (a) límite elástico, (b) UTS y (c) antes de falla………......………………………. 84

Fig.5.23 Series de tiempo de potencial y corriente del acero supermartensítico (S41425) en

glicerina, en el (a) límite elástico, (b) UTS y (c) antes de falla………………………..........….... 86


NaOH al 3 %wt, en el (a) límite elástico, (b) UTS y (c) antes de falla…………..………………. 88


NaCl al 3.5 %wt, en el (a) límite elástico, (b) UTS y (c) antes de falla………………………...………… 89

Fig. 5.26 Resistencia al ruido para el acero inoxidable superduplex UNS S32750 (SAF 2507),

en el límite elástico, uts y falla en soluciones de glicerina, NaCl al 3.5 % (wt) y NaOH al 3 %

(wt)……………………………………………………………………………………………………………………………….…… 90

Fig. 5.27 Resistencia al ruido para el acero inoxidable superduplex UNS S32760 (Zeron

100), en el límite elástico, UTS y falla en soluciones de glicerina, NaCl al 3.5 % (wt) y NaOH

al 3 % (wt)…………………………………………………………………………………………………………………..………… 91

Fig. 5.28 Resistencia al ruido para el acero inoxidable supermartensítico UNS S41425 en el

límite elástico, UTS y falla en soluciones de glicerina, NaCl al 3.5 % (wt) y NaOH al 3 %

(wt)…………………………………………………………………………………………………………………………………… 91

Fig. 5.29 Velocidad de corrosión del acero superduplex UNS S32750 (SAF 2507) en el límite

elástico, UTS y falla en soluciones de glicerina, NaCl al 3.5 % (wt) y NaOH al 3 %

(wt)…………………………………………………………………………………………………………………………………… 93

XII

Fig. 5.30 Velocidad de corrosión del acero superduplex UNS S32760 (Zeron 100) en el límite

elástico, UTS y falla en soluciones de glicerina, NaCl al 3.5 % (wt) y NaOH al 3 %

(wt)………………………………………………………………………………………………………………….…………………… 93

Fig. 5.31 Velocidad de corrosión del acero supermartensítico UNS S41425 en el límite elástico,

UTS y falla en soluciones de glicerina, NaCl al 3.5 % (wt) y NaOH al 3 % (wt)……………………..… 94

Fig. 5.32 IL del acero superduplex UNS S32750 (SAF 2507) en el límite elástico, UTS y falla, en

soluciones NaCl al 3.5 % (wt) y NaOH al 3 % (wt)………………………………………………..……….………… 95

Fig. 5.33 IL del acero superduplex UNS S32760 (Zeron 100) en el límite elástico, UTS y falla, en

soluciones NaCl al 3.5 % (wt) y NaOH al 3 % (wt)…………………………………………………..…….………… 96

Fig. 5.34 IL del acero supermartensítico UNS S41425 en el límite elástico, UTS y falla, en

soluciones NaCl al 3.5 % (wt) y NaOH al 3 % (wt)…………………………...…………………….……………… 97

Fig. 5.35 (a) Curva cíclica de polarización del acero superduplex UNS S32750 (SAF 2507) en la

solución de NaCL al 3.5 % (wt)…………………………………………….…………………..……………………..……… 98

Fig. 5.35 (b) Zoom de la curva cíclica de polarización del acero superduplex UNS S32750 (SAF

2507) en la solución de NaCL al 3.5 % (wt), con los potenciales obtenidos en RE.................... 98

Fig. 5.36 (a) Curva cíclica de polarización del acero superduplex UNS S32750 (SAF 2507) en la

solución de NaOH al 3% (wt)…………………………………………………………………………………….…………. 99

Fig. 5.36 (b) Zoom de la curva cíclica de polarización del acero superduplex UNS S32750 (SAF

2507) en la solución de NaOH al 3% (wt), con los potenciales obtenidos en RE…………...... 100

Fig. 5.37 (a) Curva cíclica de polarización del acero superduplex UNS S32760 (Zeron 100)

en la solución de NaCL al 3.5% (wt)……………………………………………………………………………….…… 101

Fig. 5.37 (b) Zoom de la curva cíclica de polarización del acero superduplex UNS S32760

(Zeron 100) en la solución de NaCL al 3.5% (wt), con los potenciales obtenidos en RE…….. 101

XIII

Fig. 5.38 (a) Curva cíclica de polarización del acero superduplex UNS S32760 (Zeron 100) en

la solución de NaOH al 3% (wt)………………………………………...…………………………………….………. 102

Fig. 5.38 (b) Zoom de la curva cíclica de polarización del acero superduplex UNS S32760 (Zeron

100) en la solución de NaOH al 3 % (wt), con los potenciales obtenidos en RE……………….… 103

Fig. 5.39 (a) Curva cíclica de polarización del acero supermartensítico UNS S41425 en la

solución de NaCL al 3.5% (wt)……………………………………………………………………………..………………. 104

Fig. 5.39 (b) Zoom de la curva cíclica de polarización del acero supermartensítico UNS

S41425en la solución de NaCL al 3.5% (wt), con los potenciales obtenidos en RE…………………104

Fig. 5.40 (a) Curva cíclica de polarización del acero supermartensítico UNS S41425 en la solución

de NaOH al 3 % (wt). …………………………………………………………………………………………………….……. 105


S41425en la solución de NaOH al 3 % (wt), con los potenciales obtenidos en RE……….……. 106

XIV

LISTA DE TABLAS.

Tabla 1. Clasificación de los aceros inoxidables…………………………………………….………………………. 1

Tabla 2.1 Medios y materiales en los que se ha observado la CAE…………………………..……....... 12

Tabla 2.2 Rango de valores para concentración y temperatura…………………………………...…….. 13

Tabla 2.3 Categorías McIntyre que determinar la suceptibilidad a la CAE……………………...……. 18

Tabla 2.4 Índice de localización…………………………………………………………………………………………… 26

Tabla 4.1 Composición química de un acero supermartensítico S41425, un superduplex SAF

2507 y un superduplex Zeron 100………………………………………………………………………………………… 40

Tabla 5.1. Dureza de de los aceros superduplex Zeron (S32760), SAF 2507 (S32750) y

supermartensítico (S41425)……………………..……………………………….……………………………........……… 54

Tabla 5.2 Resultados obtenidos del análisis de las curvas esfuerzo-tiempo y los parámetros

mecánicos evaluados………………………………………………………………………..…………………………….…… 56

XV

AGRADECIMIENTOS.

A mi asesor M.C. Adán Borunda Terrazas, por todo el apoyo brindado, su infinita paciencia y

sobretodo por su gran capacidad de compartir sus conocimientos con todo aquel que los

requiere.

Al Dr. José Guadalupe Chacón por su arduo trabajo para conseguir los materiales utilizados

para este proyecto y sus amenas catedras.

A Jair Lugo Cuevas y Gregorio Vázquez Olvera por su ayuda para la realización del material

adecuado para el corte de lo materiales.

A Guerrero por su apoyo en el maquinado de las probetas y su buena disposición.

A los Miembros del Taller por su tiempo y conocimientos brindados.

A los Miembros del Comité de Sinodales: Dr. José Guadalupe Chacón, M.C. Victor Orozco

Carmona, por sus valiosas observaciones y su tiempo dedicado para la culminación de esta

Tesis.

A CONACYT por la oportunidad y el apoyo brindado para la realización de este proyecto.

Y a todas aquellas personas que de una u otra manera contribuyeron para la elaboración de

esta tesis.

Dedico mi tesis a mi esposo Alejandro Villalobos Corral cuyo gran amor, paciencia, enorme

apoyo y compresión, contribuyeron a la terminación de mis estudios, a mis amores Alexa

Villalobos Limón y Leonel Villalobos Limón por el sacrificio de nuestro valioso tiempo

compartido, en pro de la exitosa culminación de esta meta en mi vida.

A mis padres Hipólito Limón Hernández y Alicia Martínez Segué ya que sin ellos, nada de esto

tendría un comienzo. Y toda mi familia en general, incluyendo la adoptada por su ayuda y

apoyo.

Ustedes son el motor de mi vida, LOS AMO!

Introducción.

En la actualidad un estudio riguroso y apropiado de las diferentes propiedades y

comportamientos de los materiales, conduce a un conocimiento científico útil para la

selección adecuada del material antes de que sea puesto en servicio, además de garantizar

una operación óptima. A pesar de la introducción de nuevos materiales en años recientes, los

metales siguen siendo importantes en diversas estructuras debido a su resistencia, rigidez,

dureza y tolerancia a altas temperaturas. Particularmente entre los materiales más

ampliamente fabricados e utilizados se encuentran los aceros inoxidables. Los aceros

inoxidables contienen el cromo suficiente para darles la característica de inoxidables, ya que

al combinarse con el oxígeno de la atmósfera, forman una delgada película de óxido de cromo

continua, compacta y muy adherente que constituye una coraza contra muchos medios

corrosivos [1]. Algunos también contienen níquel para reforzar aún más su resistencia a la

corrosión. Los aceros inoxidables se encuentran clasificados en 5 grandes grupos en base a su

microestructura predominante.

CLASE

I. Aceros inoxidables ferríticos.

II. Aceros inoxidables austeníticos.

III. Aceros inoxidables martensíticos.

IV. Aceros inoxidables duplex.

V. Aceros inoxidables endurecibles por precipitación.

Tabla 1. Clasificación de los aceros inoxidables.

El empleo de los aceros inoxidables depende de las características oxidantes del medio

y considerando la variable resistencia a la corrosión de cada tipo.

En décadas recientes se fabrican aceros inoxidables superausteníticos, superferríticos,

supermartensíticos y superduplex, todos con el prefijo “super” debido a una mayor cantidad

de elementos aleantes [2], para mejorar sus propiedades, ya sean mecánicas o mejorar su

resistencia a la corrosión. Actualmente un particular campo de aplicación de los aceros

inoxidables superduplex y supermartensíticos son las tuberías para perforación,

transportación y producción de hidrocarburos, donde se requieren aceros que garanticen alta

resistencia mecánica y a la corrosión. Ya que el gradual agotamiento de hidrocarburos

fácilmente obtenibles ha acelerado la producción de gas y petróleo provenientes de pozos

profundos con mayores contenidos de ácido sulfhídrico y/o dióxido de carbono a menudo con

presencia de altas cantidades de cloruros y altas temperaturas, haciendo más difícil la

disponibilidad de materiales adecuados [3].

Razón por la cuál es necesario realizar diversos estudios para cuantificar las propiedades

mecánicas y la resistencia a la corrosión de los materiales empleados en estos ambientes.

Además de los diversos factores que pueden intervenir para el control de los diferentes tipos

de corrosión localizada que son comunes en estos ambientes, tal como la corrosión asistida

por esfuerzo, que es un tipo de corrosión difícil de controlar. Todo en Pro de garantizar su

operación óptima en servicio para prevenir accidentes derivados del rompimiento y fallas en

las tuberías, ocasionando pérdidas en la producción y graves daños al medio ambiente.

Hoy en día las industrias petrolera y de gas están cada vez más preocupados por el impacto

de los accidentes como:

Derrames de petróleo, aceite o cualquier sustancia que daña los ecosistemas

marinos o en tierra.

Fig. 1.1 Derrame de petróleo en el Golfo de México.

Explosiones en plataformas petroleras que dejan pérdidas humanas además de

derrames inmensos de combustible.

Fig. 1.2 Explosión en Plataforma Petrolera.

Explosiones en ductos que transportan gas a muy altas presiones.

Fig. 1.3 Explosión ocasionada por falla en ductos.

Los aceros inoxidables superduplex son aleaciones que constan principalmente de

elementos como Fe-Cr-C-Ni-N-Mo y tienen una microestructura de austenita y ferrita en

partes iguales (50-50%), combinando las características de cada una de las fases presentes.

Estos aceros son nuevas aleaciones introducidas en el mercado con un mayor contenido de Cr-

Mo-N que un duplex convencional, factor que logra una mayor resistencia a la corrosión y

mejora sus propiedades mecánicas, motivo por el cual son llamados superduplex.

La característica más sobresaliente de los aceros superduplex es su considerable

resistencia a la corrosión asistida por esfuerzo y a la corrosión por picaduras, por lo que son

usados en medios ambientes donde los aceros inoxidables austeníticos sufren corrosión

asistida por esfuerzo en medios ambientes contaminados con cloruros [4].

Comúnmente los aceros inoxidables austeníticos UNS S30400 y S31600 son resistentes a

la corrosión asistida por esfuerzo a temperaturas por debajo de los 50 °C, mientras que las

temperaturas para los aceros inoxidables superduplex son considerablemente más altas [5].

Aunado a lo anterior, estos aceros también poseen una elevada resistencia mecánica con el

doble del límite elástico de los aceros austeníticos y mejor soldabilidad que los aceros ferríticos

[2].

Por lo cual son utilizados en amplio rango de aplicaciones, especialmente en la industria

de gas y petróleo en piezas para almacenamiento o transportación por su alta resistencia

mecánica y a la corrosión. Un ejemplo de ello es el superduplex SAF 2507 (UNS S32750) que

tienen un mayor resistencia a la corrosión por picaduras y a la corrosión asistida por esfuerzo

a altas temperaturas, que una aleación duplex común [5], el superduplex Zeron 100 (UNS

S32760) también es utilizado para aplicaciones en la industria del gas y petróleo, química, y

el sector de energía [6]. Sin embargo, ya que el costo de los aceros superduplex es

considerable, se ha favorecido el empleo de los aceros supermartensíticos como una segunda

opción en el ámbito petrolero [7].

Los aceros inoxidables supermartensíticos provienen de los aceros inoxidables

martensíticos los cuáles son aleaciones con cantidades de cromo entre 11.5 y 18%, que pueden

trabajarse en frío sin dificultad y en caliente fácilmente, que se maquinan satisfactoriamente,

que tienen buena tenacidad, buena resistencia mecánica, gran resistencia al desgaste y

moderada resistencia a la corrosión. Desafortunadamente los aceros martensíticos se ha visto

limitados por las desventajas de baja ductilidad y alta susceptibilidad a la precipitación de

carburos de cromo cuando poseen altos contenido de carbono, además de exhibir sensibilidad

al agrietamiento en presencia de ácido sulfhídrico. Desventajas por las cuáles los aceros

inoxidables supermartensíticos se has desarrollado como una alternativa tecnológica para la

industria del gas y del petróleo, siendo una opción económica, ofreciendo buena resistencia a

la corrosión y adecuadas propiedades mecánicas, especialmente en ambientes que contienen

dióxido de carbono y bajos niveles de ácido sulfhídrico [8]; con bajos contenidos de carbono

(abajo del 0.03%), para suprimir la reducción de Cr en la matriz a causa de la precipitación de

carburos de cromo. Alrededor de 4- 5.5% de Ni para asegurar la fase de martensita y entre 1-

2% de Mo para proveerle resistencia a la corrosión localizada y la corrosión asistida por

esfuerzo. En estas condiciones el acero inoxidable supermartensítico (UNS S41125) desarrolla

mayor resistencia a la corrosión aún en soluciones con cloruros de sodio y gran resistencia a

la corrosión asistida por esfuerzo en ambientes con pequeñas cantidades de H2S, que un acero

martensítico (UNS S42000) convencional [9].

La Corrosión Asistida por Esfuerzo (CAE), también llamada Corrosión Bajo Tensión ha

estado involucrada en severas catástrofes, entre ellas la ruptura de tuberías que transportan

gas o petróleo a altas presiones, la explosión de calderas, la destrucción de centrales eléctricas

y refinerías petroleras [10].

Fig. 1.4 Secuelas de la explosión de una caldera debido a CAE.

Es por esto que la Corrosión Asistida por Esfuerzo (CAE), ha sido identificada como una

de la formas de corrosión con incontables estudios.

La Corrosión Asistida por Esfuerzo es un tipo de corrosión localizada que se caracteriza

por el inicio y propagación de grietas, que se desarrollan bajo la acción simultánea de esfuerzo

y un ambiente corrosivo específico.

Esta forma de corrosión es peligrosa, ya que el material esta visiblemente sano debido

a la escasa cantidad de material que es disuelto. Por lo que la falla del material es súbita e

inesperada, con efectos extraordinariamente espectaculares [10].

Por tal motivo el objetivo principal de presente proyecto es comparar y evaluar la

susceptibilidad a la corrosión asistida por esfuerzo en aceros superduplex y supermartensíticos

expuestos en medios alcalinos y salinos, complementando con las series de tiempo emitidas

por ruido electroquímico y las curvas cíclicas de polarización. Buscando prevenir accidentes en

diversas compañías petroleras, derivados de rompimientos y fallas en tuberías.

CORROSIÓN ASISTIDA

POR ESFUERZO.

La corrosión asistida por esfuerzo (CAE), es un mecanismo de fractura que ocurre por

la nucleación, crecimiento y propagación de una grieta en un material o aleación, debido a la

interacción sinergística de un medio ambiente especifico y un esfuerzo residual o aplicado

[11]. Cualquier cambio en estos 3 elementos (medio corrosivo, elemento mecánico o

metalúrgico) tendrá un importante efecto sobre la corrosión asistida por esfuerzo.

Fig. 2.1 Elementos básicos para la existencia de la CAE.

La corrosión asistida por esfuerzo ha sido la base de incontables estudios,

experimentada en la industria de procesos químicos, energéticos, en la industria aeroespacial,

en industria de gas y petróleo en estructuras para exploración o transporte. Es ciertamente

un tipo de corrosión que tiene ciertas características que son particulares como la frecuente

falta de una detección temprana por evidencia de productos de corrosión. Ya que debido a la

poca pérdida de material y una marcada perdida de resistencia mecánica, el daño no es obvio

en una inspección regular, siendo las fracturas mecánicas imprevistas y fallas catastróficas en

componentes y estructuras, la primera señal de una desafortunada combinación de

material/medio ambiente [12].

La corrosión asistida por esfuerzo ocurre a niveles de esfuerzo relativamente bajos

comparados con el esfuerzo necesario para producir una falla mecánica y a niveles de

concentración química más bajo en comparación con la concentración química necesaria para

producir un mecanismo de corrosión. Esta es la principal razón por la cual materiales dúctiles

como latones, aceros ferríticos y austeníticos presentan una conducta frágil, mientras que los

materiales menos dúctiles como aleaciones de aluminio de alta resistencia o aceros

martensíticos falla a niveles de esfuerzo por debajo de su valor crítico normal.

2.1 Mecanismo de la Corrosión Asistida por Esfuerzo.

Frecuentemente los materiales o aleaciones producen una película protectora,

haciéndolos más resistentes a la corrosión uniforme, como es el caso de los aceros inoxidables,

aleaciones de aluminio y titanio.

La corrosión asistida por esfuerzo sufre esfuerzos de tensión y el mecanismo de

corrosión localizada, este fenómeno consiste en una activación/pasivación de la película

protectora [13]. La constante ruptura de esta película protectora, establece la nucleación de

una picadura que aunada al esfuerzo produce una grieta o cavidad localizada.

Esta grieta con las condiciones químicas y electroquímicas adecuadas, iniciará el

proceso de propagación de grietas. Una grieta se puede incubar en días, meses o años, pero

no todas las picaduras incuban grietas.

Fig. 2.2 Secuencia de eventos (de izquierda a derecha) en la CAE.

La superficie de la picadura puede pasivarse al formar de nuevo la película protectora,

pero está se rompe cuando existe un deslizamiento en el fondo de la grieta, descubriendo de

nuevo la superficie y siendo está de nuevo atacada, luego pasivada y protegida, esto de

manera subsecuente [13].

Fig. 2.3 Ilustración esquemática de propagación de una grieta por CAE.

1010

Así el fondo de la grieta avanza siguiendo el camino de la fases anódicas ya sea en el

límite de grano donde la segregación de elementos de impurezas puede hacer más difícil que

la pasivación se produzca. Un ejemplo se da en los aceros inoxidables austeníticos que han

sido sensibilizados por precipitación de carburos de cromo a los largo del límite de grano, esta

concentración localizada de cromo en los bordes del grano reduce ligeramente la facilidad de

pasivación del material. La propagación de la grieta también se da en planos de deslizamiento

(dislocaciones), en defectos estructurales (vacancias, impurezas), en esfuerzos residuales que

se han conservado de tratamientos térmicos ulteriores o trabajo en frio, todos estos

fenómenos y la tensión existente tendrá como función evitar que la grieta se cierre.

La morfología del agrietamiento producido puede variar entre intergranular (IGSCC) cuando la

grieta se localiza en los límites de grano, transgranular (TGSCC) cuando la grieta se localizada

entre los granos y mixto (M) una combinación de ambas morfologías, ya que la morfología

puede variar dependiendo de la condiciones. A menudo hay circunstancias que pueden

provocar que el modo de fractura cambie.

Fig. 2.4 Agrietamiento transgranular (izquierda) e intergranular (derecha).

1111

Algunos aceros inoxidables pueden ser susceptibles a IGSCC debido a la exposición a

altas temperaturas (550°C < T < 800°C). A estas temperaturas los átomos de carbono migran a

bordes de grano donde se combinan con los átomos de cromo generando carburos de cromo

y sensibilizando la aleación. Por ejemplo, un acero inoxidable austenítico sensibilizado en una

solución de cloruros puede dar agrietamiento intergranular. El grado de sensibilización está en

función de la temperatura y el tiempo de exposición [14].

2.2 Medios en los que se ha observado la Corrosión Asistida por Esfuerzo.

La corrosión asistida por esfuerzo no es un proceso inevitable, esta podría no ocurrir

para muchos metales y aleaciones en diversos medios. Por lo tanto se deben identificar las

combinaciones específicas de medios y metales que están sujetas a este problema. En la tabla

2.1 se enlistan algunas combinaciones de material - medio más comúnmente asociadas a la

CAE.

Material Medios Concentración Temperatura Agrietamiento

Aceros al carbono

Hidróxidos

Nitratos

Carbonatos/

Bicarbonatos

Amoníaco

liquido

CO/CO2/ H2O

Agua aereada

Alta

Moderada

Baja

-

-

-

Alta

Moderada

Moderada

Baja

Baja

Muy alta

I

I

I

T

T

T

Aceros de baja

aleación

(Cr- Mo,

Cr-Mo-V)

Agua

-

Moderada

T

Aceros resistentes

Agua

Cloruros

-

-

Baja

Baja

M

M

Sulfuros - Baja M

Aceros inoxidables

austeníticos

(incluyendo

sensibilizados)

Cloruros

Hidróxido

Alta

Alta

Alta

Muy Alta

T

M

Austeníticos

altamente

sensibilizados

Agua aereada

Moderara

Muy alta

I

Aceros inoxidables

Trisulfatos o

politiónicos

Baja Baja I

Aceros inoxidables

dúplex

Cloruros

Cloruros + H2S

Alta

Muy alta

T

Aceros inoxidables

martensíticos

Cloruros + H2S

Cloruros

Alta

Moderada

Moderada

Baja

T

T

Aceros de alta

resistencia

Aleaciones de Al

Aleaciones de T

Vapor de agua

Cloruros

Cloruros

Metanol

-

Baja

Alta

-

Baja

Baja

Baja

Baja

T

I

T

T

Aleaciones de Cu

excluyendo Cu-Ni

N2O4

Soluciones

amoniacales

Y otros

nitrogenados

Alta

Baja

Baja

Baja

T

I

Tabla 2.1 Medios y materiales en los que se ha observado la CAE.

12

1313

La tabla 2.1 presenta sistemas establecidos y de importancia práctica, donde se ha

observado el problema de CAE. La ausencia de combinaciones de medio-material en esta tabla

no significa que la CAE no haiga sido observada. No existen temperaturas o límites de

concentración bien definidos para la CAE, y los rangos dados en esta tabla 2.2 son solamente

indicativos, como una guía aproximada de rangos de valores.

Concentración Temperatura

Baja Arriba de 10-2M. Ambiente.

Moderada Arriba de 1M. Entre 100°C.

Alta Alrededor de 1M. Alrededor de la ebullición.

Muy alta Cerca de la saturación. Arriba de la ebullición.

Tabla 2.2 Rango de valores para concentración y temperatura.

Teniendo en cuenta que un aumento significativo de las concentraciones se puede dar

por una acumulación de grietas, y el agrietamiento a menudo se observa a concentraciones

que son mucho más bajas que las indicadas en la tabla [15].

Temperatura muy alta (> 200 ° C) en medios acuosos son muy agresivas, y puede

provocar CAE en una amplia gama de materiales.

2.3 Factores que influyen en la Corrosión Asistida por Esfuerzo.

Algunos de los parámetros que influyen en la corrosión asistida por esfuerzo son:

condición de esfuerzo, composición química (elementos aleantes), microestructura de la

aleación, medio corrosivo, factores electroquímicos (potencial electroquímico) y temperatura

[16].

1414

Condición de Esfuerzo.

El esfuerzo tensil es un factor importante y necesario para que ocurra la corrosión

asistida por esfuerzo y esta importancia es obvia considerando que la severidad del

agrietamiento se incrementa con la intensidad de los esfuerzos. La elevada severidad se ve

evidenciada por una falla estructural repentina en cortos tiempos de aparición. La condición

de esfuerzo puede ser muy compleja, se debe considerar el complejo diseño geométrico de la

estructura así como la compleja condición de esfuerzo tensil que debe ser menor que el

esfuerzo umbral para no causar agrietamiento, además de considerar el sistema

aleación/ambiente al cual está expuesto.

Composición química y microestructura de la aleación.

Es muy importante identificar en los aceros, como depende la susceptibilidad al

agrietamiento en la corrosión asistida por esfuerzo de su composición química, su historial

térmico y de su microestructura.

El nivel de carbono necesario para inducir susceptibilidad al agrietamiento es pequeño

(0.03% wt), cantidades mayores pueden generar un proceso de segregación de carbono en los

límites de grano o la precipitación de carburos finos, produciendo microestructuras

heterogéneas o fases secundarias que pueden ser menos resistentes o susceptibles al

agrietamiento.

Los elementos aleantes pueden tener considerables efectos en el comportamiento de

la corrosión asistida por esfuerzo, impactando en la formación de la capa protectora, la

condición metalúrgica y subsecuentemente en el estado del medio químico, electroquímico o

galvánico. La influencia de los elementos individuales en la corrosión asistida por esfuerzo

intergranular puede deducirse por el establecimiento de la tendencia de los elementos a

segregarse en los límites de grano y junto con esto a la habilidad de los elementos cuando

segregados traen un ataque selectivo en los límites de grano.

Los diferentes tratamientos térmicos modifican los patrones de segregación en los

límites de grano, aunque esto no puede generalizarse sin considerar la composición. El límite

1515

elástico y el tamaño de grano pueden afectar el comportamiento de la corrosión asistida por

esfuerzo dependiendo del tipo de aleación y medio ambiente [16].

Medio Corrosivo.

El medio corrosivo es uno de los factores más importantes para el proceso de la

corrosión asistida por esfuerzo, la combinación de metal/medio es muy específica, debido que

existen especies críticas para cada material como cloruros, oxigeno, sulfatos, sulfuros,

amoniaco, sosa caustica, hidrogeno entre muchos otros, que se encuentran en ambientes de

trabajo marinos, industriales o atmosféricos. Cambios menores en los niveles de

concentración, contaminantes, o incluso en el proceso pueden tener efectos masivos en la

susceptibilidad a la corrosión asistida por esfuerzo. Este tipo de corrosión podría ser controlada

eliminando las especies perjudiciales del ambiente de trabajo, lo cual no siempre es factible.

Potencial electroquímico.

La corrosión asistida por esfuerzo ocurre en intervalos limitados de potencial, a

potenciales más oxidantes o reductores que el especificado, el fenómeno no se presentará. El

intervalo de interés es dependiente tanto de la aleación como del medio corrosivo en el que

se encuentra.

El potencial puede ser alterado cambiando la composición química del medio, o en

algunas soluciones a través de la polarización del metal mediante una acción galvánica o

mediante corriente impresa. Tanto la polarización anódica como la catódica pueden emplearse

para controlar la corrosión asistida por esfuerzo, simplemente manteniendo el potencial lejos

del intervalo crítico [16].

Temperatura.

Generalmente la corrosión asistida por esfuerzo es más severa conforme se incrementa

la temperatura. A mayores temperaturas la corrosión asistida por esfuerzo ocurre en un

amplio rango de composiciones y a mayor velocidad. Sin embargo existen excepciones donde

la temperatura no siempre produce cambios considerables.

1616

2.4 Técnica Mecánico – Electroquímica

La prueba de deformación a extensión constante (CERT), es una técnica que se realiza

a velocidades sumamente lentas típicamente de 10-6 a 10-12 cm/s, para permitir que tanto la

parte mecánica como la electroquímica actúen brindando así condiciones reales de corrosión

y esfuerzo [17].

El ensayo a velocidad de extensión constante utiliza una extensión lenta hacia la

muestra hasta llegar a la falla. Una ventaja de este ensayo es que proporciona resultados de 4

a 7 días en la mayoría de los casos, dependiendo de la velocidad de deformación. Este ensayo

reduce el tiempo de incubación para el establecimiento del agrietamiento en los materiales

susceptibles, a través de la aplicación de una deformación plástica dinámica. La deformación

plástica causa una ruptura acelerada de la película superficial sobreviniendo el periodo inicial

de incubación de grietas.

La prueba se evalúa comparando las propiedades mecánicas del material en un medio

inerte y en un medio de prueba, la evaluación de la susceptibilidad a la CAE se obtiene a través

de la comparación de los resultados obtenidos en el medio de prueba y medio inerte. Algunos

de los datos que podemos obtener son: tiempo de falla, elongación total, reducción de área,

resistencia última.

Debido a que el agrietamiento asistido por el medio implica la acción simultánea y

sinergística de un medio corrosivo y un esfuerzo aplicado o residual, se utilizó el ensayo de

deformación a extensión constante, para evaluar la susceptibilidad al agrietamiento asistido

por el medio.

Una vez finalizada la prueba de la máquina CERT se calcula el parámetro de ductilidad

de reducción de área de acuerdo con la norma NACE TM-0198 [18], con la formula siguiente:

% RA = (Di2- Df2) x 100

Di2

1717

Donde:

RA es la reducción de área.

Di es el diámetro inicial y

Df es el diámetro final.

Para determinar el grado de susceptibilidad o la categoría de acuerdo a lo que indica la tabla

2.3, en función del Diagrama de McIntyre [19], (Figura 2.5).

FIg. 2.5 Diagrama de McIntyre, utilizado para evaluar los resultados del ensayo CERT

en función del % RA.

1818

Categoría I. Inmune: Materiales candidatos en esta categoría no

muestran evidencia de crecimiento de grietas

inducidas por el ambiente en la examinación al

microscopio. La relación de ductilidad es igual o

mayor que 0.9.

Categoría II. Prácticamente Inmune: No hay evidencia de crecimiento de agrietamiento

ambiental en la examinación microscópica, en

materiales que son prácticamente inmunes la

reducción de la relación de ductilidad es un 0.65 a

0.9.

Categoría III. Medianamente Susceptible: Los materiales muestran crecimiento secundario

de grietas poco profundas solamente en la región

de la sección del cuerpo. La relación de ductilidad

es 0.75 a 0.95.

Categoría IV. Susceptibilidad Moderada: Fracturas frágiles inducidas por el medio ambiente

ocurren en la superficie final. Grietas secundarias

en la sección reducida y en la región del cuello. Los

radios de reducción están entre 0.5 y 0.75.

Categoría V. Susceptible: Fracturas frágiles inducidas por el medio ambiente

predominantes en la superficie final de la fractura

en los materiales. Grietas secundarias extensivas

ocurren sobre el cuello las cuales pueden

extenderse hacia abajo dentro de los bordes. El

cuello es altamente limitado o eliminado. Los

radios de ductilidad son menores a 0.5.

Tabla 2.3 Categorías McIntyre que determinar la suceptibilidad a la CAE.

2.5 Fractografía.

Una fractura es la separación de un sólido en dos o más piezas debido a un esfuerzo ya

sea de tensión, compresión, cortante, etc.

En general, la fractura metálica puede clasificarse como dúctil o frágil como se observa

en la figura 2.6, dependiendo de la capacidad para la deformación plástica del material [20].

1919

Fig. 2.6 Probetas con diferentes tipos de fractura, a) Fractura frágil sin deformación

plástica, b) Fractura moderadamente dúctil y c) Fractura dúctil.

La fractura dúctil ocurre después de una intensa deformación plástica y se caracteriza

por una lenta propagación de la grieta.

Esta fractura comienza con la formación de un cuello y la formación de cavidades

dentro de la zona de estrangulamiento. Luego las cavidades se fusionan en una grieta en el

centro de la muestra y se propaga hacia la superficie en dirección perpendicular a la tensión

aplicada (figura 2.7).

Cuando se acerca a la superficie, la grieta cambia su dirección a 45° con respecto al eje

de tensión y resulta una fractura de copa y cono, produciendo microcavidades que crecen

gradualmente al ir progresando la deformación plástica hasta coalescer (figura 2.8).

2020

Fig. 2. 7 Fractura Dúctil.

Fig. 2. 8 Micrografía de una fractura dúctil.

2121

La fractura frágil tiene lugar sin una apreciable deformación y debido a una rápida

propagación de una grieta. Normalmente ocurre a lo largo de planos cristalográficos

específicos denominados planos de fractura que son perpendiculares a la tensión aplicada. La

mayoría de las fracturas frágiles son transgranulares (figura 2.9) o sea que se propagan a través

de los granos. Pero si los límites de grano constituyen una zona de debilidad, es posible que la

fractura se propague intergranularmente (figura 2.9). Las bajas temperaturas y las altas

velocidades de deformación localizadas favorecen la fractura frágil.

Fig. 2.9 Micrografía de una superficie con fractura intergranular (derecha) y fractura

transgranular.

2.6 Técnicas Electroquímicas Utilizadas.

Ruido Electroquímico.

El ruido en sí son fluctuaciones que se producen como consecuencia de cambios en el

tiempo del estado del sistema estudiado [21], cuando son de naturaleza electroquímica,

originan fluctuaciones de corriente y de potencial. Los procesos de corrosión son de naturaleza

electroquímica y por lo tanto son susceptibles a generar ruido electroquímico. Estas

variaciones llamadas fluctuaciones en un proceso de corrosión se conocen como EPN (Ruido

Electroquímico de Potencial) y ECN (Ruido Electroquímico de Corriente).

Existen diversos esquemas y dispositivos empleados para realizar la ENM (Medida de

Ruido Electroquímico) el más extendido es el denominado Sistema de Tres Electrodos, el cual

2222

consiste por una parte en conectar dos electrodos de trabajo (WE), nominalmente idénticos

y registrar las variaciones de corriente (ΔI) que fluyen entre ellos en función del tiempo;

simultáneamente se registran las variaciones del potencial (ΔV) de ambos electrodos de

trabajo frente a un electrodo de referencia (RE).

Fig.2.10 Sistema de Tres Electrodos para Ruido electroquímico.

Esta técnica no altera el estado del sistema de estudio, ya que no se aplica ninguna

perturbación externa para realizar las mediciones, por lo que podemos decir que esta técnica

es de naturaleza sensitiva y no destruye la muestra.

El monitoreo por ruido electroquímico es básicamente registrar las pequeñas

variaciones de potencial y corriente en una muestra, con respecto al tiempo. Conocidas como

series de potencial/corriente – tiempo o simplemente series de tiempo.

2323

Fig. 2.11 Series de potencial/corriente – tiempo.

Al ocurrir la corrosión las fluctuaciones de potencial y corriente se incrementan, esto

es debido a que en la interfase metal (película)/electrolito se producen en forma continua las

señales de ruido electroquímico en forma de pequeñas fluctuaciones en potencial y corriente,

las cuales están relacionadas con los procesos de transferencia de carga que allí ocurren. Por

lo tanto, el fenómeno del ruido electroquímico no es, bajo ninguna circunstancia, la respuesta

a algún tipo de excitación externa del sistema, sino en realidad una consecuencia inherente a

los proceso electroquímicos involucrados en la corrosión que ocurre aun cuando no se esté

midiendo [22].

Ruido electroquímico es una poderosa técnica para el análisis de procesos de corrosión, no

solamente por ser una técnica no perturbativa (no requiere introducir alguna variable, como

corriente o voltaje), sino porque a partir del análisis de la información obtenida, se puede

deducir el tipo de mecanismo que gobierna la corrosión, ya sea uniforme o localizada.

Análisis de los datos de Ruido Electroquímico.

El análisis de los datos es clave en la aplicación de ruido electroquímico. La extracción de ruido

real del ruido de datos es el primer paso para el análisis ya que los datos recolectados son una

combinación de componentes de ruido al azar y de la tendencia de corriente directa, con una

2424

duración de varios días. Un tratamiento de remoción puede ser esencial para el posterior

análisis de datos, porque la tendencia puede causar distorsiones en el procedimiento de

análisis de ruido.

El método de análisis de datos más simple, directo y utilizado es el de Inspección directa de

registros experimentales, del cual es posible obtener información cualitativa sobre la velocidad

del proceso estudiado y el tipo de mecanismo que puede prevalecer. Por ejemplo, la detección

visual de transitorios de rompimiento (cuando las picaduras se inician y crecen) y repasivación

pueden asociarse con corrosión localizada [23].

Fig. 2.12 Series de tiempo en potencial y corriente con corrosión localizada.

Fig. 2.13 Series de tiempo en potencial y corriente sin corrosión localizada.

2525

Otro método de análisis es el método estadístico simple donde se tratan a la serie de

tiempo como una colección de potenciales o corrientes individuales, ignorando la relación entre

un valor y el siguiente, utilizando el parámetro estadístico de la media o la desviación estándar,

para calcularla resistencia de ruido Rn. A partir de Rn es posible evaluar la velocidad de

corrosión.

Rn = σv

σi

Donde:

Rn es la Resistencia al ruido.

σv es la desviación estándar del potencial.

σi es la desviación estándar de la corriente.

Después con la Resistencia al ruido podemos obtener la densidad de corriente icorr.

Rn= β icorr = β

icorr Rn Donde:

Rn es la Resistencia al ruido.

β es la constante de Stern Geary.

icorr es la densidad de corriente en A/cm2.

Partiendo de la ecuación de Stern Geary [24], se considera el valor de β=0.026 para

calcular el índice de corrosión en sistemas donde no se tiene el conocimiento de la cinética de

corrosión del electrodo.

A partir de la densidad de corriente de corrosión obtenemos la velocidad de corrosión,

mediante la siguiente fórmula.

CR = 3.27x 10-3 icorr EW ρ

2626

Donde:

CR es la velocidad de corrosión en mm/año.

EW es el peso equivalente de las especies que se corroen en gramos.

ρ es la densidad del material corroyéndose en g/cm3.

INDICE DE LOCALIZACION

Una relación utilizada comúnmente como un índice o grado de corrosión localizada

[22] es el coeficiente de variabilidad que determina el grado de localización (IL) que es:

IL = σi

irms

irms es la raíz cuadrática media o el valor medio de la corriente.

Con este índice de localización (IL) podemos decir el tipo de corrosión que sufre la

muestra.

Tabla 2.4 Índice de localización.

2727

Curvas de Polarización Cíclicas.

Esta técnica es una forma simple de evaluar la susceptibilidad a las picaduras, ya que

nos permite obtener diagramas predictivos del comportamiento de corrosión localizada de

diferentes materiales a varias concentraciones y diversos medios agresivos. En esta técnica se

aplica un barrido de potencial anódico, desde el potencial de corrosión, Ecorr, hasta el potencial

al cual se alcanza un valor de 5mA/cm2, llamada corriente de reversa, irev. En este punto el

potencial se invierte, barriéndose en reversa (dirección catódica), hasta cruzar la curva anódica

o hasta que la corriente tienda a cero [21].

Fig. 2.14 Curva de polarización Cíclica.

2828

Analizando la curva de polarización cíclica podemos identificar: Eo u Ecorr, potencial al

cual da inicio la corrosión, Ep, potencial de picadura. La diferencia entre el potencial de

corrosión Ecorr y el potencial de picadura Ep, determinará la facilidad con que el material en un

medio dado, tenderán a presentar susceptibilidad a la corrosión localizada.

En el Ep, la densidad de corriente incrementa después de la zona pasiva hasta el

potencial de protección Eprot (mostrados en la figura anterior), debido a la nucleación y

propagación de picaduras. Sin embargo, para saber cuándo una picadura nucleada

previamente tenderá a activarse y mantendrá su propagación, se analiza este intervalo de

potenciales relacionados con la propagación. En la zona generada entre el potencial Ep y el Eprot

, nuevas picaduras no nuclean, pero las existentes pueden propagarse. Por debajo del Eprot, las

picaduras no nuclean ni crecen.

Al aplicarse el barrido en reversa pueden presentarse 3 casos. El primero cuando el

Eprot cruza la curva de ida en la zona pasiva, indicación de que la picadura iniciada se detuvo

por la pasivación de la misma, es decir la reconstrucción de la capa pasiva, en este caso se

puede hablar de un potencial de pasivación. El segundo caso, cuando la picadura no se detiene,

sino hasta un valor cercano al Ecorr, o menor, por lo que se puede decir que la picadura sólo se

detiene al regresar al equilibrio o cuando el material es protegido catódicamente. En este caso

estaríamos hablando de una susceptibilidad a la corrosión localizada muy grande, como es el

caso de corrosión asistida por esfuerzo, picaduras o hendiduras. En última instancia cuando la

curva regresa por el mismo camino o por un valor de corriente menor, el material no presenta

tendencia a la corrosión localizada, es decir, que el incremento de la corriente no se debe a la

corrosión localizada, si no a alguno otra reacción anódica, ya que el área permanece constante.

De esta técnica aparte de la zona de nucleación y propagación de picadura, zonas de

inmunidad y las zonas de activo-pasiva que son regiones susceptibles a la CAE, además de

obtener los potenciales en las que se encuentran (figura 2.15).

2929

Fig. 2.15 Curva de polarización mostrando las zonas activo-pasivo

susceptibles a CAE.

3030

ACEROS INOXIDABLES DUPLEX Y

MARTENSITICOS.

3.1 Aceros Inoxidables Duplex.

Los aceros dúplex o austeno-ferriticos son aceros inoxidables que se caracterizan por

poseer una composición bifásica de 50% austenita y 50% ferrita [25]. Más concretamente una

placa de matriz ferrítica en la se encuentra dispersa la austenita. La fase austenítica le confiere

a la aleación un aumento en la resistencia al impacto y la fase ferrítica un aumento en el límite

elástico y resistencia a la corrosión. Si existe mayor porcentaje de ferrita la aleación tendrá

mayor resistencia a la corrosión pero menor ductilidad. Al contrario con mayor cantidad de

austenita la resistencia a la corrosión se ve disminuida pero tendrá mayor ductilidad.

Fig. 3.1 Microestructura de un acero inoxidable dúplex 2205 mostrando islas de

austenita en una matriz ferrítica.

3131

El origen de los aceros duplex se puede situar en Francia alrededor del año 1930 por un

error durante una colada de un acero inoxidable austenítico, fue hasta las décadas de 1970 y

1980 cuando se perfecciono para asegurar una buena soldabilidad [26]. Ahora existen una

gran variedad de aceros inoxidables duplex disponibles comercialmente. El contenido de

carbono de estos aceros es bajo, mientras que los contenidos de cromo son relativamente

altos entre 18 – 28% y con cantidades moderadas de níquel entre 2.5- 8%. La evolución de los

duplex ha favorecido la reducción de níquel remplazándolo por el nitrógeno, un elemento

estabilizador de la austenita, ya que causa la formación de austenita a altas temperaturas a

partir de la ferrita. Por el porcentaje de N, se pueden distinguir tres generaciones de dúplex

[27], la primera generación de duplex llamados CD-4MCu y 329 no contenían nitrógeno, los

cuáles en condición de post-soldado formaban regiones continuas de ferrita en las zonas

afectadas por el calentamiento, resultando en una reducción en dureza y resistencia a la

corrosión. Propiedades que podían ser restauradas solo con un tratamiento térmico que

reformara la austenita, resultando en una microestructura balanceada de austenita y ferrita

en la zona afectada por el calor de la soldadura. El nivel de nitrógeno puede ser mantenido

por la adición de 5% en volumen de nitrógeno al gas utilizado para soldar. La segunda

generación se creó con un contenido de nitrógeno entre 0.05- 0.2% y la tercera alcanza

porcentajes de N entre 0.2- 0.35%.

Los aceros duplex contienen otros elementos de aleación como el molibdeno, el cobre,

etc., que contribuyen a las propiedades del material, dependiendo de las proporciones en los

cuales se encuentran presentes. Los elementos estabilizadores de la ferrita (alfágenos) son el

Cr, Mo, W, etc., y los elementos estabilizadores de la austenita (gamágenos) son el C, Ni, N.

Estos elementos además de estabilizar la austenita y la ferrita tienen efectos sobre el

comportamiento y soldabilidad. La adición de los elementos a la aleación le confiere también

diferentes propiedades como los que a continuación son descritos.

El Cromo es un elemento de aleación, añadido para proveer resistencia a la corrosión

en los aceros inoxidables al promover la formación de un película protectora sobre la superficie

3232

del material [28], además actúa como estabilizador de la ferrita y aumenta la resistencia

mecánica y al desgaste, por medio del mecanismo de endurecimiento por formación de

compuestos intersticiales ya que es un elemento altamente formador de carburos M23C6 y

también nitruros Cr2N al combinarse con el nitrógeno [29].

El Níquel es un elemento que aumenta la tenacidad, la resistencia a la fatiga y ductilidad

al mismo tiempo que aumenta la resistencia y la dureza [30], el porcentaje recomendado de

Ni es de 4-8% dependiendo de la cantidad de cromo es la cantidad de austenita presente, no

es un elemento formador de carburos ni compuestos intermetálicos, razón por la cual es

ampliamente utilizado en aleaciones ferrosas. El níquel junto al manganeso evitan la

transformación de la austenita durante el enfriamiento lento, por lo tanto la austenita se

retendrá a temperatura ambiente.

El molibdeno es un elemento estabilizador de la ferrita, aumenta la profundidad de

endurecimiento por lo tanto aumenta la dureza de la aleación, aumenta la resistencia

mecánica a elevadas temperaturas de servicio [30], y aunque generalmente es añadido para

aumentar la resistencia a la corrosión asistida por esfuerzo a elevadas temperaturas en

ambientes marinos, un porcentaje mayor al 4% incrementara la susceptibilidad a formar fases

intermetálicas en la microestructura.

El carbono también es un potente estabilizador de la austenita, aproximadamente 30

veces más potente que el níquel [30], este elemento aumenta la resistencia mecánica

mediante el mecanismo de endurecimiento por formación de compuestos intersticiales,

particularmente a temperaturas elevadas. Este elemento tiende a formar carburos a lo largo

del límite de gran, causando gran susceptibilidad a la corrosión intergranular.

El nitrógeno es un potente estabilizador de la austenita, aproximadamente 20 veces

más que el níquel [31], es adicionado a los aceros inoxidables para duplex para aumentar su

resistencia a la corrosión por picaduras y corrosión asistida por esfuerzo. Sin embargo tiene

3333

afinidad por Cr formando Cr2N en la matriz ferrítica, creando un efecto adverso sobre su

resistencia a la corrosión por picaduras.

El manganeso es un elemento formador de austenita y muy eficiente para hacerlo a

bajas temperaturas, en cuanto a propiedades mecánicas, aumenta a bajo costo la

templabilidad y contrarresta la fragilidad al combinarse con el azufre y formar MnS.

El silicio promueve la desoxidación del acero líquido a través de la formación de dióxido

de silicio, este elemento se disuelve en la ferrita aumentando así la resistencia de acero sin

disminuir mucho la ductilidad, aumenta la resistencia a la corrosión.

El fósforo se mantiene por debajo del 0.04%, cantidad que puede disolverse en la

ferrita, aumentado así ligeramente la resistencia y dureza. En algunos aceros el fósforo parece

mejorar las propiedades de corte, grandes cantidades de fósforo reducen la ductilidad.

El azufre se mantiene generalmente por debajo del 0.05%, ya que al combinarse con el

Fe forma sulfuros de hierro (FeS) que tienden a concentrarse en las fronteras de grano. Cuando

el acero es laminado o forjado a altas temperaturas se fragiliza, debido a la fusión de los

sulfuros de hierro que destruyen la cohesión entre granos, permitiendo que se desarrollen

grietas. En aceros de libre maquinado el contenido de azufre aumente entre 0.08 y 0.35%, el

mejoramiento del maquinado se debe a las inclusiones sulfurosas más numerosas que hacen

pedazos las rebabas, reduciendo a la vez el desgaste de la herramienta.

Los aceros superduplex son nuevas aleaciones de los duplex con mayores cantidades

de Cr, Ni, N y Mo, todo con el fin de solucionar el principal problema de obtener el balance

microestructural de ferrita/austenita en las zonas afectadas térmicamente por el proceso de

soldadura. Aunado a esto los aceros superduplex presentar mayor resistencia a la corrosión

por picaduras, de ahí que sean identificados por un PREN (número equivalente de resistencia

a la corrosión por picaduras) mayor a 40 [27]. Para lo cual se ha propuesto una fórmula

3434

empírica para conocer dicho número en función de los elementos de aleación que incrementan

la resistencia a la corrosión y que está dado por la siguiente fórmula:

PREN =%Cr+ 3.3 %Mo + 16 %N

PREN= 25.55 + 3.3 (3.74) + 16 (.27)

PREN= 42.21*

*PREN calculado para el super duplex UNS S32750 con nombre comercial SAF 2507,

utilizando los porcentajes en peso especificados en la hoja técnica, el PREN calculado

mediante la fórmula anterior resulta igual al expresado en la hoja técnica.

Al aumentar el contenido de cromo aumentamos la resistencia a la corrosión, el

molibdeno también aumenta la resistencia a la corrosión, sin embargo como el cromo y el

molibdeno son elementos formadores de ferrita es necesario incrementar a su vez los

contenidos de níquel y nitrógeno, para promover la formación de la austenita, aumentar su

tenacidad con el Ni y su resistencia a la corrosión debido al N [32]. Razón por la cuál las

aleaciones superduplex tienen una elevada tenacidad y resistencia mecánica al mismo tiempo.

Sin embargo los elementos como el cromo y el molibdeno son los responsables de

promover la precipitación de las fases intermetálicas, la adición de nitrógeno y níquel es

beneficioso para retardar la formación de estas fases intermétalicas.

Los aceros inoxidables superduplex son capaces de un comportamiento de super

plasticidad, denotada por una grande e uniforme elongación sin estricciones laterales, en

deformaciones tensiles a temperaturas cerca de la temperatura de fusión (aprox. 1000 °C),

tienen una alta dureza, además de una alta resistencia a la corrosión asistida por esfuerzo y

alta resistencia a la corrosión intergranular inducida por sensibilización. Razones por las cuales

son usados en diversas aplicaciones: como calentadores en la industria energética,

depuradores de gases de combustión, equipo de producción de gas y petróleo,

3535

intercambiadores de calor en procesos de la industria química y en un amplio campo de

aplicaciones. Sin embargo la producción total de aceros inoxidables duplex es pequeña en

comparación con los austeníticos y ferríticos.

3.2 Aceros Inoxidables Martensíticos.

Los aceros inoxidables martensíticos contienen alrededor de 11.5 – 18% de cromo, con

el cuál se provee resistencia a la corrosión. Las propiedades mecánicas de los aceros

inoxidables martensíticos dependen fuertemente de la temperatura de temple, resultando con

alta resistencia mecánica y buena resistencia a la corrosión, comparados con los aceros al

carbono además de un bajo costo en comparación con la aleaciones resistentes a la corrosión.

Los aceros martensíticos tienen una estructura austenitica a elevadas temperaturas por

lo que puede transformarse en martensita a una temperatura de enfriamiento adecuada.

Básicamente es una aleación Fe – Cr ya que los elementos aleantes están en pequeñas

cantidades que usualmente son alrededor del 2-4%. El carbono está presente en una cantidad

suficiente para producir el endurecimiento, pero sin grandes cantidades de carbono ya que

esto provocaría la formación de carburos de cromo, disminuyendo la cantidad de Cr en la

matriz y sensibilizando al acero.

La alta templabilidad de estas aleaciones hace que se produzca martensita, cuya dureza

aumenta con el contenido de carbono y la cual tiene una tendencia a la fisuración durante el

proceso de soldado. Aún a pesar de estos inconvenientes estos aceros utilizados en una amplia

gama de productos como herramientas, instrumentos médicos, etc., además también son

utilizados en la industria del petróleo y gas, sin embargo a mayor presencia de CO2 y H2S su

degradación aumenta a medida que aumenta la profundidad de extracción del pozo petrolero

y esto es inevitable día a día [33].

La búsqueda de materiales con buenas propiedades mecánicas, resistencia a la

corrosión, soldabilidad y económicos dio como resultado el desarrollo de los aceros

inoxidables supermartensíticos.

3636

Para desarrollar estos aceros se partió de los aceros inoxidables martensíticos

disminuyendo los contenidos de carbono hasta alrededor de 0.02- 0.03% llamándolos aceros

supermartensíticos [34], con una microestructura de martensita, algunas veces con austenita

retenida.

Fig. 3.2 Microestructura de una acero inoxidable martensitico 410.

Estos aceros inoxidables supermartensíticos exhiben una combinación única de

soldabilidad, tenacidad, dureza y resistencia a la corrosión, sin embargo es 25% más barato

que un acero dúplex [35]. Esto ha incrementado ampliamente su aplicación en componentes

y estructuras críticas, tales como turbinas, propelas marinas, partes de aeronaves y tuberías

para perforación y transportación de gas y petróleo en medios ambientes corrosivos debido a

su excelente combinación de propiedades, las cuáles actualmente dependen de la

composición química y especialmente de su microestructura. La composición química de un

acero inoxidable supermartensítico está basada en el sistema Fe-Cr-Ni-Mo con 4-6% de Ni, 0.5-

2.5% de Mo, bajos contenidos de C ≤ 0.02% y ligeras variaciones en el contenido de nitrógeno

y otros microaleantes [36].

Los elementos como el Cr y el Mo actúan como elementos estabilizadores de la ferrita

por lo que es necesario adicionar elementos formadores de austenita como el Ni y N para

3737

evitar la formación de ferrita delta y estabilizar la fase austenitica para que la transformación

a martensita pueda ocurrir.

El Ni es un elemento de aleación usado para estabilizar la fase austenitica o expandir la

fase gamma, pero al adicionar una gran cantidad de Ni agrega costo. El N es también muy

efectivo para estabilizar la austenita por lo que recientemente el N se está empleando para

sustituir el Ni, reduciendo el costo y ofreciendo excelente servicio, combinando buenas

propiedades mecánicas y resistencia a la corrosión. El N además de evitar la formación de

ferrita delta es también excelente para mejora la resistencia a la corrosión por picaduras de

los aceros inoxidables supermartensíticos y aumentar el número equivalente de resistencia al

picado [35].

PREN = %Cr + 3.3% Mo + 30% N

PREN= 13.50 + 3.3 (1.69) + 30 (.07)

PREN = 21.18 *

*PREN calculado para el aceros supermartensítico UNS 41425 utilizado en la

experimentación.

El cromo es el elemento que le confiere la resistencia a la corrosión debido a la

formación de capa de óxido pasivante que protege al acero, a medida que aumenta la cantidad

de Cr aumenta su resistencia a la corrosión.La cantidad de molibdeno utilizado depende de la

agresividad del medio.

Algunos grados de aceros inoxidables supermartensíticos pueden contener otros

microaleantes como el vanadio (V), niobio (Nb) y/o titanio (Ti), elementos que pueden ser

preferentemente combinables con el N o el Cr, que precipitan a alta temperatura formando

compuestos intersticiales durante su proceso de producción o durante el proceso de

tratamiento térmico, mejorando la resistencia a la corrosión por picaduras y la dureza final.

Basándonos en este concepto los aceros inoxidables supermartensíticos comerciales

contienen 0.06% N, 0.025% Nb, 0.09% V y hasta 0.01% Ti.

3838

Otros elementos que puede añadirse para facilitar su procesamiento y modificar sus

propiedades el algún sentido son: manganeso en concentraciones de hasta 2 %wt para

sustituir algo del Ni que es muy caro, además se utiliza como desoxidante; cobre se agrega

para mejor la resistencia a la corrosión, aumenta la resistencia a la tracción y a la fluencia;

silicio es un elemento estabilizador de la ferrita y esencial como desoxidante durante la

refinación del acero, su concentración no debe exceder de 0.7% para mantener una

microestructura plenamente austenitica.

3939

METODOLOGIA EXPERIMENTAL.

En el presente capitulo se presenta una descripción de los materiales y equipo

utilizados para llevar a cabo la metodología experimental.

4.1 Caracterización de los materiales.

Las muestras utilizadas se maquinaron de barras de los aceros inoxidables

correspondientes, las muestras del acero SMSS se obtuvieron de una barra de 3 pulgadas de

diámetro y 60 pulgadas de longitud, como se observa en la figura 4.1, las dos barras de los

aceros inoxidables SDSS eran de 1.5 pulgadas de diámetro y 12 pulgadas de longitud.

Fig. 4.1 Barra de acero inoxidable supermartensítico S41425.

A los presentes materiales se les realizo un análisis químico mediante las técnicas ICP

(Espectrometría de chispa) y CHON para determinar cuantitativamente las composiciones

químicas mostradas en la tabla 4.1 y verificar si era las correspondientes a un acero

supermartensítico S41425, un acero superduplex SAF 2507 (S32750) y un acero superduplex

Zeron 100 (S32760) de acuerdo a la norma UNS.

4040

Mn %

MUESTRA C % AE

Cu %

ICP

ICP

Cr % ICP

Mo % N %

ICP AE

Ni %

ICP

Si % AE

AE S %

P % ICP

W ICP

%

Super

martensitico 0.02 0.07 13.50 0.75 1.69 0.07 4.7 0.3 0.0003 0.016 ---

41425

Super

martensitico

41425

0,021 --- 13,603 0,691 1,490 0,068 4,556 0,295 0,001 N.D. ---

NORMA UNS 0.02 ---- 13.29 0.73 1.62 0.08 4.75 0.27 < 0.002 0.014 ---

W

MUESTRA C % Cu % Cr % Mn Mo N % Ni % Si % S

AE A

% P % %

E ICP Co% Nb

AE ICP ICP ICP %

ICP %

AE ICP ICP

Super

duplex

SAF 2507

Super

duplex

SAF 2507

0.020 0.18 25.55 0.48 3.74 0.27 7.04 0.22 .0003 0.023 0.12 0.05 <0.005

0,020 0,169 24,727 0,458 3,247 0,282 6,789 0,213 0,001 --- N.D. ---- ---

NORMA

UNS

.03 --- 24 –

26

1.2 3 – 5 0.24-

0.32

6- 8 0.8 0.020 0.035 -

MUESTRA C % AE Cu

ICP %

Cr %

ICP

Mn ICP

%

Mo ICP

%

N % Ni %

AE ICP

Si % AE

S % P % AE ICP

W ICP

%

Al%

Super duplex

Zeron 100 0.022 0.59 25.65 0.60 3.59 0.2190 7.20 0.40 0.0013 0.024 0.550 0.003

Super duplex

Zeron 100 0,016 0,507 24,627 0,463 3,162 0,215 6,803 0,278 ---- --- 0,353

NORMA UNS .03

0.5 –

1

24 –

26

1.0 3 – 4

0.2 -

0.3

6- 8 1.0 0.010 .030

0.5 –

1

Tabla 4.1 Composición química de un acero supermartensítico S41425, un acero

superduplex SAF 2507 y un acero superduplex Zeron 100.

4141

Además se realizó un análisis metalográfico para observar la microestructura

correspondiente al acero supermartensítico y a los aceros superduplex. La figura 4.2 muestra

la microestructura en forma acicular correspondiente a un acero supermartensítico, la

solución de ataque fue Kallings No.1 [37], la figura 4.3 y 4.4 muestra una microestructura

bifásica de ferrita y austenita concerniente a los aceros superduplex SAF 2507 y Zeron 100,

respectivamente. La solución de ataque para los aceros superduplex fue 15 ml HCl y 85 ml de

etanol [37].

Fig. 4.2 Microestructura acicular típica de un acero supermartensítico (S41425).

Fig. 4.3 Microestructura bifásica de ferrita (fase clara) y austenita (fase oscura)

típica de un acero superduplex (SAF 2507).

4242

Fig. 4.4 Microestructura bifásica de ferrita (fase clara) y austenita (fase oscura)

típica de un acero superduplex (Zeron 100).

4.2 Maquinado de las probetas.

El maquinado de las probetas utilizadas para las pruebas de deformación a velocidad

constante (CERT, Constant Extension Rate Test) se realizó bajo la norma NACE TM0177-05 [38],

como se aprecia en la figura 4.5.

Fig. 4.5 Maquinado de las probetas para la prueba CERT.

4343

Las dimensiones de las probetas se especifican en la fig. 4.6 con una longitud de

25.4mm y un diámetro de 6.35 mm.

FIg. 4.6 Dimensiones estándar para probetas utilizadas en el equipo CERT.

Posteriormente las probetas fueron pulidas hasta lija grado 1000 como observamos en

la figura 4.7, con la finalidad de eliminar microgrietas o zonas de concentración de energía

después de finalizar la etapa de maquinado. Después fueron enjuagadas en agua/acetona

antes de ser montadas en el equipo CERT [39].

Fig. 4.7 Pulido de la probeta a ensayar.

4.3 Preparación de los electrolitos.

Las soluciones utilizadas fueron: una solución de NaCl al 3.5 % wt deaereada en N2 con

un pH 7 a 25°C ± 2°C y en una solución de NaOH al 3 % wt con un pH 14 a 25°C ± 2°C. Además

de utilizar una solución patrón de glicerina para tener un blanco de comparación.

4444

Todas las soluciones fueron preparadas usando químicos grado laboratorio y agua destilada,

la celda de corrosión fue llenada en su totalidad y sellada con silicón para evitar contaminación.

Fig. 4.8 Solución de NaCl deaereada con N2.

4.4 Montaje del ensayo CERT

La técnica seleccionada para evaluar la susceptibilidad a la corrosión asistida por esfuerzo, fue

el ensayo de deformación a velocidad de extensión constante (CERT), para identificar las

condiciones y parámetros apropiado a los cuales se presenta esta sinergia de corrosión.

Características generales del equipo.

• Capacidad de carga de 4500 kg.

• Traductor de velocidad de desplazamiento lineal (25.4mm).

• Controlador modular métrico CERT SC-12, acoplado a software para adquisición de

datos de prueba.

• Celda de prueba.

4545

Fig. 4.9 Máquina CERT (Constant Extension Rate Test) para la prueba a velocidad de

extensión constante marca CORTEST.

En la celda de prueba se colocaron los electrodos correspondientes en total tres

electrodos, una probeta como electrodo de trabajo uno, un electrodo de calomel (Hg2Cl2) fue

usado como electrodo de referencia y un segundo electrodo de trabajo de una material

nominalmente idéntico al primero, del acero correspondiente a cada uno de los tres utilizados.

La celda fue llenada con la solución correspondiente y sellada con silicón en los orificios

correspondiente al electrodo de referencia y de trabajo dos, como se observa en la figura 10.

4646

Fig. 4.10 Celda de prueba.

Los parámetros de prueba son introducidas manualmente en el software de la máquina

para la prueba de extensión a velocidad constante como son: elongación máxima y mínima,

carga máxima y mínima y área transversal de la probeta sujeta al medio corrosivo. Los mismos

parámetros son indicados simultáneamente en el software que registra las variables como:

carga, esfuerzo tensil, elongación, etc., así como la velocidad de adquisición de lecturas.

El gabinete de control provee la potencia necesaria, condiciones de señales, sistemas de

control y lecturas indicadas. La celda de carga normalmente está adaptada directamente al

cabezal superior y permite medir adecuadamente la carga aplicada al espécimen. La prueba

realizada en la maquina CERT permite también establecer el tiempo de inicio de agrietamiento,

y mediante el traductor de velocidad de desplazamiento lineal, se obtiene la elongación del

material de prueba.

4.5 Ruido electroquímico.

La prueba de ruido electroquímico se realizó a la par con el ensayo CERT, utilizando el

sistema de tres electrodos, siendo los electrodos de trabajo (WE1 y WE2) del mismo material

y el tercer electrodo el de referencia (RE). Ambos electrodos de trabajo tienen la misma área

superficial expuesta al medio de prueba, el electrodo de trabajo 2 fue maquinado y pulido al

4747

igual que el electrodo de trabajo 1, por lo que se encuentran en iguales condiciones. El arreglo

electroquímico puede observarse en la figura 4.11.

Fig. 4.11 Sistema de 3 electrodos para la prueba de ruido electroquímico.

El equipo electroquímico consta de un Potenciostato/Galvanostato/ZRA Gill AC de ACM

Instruments que consta de 5 canales y un software para el procesamiento de datos que grafica

las series de tiempo en potencial y corriente, como se puede observar en la figura 4.11.

4.6 Curvas de polarización cíclicas (CCP).

Las probetas utilizadas para las curvas cíclicas de polarización se muestran en la Figura

4.12, las cuales fueron construidas con geometría cilíndrica mediante montaje en resina cristal

y mostrando un área de exposición de 1 cm2 aproximadamente. Estas muestras primeramente

fueron preparadas metalografía utilizando lijas de desbaste de SiC desde grado 80 hasta 600,

para tener una superficie limpia y nueva en exposición a las soluciones de prueba.

4848

Fig. 4.12 Probetas para la técnica de curvas de polarización cíclicas (CCP).

Para las pruebas CCP, se utilizó una celda de prueba y el sistema de tres electrodos, tal

como se muestra en la Figura 4.13. El electrodo de referencia, consistió en un electrodo de

Calomel, (Hg2Cl2) se empleó un electrodo de platino como electrodo auxiliar y el acero de

estudio correspondiente como electrodo de trabajo. La velocidad de barrido fue de 60

mV/min, el rango de polarización fue de -600 mV para la rama catódica y de 1600 mV para la

rama anódica a partir del potencial de corrosión, con un tiempo previo de estabilización de

media hora, basados en la norma ASTM G5 [40]. Los experimentos se realizaron por duplicado

para lograr la reproducibilidad de los resultados. El equipo para las pruebas de CCP fue un Gill

AC de ACM Instruments.

Fig. 4.13 Equipo utilizado y celda electroquímica para pruebas de CPC.

4949

4.7 Microscopia Electrónica de Barrido (MEB).

Con la finalidad de realizar un análisis fractografico de las probetas ensayadas en la

máquina CERT, se utilizó Microscopia Electrónica de Barrido (MEB). El equipo utilizado fue un

microscopio marca Jeol modelo JSM5800LV utilizando 15kV. Para esta caracterización, las

probetas se cortaron y se limpiaron mediante el equipo de ultrasonido en acetona, como se

puede apreciar en la figura 4.14 y finalmente las muestras se secaron en aire caliente. En el

MEB, se observó en detalle la morfología de la superficie de fractura

Fig. 4.14 A) Probetas preparadas para el microscopio, B) Equipo de ultrasonido para

limpieza de probetas.

5050

5 RESULTADOS Y ANALISIS DE

RESULTADOS.

Simultáneamente al ensayo de deformación a velocidad de extensión constante (CERT)

se realizó el monitoreo del comportamiento electroquímico de las muestras mediante la

técnica de ruido electroquímico, obteniendo las series de tiempo en potencial y corriente. Este

monitoreo fue continuo durante todos los días que duró la prueba, para una total

compatibilidad entre los resultados de ambas pruebas. Así como identificar respuestas

simultáneas y correlacionar la información proporcionada por las técnicas mencionadas

aunada a la técnica de curvas de polarización cíclicas. Esas técnicas nos permiten identificar si

la corrosión es uniforme, localizada o mixta y su velocidad de corrosión.

5.1 Ensayos a velocidad de deformación constante (CERT).

Las curvas esfuerzo-tiempo obtenidas para el acero superduplex SAF 2507 (UNS

S32750) en los medios de prueba, glicerina como solución patrón, NaCl al 3.5 % (wt) y NaOH

al 3 % (wt) como medios agresivos o de prueba, se muestran en la figura 5.1, donde podemos

observar que el mayor esfuerzo (101 kg/mm2) lo presenta la muestra expuesta en glicerina,

por otro lado, mostrando un menor esfuerzo (97 kg/mm2 ) en la solución de NaOH, sin una

diferencia significativa entre soluciones y un esfuerzon de (98 kg/mm2) en la solución de NaCl.

En los límites elásticos, el espécimen ensayado en glicerina tiene un valor de 73 kg/mm2, 67

kg/mm2 en la solución NaCl y 61 kg/mm2 en NaOH, observando un ligero cambio en las

soluciones salina y alcalina. La duración de la prueba fue aproximadamente de 471 900

segundos en los tres medios utilizados, se puede observar que la energía bajo la curva en los 3

5151

casos es prácticamente la misma, lo cual significa que la interacción de los 3 medios con el

aceros superduplex SAF 2507 (UNS S32750) no presenta ninguna interacción sinergística

medio-metal.

Fig. 5.1 Curvas Esfuerzo-Tiempo obtenidas para el acero superduplex SAF 2507

(UNS S32750) en soluciones de glicerina, NaCl al 3.5 % (wt) y NaOH al 3 % (wt).

Las curvas esfuerzo-tiempo obtenidas para el acero superduplex ZERON 100 (UNS

S32760) en soluciones de glicerina, NaCl al 3.5 % (wt) y NaOH al 3 % (wt), se presentan en la

figura 5.2, donde podemos observar que el mayor esfuerzo (106 kg/mm2) lo presenta la

muestra en glicerina, mostrando un menor esfuerzo (103 kg/mm2 ) en la solución de NaOH, y

un esfuerzo de (105 kg/mm2) en la solución de NaCl, sin embargo no existe gran diferencia

entre los UTS mostrados en la gráfica, solo en relaciones de tiempo para las diferentes

soluciones empleadas en este acero. El límite elástico en el espécimen en glicerina tiene un

valor de 80 kg/mm2, 77 kg/mm2 en la solución NaCl y 79 kg/mm2 en NaOH, con un ligero

cambio en las soluciones salina y alcalina. La duración de la prueba fue aproximadamente de

498 772 segundos en glicerina, 472 498 segundos en la solución de NaOH y 465 415 segundos

en la solución de NaCl. También se puede observar que la energía bajo la curva en el medio

glicerina medio patrón, es un ligeramente mayor, que en los otros dos medios, NaCl y NaOH,

5252

sin embargo, esta ligera diferencia no fue suficiente para poder encontrar susceptibilidad en

el acero ensayado, lo cual significa que la interacción de los 3 medios con el aceros superduplex

ZERON (UNS S32760) no presenta ninguna interacción sinergística medio-metal.

Fig. 5.2 Curvas Esfuerzo-Tiempo obtenidas para el acero superduplex ZERON 100

(UNS S32760) en soluciones de glicerina, NaCl al 3.5 % (wt) y NaOH al 3 % (wt).

Las curvas esfuerzo-tiempo obtenidas para el acero supermartensitico UNS S41425 en

soluciones de glicerina, NaCl al 3.5 % wt y NaOH al 3 %wt, se presentan en la figura 5.3, donde

podemos observar que el mayor esfuerzo (101 kg/mm2) lo presenta la muestra en glicerina,

mostrando un menor esfuerzo (98 kg/mm2) en la solución de NaOH, y el esfuerzo (99 kg/mm2)

en la solución de NaCl, sin embargo no existe una diferencia significativa en los parámetros

de esfuerzo máximo entre las soluciones empleadas en este acero. El límite elástico en el

espécimen en glicerina tiene un valor de 78 kg/mm2, 71 kg/mm2 en la solución NaCl y 74

kg/mm2 en NaOH, con un ligero cambio en las soluciones salina y alcalina. La duración de la

prueba fue aproximadamente de 251 921 segundos en glicerina, 253 581 segundos en la

solución de NaOH y 251 035 segundos en la solución de NaCl. También se puede observar que

la energía bajo la curva en los 3 casos es prácticamente la misma, lo cual significa que la

5353

interacción de los 3 medios con el aceros supermartensítico UNS S41425 no presenta ninguna

interacción sinergística medio-metal.

Fig. 5.3 Curvas Esfuerzo-Tiempo obtenidas para el acero supermartensitico UNS S41425 en

soluciones de glicerina, NaCl al 3.5 % (wt) y NaOH al 3 % (wt).

El comportamiento de los aceros superduplex es muy similar ya que presentan curvas

esfuerzo-tiempo con valores de límite elástico, UTS y falla con pequeñas diferencia, esto puede

ser consecuencia de una imperceptible diferencia en la composición química de los

superduplex Zeron con mayor ductilidad y SAF 2507 con una ligera disminución de su

ductilidad debida a la presencia de una pequeña cantidad de Nb, elemento que forma

precipitados de carbo-nitruros enriquecidos con niobio, los cuales pueden incrementar

efectivamente la dureza del acero superduplex SAF 2507. En comparación de los aceros

superduplex Zeron y SAF 2507 con el comportamiento del acero supermartensítico S41425, la

diferencia en valores de UTS, limite elástico y duración de la prueba podemos atribuirlo a la

diferencia de microestructura de los dos aceros superduplex con mayor elasticidad resultante

5454

de la fase presente de ferrita, con respecto a la microestructura de un acero supermartensitico

caracterizado por la presencia de la fase martensítica, fase conocida por ser la de mayor dureza

entre las fases obtenibles del diagrama Fe-C. En la tabla 5.1 se muestran las durezas obtenidas

como un punto de comparación entre las microestructuras presentes, obtenidas mediante el

equipo durómetro Rockwell con una precarga de 150 kgf y penetrador tipo cono punta de

diamante, especificaciones para tomar la dureza en la escala Rockwell C (150HRC) para aceros

de alta resistencia.

M1

21.5

ZERON

M2 21.5

M3

22

P ROMEDIO 21.67 HRC

HOJA

TECNICA <=32

M1

SAF 2507

M2

M3

PROMEDIO

21.5 23.4 23 22.63 HRC <=28

M1

SMSS

M2

M3

PROMEDIO

27 23 23 24.33 HRC 26

Tabla 5.1. Dureza de de los aceros superduplex Zeron (S32760), SAF 2507 (S32750) y

supermartensítico (S41425).

La susceptibilidad a la corrosión asistida por esfuerzo también puede identificarse

mediante una disminución en el comportamiento mecánico, con propiedades tales como la

ductilidad representada por el porcentaje de elongación (%E), porcentaje de reducción de

área (%RA) [41] y UTS. El parámetro de porcentaje de elongación (%E) se muestra en la figura

5.4 donde podemos observar valores similares alcanzados en glicerina (11.06 -10.79), en la

solución de NaOH (11.04 -10.91) y en la solución de NaCl (11.03-10.87), para el super duplex

Zeron y SAF 2507 respectivamente, estos valores son mayores comparados con el acero

supermartensíticos atribuyendo este comportamiento a la existencia de la fase ferrita

caracterizada por tener un comportamiento de mayor elasticidad que la austenita, fases que

se encuentran presentes en la microestructura bifásica de un acero duplex con un contenido

5555

%E

de 50% austenita y 50% ferrita , mientras que los porcentaje de elongación (%E) presentado

por el acero supermartensítico se encuentran alrededor de 5.36 en glicerina, 5.39 en NaOH y

5.19 en NaCl, los cuáles son menores que un acero superduplex debido a la fase martensita

presente en su microestructura, fase caracterizada por presentar baja ductilidad y mayor

dureza que las fases presentes en los aceros superduplex de austenita y ferrita. En la tendencia

general podemos observar solo una pequeña diferencia en el porcentaje de elongación de

cada material utilizado con respecto a las soluciones alcalina y salina utilizadas, confirmando

que no hubo disminución de las propiedades mecánicas y por lo tanto no existe ninguna

interacción sinergística medio-material.

Porcentaje de Elongación.

12

10

8

GLICERINA

6 NAOH

NACL 4

2

0

SM SAF 2507 ZERON

Fig. 5.4 Porcentaje de Elongación (%E) alcanzados por los aceros super duplex Zeron, SAF

2507 y el acero supermartensítico S41425, en los medios de glicerina, NaOH y NaCl.

5656

Para la determinación la susceptibilidad a la corrosión asistida por esfuerzo (CAE), se

puede utilizar el criterio de Mc Intyre [19], el cual a través del parámetro de Índice de

susceptibilidad de reducción de área (Ira) establece el grado de susceptibilidad en 5 categorías

descritas en la tabla 2.3 anteriormente, la categoría I es aquella que no presenta

susceptibilidad a la CAE, sucesivamente hasta llegar a la categoría 5 indicativa de una alta

susceptibilidad a la CAE. Tras la rotura de los especímenes se realizaron las mediciones del

porcentaje de reducción de área (%RA) además de otros parámetros como el índice de

susceptibilidad de reducción de área (IRA), el índice susceptibilidad del tiempo de falla (ITf),

índice de susceptibilidad de deformación (IEm), el índice promedio de los tres índice anterioes

(Is), la categoría y el tipo de morfología en la superficie de fractura de cada material ensayados,

los resultados se muestran en la tabla 5.2.

MATERIAL Di Df %RA I RA I Tf I Em Is CAT Morfología

SM S41425

GLICERINA

6.42

4.25

56.18

1

1

1

1

NaCl al 3.5% 6.42 4.25 56.18 1.00 0.99 0.98 0.99 I Dúctil-Frágil

NaOH al 3% 6.42 4.10 59.22 1.05 0.99 0.97 1.00 I Dúctil-Frágil

SAF 2507

GLICERINA

6.51

2.9

80.16

1

1

1

NaCl al 3.5% 6.51 2.87 80.56 1.00 0.99 0.97 0.99 I Dúctil

NaOH al 3% 6.51 2.86 80.70 1.00 0.99 0.96 0.98 I Dúctil

ZERON

GLICERINA

6.46

3.21

75.31

1

1

1

1

NaCl al 3.5% 6.4 3.05 77.25 1.03 0.99 0.99 1.00 I Dúctil

NaOH al 3%

6.45

3.06

77.50

1.03

0.99

0.97

0.99

I

Dúctil

Tabla 5.2 Resultados obtenidos del análisis de las curvas esfuerzo-tiempo y los parámetros

mecánicos evaluados.

En los resultados de la tabla 5.2 podemos observar que todos los valores del índice de

susceptibilidad de reducción de área (Ira) son cercanos a la unidad, lo que denota máxima

resistencia a la corrosión asistida por esfuerzo, ya que son valores que están dentro del rango

5757

Esfu

erz

o k

g/m

m2.

de 0.8-1.0 que normalmente denotan alta resistencia a la CAE, mientras que valores bajos (i.e

< 0.5) muestran alta susceptibilidad [35].

En relación al esfuerzo máximo alcanzado en el límite elástico en glicerina es de 73, 61 en

NaOH, 67 para NaCl, sin ser una amplia diferencia, el esfuerzo máximo en el UTS en glicerina

es de 101, 97 en NaOH y 98 en NaCl con muy pequeña diferencia y el esfuerzo en la falla para

glicerina fue de 51, 51 en NaOH y 48 para NaCl, con los resultados anteriores podemos afirmar

que no existe una diferencia significativa que refleje alguna afectación sinergística del medio

con el acero superduplex SAF 2507 (figura 5.5).

120 SAF 2507

100

80

LE

60 UTS

FALLA 40

20

0

GLICERINA NAOH NACL

Fig. 5.5 Esfuerzo máximo en el límite elástico, uts y falla del acero superduplex

SAF 2507 (S32750).

El esfuerzo máximo alcanzado en el límite elástico en glicerina es de 80, 79 en NaOH, 77

para NaCl, sin ser una amplia diferencia, el esfuerzo máximo en el UTS en glicerina es de 106,

103 en NaOH y 105 en NaCl con muy pequeña diferencia y el esfuerzo en la falla para glicerina

fue de 53, 51 en NaOH y 51.5 para NaCl, con los resultados anteriores podemos afirmar que

5858

Esfu

erz

o k

g/m

m2.

no existe una diferencia significativa que refleje alguna afectación sinergística del medio con

el acero superduplex Zeron (figura 5.6).

120

ZERON

100

80

LE

60 UTS

FALLA

40

20

0

GLICERINA NAOH NACL

Fig. 5.6 Esfuerzo máximo en el límite elástico, uts y falla del acero superduplex Zeron

(S32760).

El esfuerzo máximo alcanzado en el límite elástico en glicerina es de 78, 74 en NaOH, 71

para NaCl, sin ser una amplia diferencia, el esfuerzo máximo en el uts en glicerina es de 101,

98 en NaOH y 99 en NaCl con muy pequeña diferencia y el esfuerzo en la falla para glicerina

fue de 71, 63 en NaOH y 70 para NaCl, con los resultados anteriores podemos afirmar que no

existe una diferencia significativa que refleje alguna afectación sinergística del medio con el

acero supermartensítico S411425 (figura 5.7).

5959

Esfu

erz

o K

g/m

m2.

SMSS S41425

120

100

80

LE

60 UTS

40 FALLA

20

0

GLICERINA NAOH NACL

Fig. 5.7 Esfuerzo máximo en el límite elástico, uts y falla del acero supermartensítico

(S41425).

La figura 5.8, 5.9 y 5.10 muestran las micrografías obtenidas en el MEB JEOL modelo

5800 después del ensayo CERT de los especímenes expuestos en glicerina, NaCl al 3.5 (%wt) y

NaOH al 3 (%wt) del acero superduplex SAF 2507 (S32750), observándose una fractura dúctil

[20] tipo copa-cono, sin muestra de grietas de corrosión solo con las microcavidades ovaladas

característicos de una fractura dúctil.

En la figura 5.8 (a) podemos observar la micrografía del espécimen de acero superduplex

SAF 2507 (S32750) expuesto en glicerina después del ensayo CERT, mostrando una fractura

dúctil con una amplia estricción, en la fig. 5.8 (b) se muestra la superficie de fractura a 600

aumentos donde se muestran solo las microcavidades que se formaron, evidencia de una

fractura completamente dúctil, 5.8 (c) ampliación a 2000 aumentos de las microcavidades

existentes, sin agrietamiento presente.

6060

(a) 40x

(b) 600x

(c) 2000x

Fig. 5.8 Micrografía de la falla del espécimen del SAF 2507 (S32750) expuesto en glicerina,

(a) Vista superior de la superficie de fractura a 40x donde puede observarse una

deformación típica de copa y cono con amplia estricción, (b) y (c) Magnificación de 600X y

2000X respectivamente donde podemos observar las microcavidades características de

este tipo de falla sin alguna grieta sobre la superficie de fractura.

En la figura 5.9 (a) podemos observar la micrografía del espécimen de acero superduplex

SAF 2507 (S326750) expuesto en una solución e NaOH al 3 % wt a un pH de 13.74, después

del ensayo CERT mostrando una fractura dúctil tipo copa-cono con una estricción menor a la

de la glicerina, en la fig. 5.9 (b) se muestra la superficie de fractura a 600 aumentos donde se

muestran las microcavidades que se formaron, las cuáles son evidencia de que no hay efecto

6161

del medio ambiente sobre el proceso de fractura. Como se verifica en la fig.5.9 (c) donde no

se observa agrietamiento característico de la corrosión asistida por esfuerzo, solo inclusiones

llamadas carburos (círculo rojo), los cuáles pueden actuar como precursores para la

propagación de la fractura.

(a) 40x

(b) 600x

(c) 2000x

Fig. 5.9 Micrografías de la falla del espécimen del SAF 2507 (S32750) expuesto en NaOH 3

% wt, (a) Vista superior de la superficie de fractura tipo dúctil a 40X donde puede

observarse una deformación típica de copa y cono con un centro formado por

microcavidades, (b) y (c) Magnificación de 600x y 2000x respectivamente donde podemos

observar las microcavidades características de este tipo de falla sin alguna grieta sobre la

superficie de fractura.

6262

En la figura 5.10 (a) podemos observar la micrografía del espécimen de acero

superduplex SAF 2507 (S326750) expuesto en una solución e NaCl al 3.5 % wt a un pH de 7.44,

después del ensayo CERT mostrando una fractura dúctil tipo copa-cono con una amplia

estricción parecida a la de la glicerina, en la fig. 5.10 (b) se muestra la superficie de fractura a

600 aumentos donde se muestran las microcavidades que se formaron, las cuáles son

evidencia de que no hay efecto del medio ambiente sobre el proceso de fractura. Como se

verifica en la fig.5.9 (c) donde no se observa agrietamiento característico de la corrosión

asistida por esfuerzo.

(a) 40x

6363

(b) 600x (c) 2000x

Fig. 5.10 Micrografías de la falla del espécimen del SAF 2507 (S32750) expuesto en NaCl al

3.5 % wt, (a) Vista superior de la superficie de fractura tipo dúctil a 40x donde puede


microcavidades, (b) y (c) Magnificación de 600x y 2000x respectivamente donde podemos

observar las microcavidades características de este tipo de falla sin alguna grieta sobre la

superficie de fractura.


5800 después del ensayo CERT, de los especímenes expuestos en glicerina, NaCl al 3.5 (%wt) y

NaOH al 3 (%wt) del acero superduplex Zeron (S32760), observándose una fractura dúctil [52]

tipo copa-cono, sin muestra de grietas de corrosión solo con las microcavidades ovaladas

característicos de una fractura dúctil.


superduplex Zeron (S32760) expuesto en glicerina después del ensayo CERT, mostrando una

fractura dúctil con una amplia estricción, en la fig. 5.11 (b) se muestra la superficie de fractura

a 600 aumentos donde se muestran solo las microcavidades que se formaron, evidencia de

una fractura completamente dúctil, 5.11 (c) ampliación a 2000 aumentos de las

microcavidades existentes, sin agrietamiento presente.

(a) 40x

(b) 600x

(c) 2000x

Fig. 5.11 Micrografías de la falla del espécimen Zeron (S32760) expuesto en glicerina, (a)

Vista superior de la superficie de fractura tipo dúctil a 40x donde puede observarse una




fractura.

64

6565


superduplex Zeron (S32760) expuesto en NaOH al 3 %wt y un pH 13.74 después del ensayo

CERT, mostrando una fractura dúctil con amplia estricción, en la fig. 5.12 (b) se muestra la

superficie de fractura a 600 aumentos donde se muestran las microcavidades que se formaron,

los cuáles son evidencia de que no hay efecto del medio ambiente sobre el proceso de fractura,

5.12 (c) ampliación a 2000 aumentos de las microcavidades existentes, sin agrietamiento

presente.

(a) 40x

6666

(b) 600x (c) 2000x

Fig. 5.12 Micrografías de la falla del espécimen Zeron (S32760) expuesto en NaOH al 3 %wt,



Magnificación de 600x y 2000x respectivamente donde podemos observar los


fractura.


superduplex Zeron (S32760) expuesto en NaCl al 3.5 %wt y un pH 13.74 después del ensayo

CERT, mostrando una fractura dúctil con amplia estricción, en la fig. 5.13 (b) se muestra la

superficie de fractura a 600 aumentos donde se muestran las microcavidades que se formaron,

los cuáles son evidencia de que no hay efecto del medio ambiente sobre el proceso de fractura,

5.13 (c) ampliación a 2000 aumentos de las microcavidades existentes, sin agrietamiento

presente.

(a) 40x

(b) 600x

(c) 2000x

Fig. 5.13 Micrografías de la falla del espécimen Zeron (S32760) expuesto en NaCl al 3.5

%wt, (a) Vista superior de la superficie de fractura tipo dúctil a 40x donde puede


microcavidades, (b) y (c) Magnificación de 2000x y 9000x respectivamente donde

podemos observar las microcavidades características de este tipo de falla sin alguna

grieta sobre la superficie de fractura.

67

6868


5800 después del ensayo CERT, de los especímenes expuestos en glicerina, NaCl al 3.5 (%wt) y

NaOH al 3 (%wt) del acero supermartensítico (S41425), observándose una fractura dúctil-frágil

[52] tipo copa-cono, con muestra de grietas secundarias.

La figura 5.14 (a) podemos observar la micrografía del espécimen de acero supermartensítico

(S41425) expuesto en glicerina después del ensayo CERT, mostrando una fractura dúctil-frágil,

en la fig. 5.14 (b) se muestra la superficie de fractura a 600 aumentos donde se muestran un

agrietamiento secundario, evidencia de una fractura dúctil- frágil, 5.14 (c) ampliación a 2000

aumentos del agrietamiento debido a la su morfología de fractura característica de los aceros

martensíticos de cuasiclivaje.

(a) 40x

6969

(b) 600x (c) 2000x


expuesto en glicerina, (a) Vista superior de la superficie de fractura tipo dúctil- frágil a 40x

donde puede observarse un agrietamiento, (b) y (c) Magnificación de 600x y 2000x

respectivamente donde podemos observar el agrietamiento debido a su morfología de

fractura característica de los aceros martensiticos de cuasiclivaje.

La figura 5.15 (a) podemos observar la micrografía del espécimen de acero

supermartensítico (S41425) expuesto en NaOH al 3 %wt con un pH de 13.67 después del

ensayo CERT, mostrando una fractura tipo dúctil-frágil tipo copa-cono con muestra de

agrietamiento con algunas impurezas (círculo rojo) en la fig. 5.15 (b) se muestra la superficie

de fractura a 2000 aumentos donde se muestran un agrietamiento debido al cuasiclivaje

caracteristicos de los aceros martensiticos fracturados, además tenemos la presencia de

carburos, incrustaciones que actuaron como precursores para la propagación del

agrietamiento, la fig. 5.15 (c) ampliación a 9000 aumentos del carburo existente en una

microcavidad.

(a) 40x

(b) 2000x

(b) 9000x


expuesto en NaOH al 3 % wt, (a) Vista superior de la superficie de fractura tipo dúctil- frágil

a 40x donde puede observarse un agrietamiento, (b) y (c) Magnificación de 2000x y 9000x

respectivamente donde podemos observar el agrietamiento debido al cuasiclivaje

característico de los aceros martensiticos fracturados y la presencia de un carburo dentro

de una microcavidad.

70

7171

La figura 5.16 (a) podemos observar la micrografía del espécimen de acero

supermartensítico (S41425) expuesto en NaCl al 3.5 %wt con un pH de 7 después del ensayo

CERT, mostrando una fractura dúctil-frágil, con varias microcavidades (círculos rojos) con

carburos, en la fig. 5.16 (b) se muestra la superficie de fractura a 600 aumentos donde se

muestran un agrietamiento característico de cuasiclivaje y microcavidades en las cuáles se

encuentran evidencia de carburos, incrustaciones que actuaron como precursores del

agrietamiento, la fig. 5.16 (c) ampliación a 20000 aumentos del agrietamiento de la superficie

rugosa de fractura.

(a) 40x

7272

(b) 600x (c) 2000x


expuesto en NaCl, (a) Vista superior de la superficie de fractura tipo dúctil- frágil a 40x

donde puede observarse agrietamiento, (b) y (c) Magnificación de 600x y 2000x

respectivamente donde podemos observar el agrietamiento debido al cuasiclivaje, en la

superficie de fractura, (d) y (f) micrografía de 9000 aumentos con un carburo de cromo y

su respectivo EDS.

La fig. 5.16 (d) muestra una micrografía a 9000 aumentos del carburo existente en una

microcavidad, la cual al realizarle un análisis de espectroscopia de energía dispersiva (EDAX)

mostrado en la fig. 5.16 (f) encontramos que se trata de un carburo de cromo, precursor del

agrietamiento y corrosión localizada.

(d) 9000x (f) EDS

7373

5.2 Ruido Electroquímico.

La técnica de ruido se realizó de manera simultánea con el ensayo de deformación a

extensión constante (CERT), durante todo el tiempo que duró la prueba es decir, durante toda

la curva esfuerzo-tiempo puntualizando en la deformación elástica, en torno al esfuerzo

máximo de tensión (UTS) y muy cerca de la zona de falla de la probeta. Tratando de esta forma

de encontrar alguna correspondencia entre la información electroquímica proporcionada por

la técnica de ruido y el comportamiento físico-mecánico del material.

Los resultados se obtuvieron mediante un análisis estadístico utilizando diferentes

parámetros estadísticos como los valores medio, máximo y mínimo, la desviación estándar y

la resistencia al ruido (Rn), a partir de la cuál es posible evaluar la velocidad de corrosión. Los

resultados de series de tiempo en potencial y corriente obtenidos para los diferentes

materiales utilizados en los diferentes medios empleados se muestran a continuación.

En la figura 5.17 se presenta las gráficas de serie de tiempo en potencial y corriente del

acero SAF 2507 (S32750) en la solución patrón correspondiente a la glicerina, donde podemos

observar dentro del (a) límite elástico que la tendencia de la serie de tiempo en potencial se

mantuvo entre valores de -288 mV hasta -275 mV, con muy bajas amplitudes, característico

del ruido blanco en la deformación elástica del material durante el ensayo CERT, con una señal

en la serie de tiempo en corriente en el orden de 10-6, en la región del esfuerzo máximo (b) la

serie de tiempo en potencial oscila entre los valores -306 mV hasta -291 mV, con un señal en

corriente del orden de 10-7. Por último en la región cercana a la fractura (c) la serie de tiempo

en potencial oscila entre -339 mV y -299 mV, y la demanda de corriente para este punto, se

presenta en el orden de 10-7.

7474

Pote

nci

al v

s E

SC (

mv

).

Pote

nci

al v

s E

SC (

mv

).

(a)

(b)

Co

rrie

nte

(µ

A).

C

orr

iente

(µ

A).

7575

Pote

nci

al v

s E

SC (

mv

).

(c)

Fig.5.17 Series de tiempo de potencial y corriente del acero SAF 2507 (S32750) en

glicerina, en el (a) límite elástico, (b) UTS y (c) antes de falla.


acero SAF 2507 (S32750) en la solución de NaOH al 3% wt, donde podemos observar dentro

del (a) límite elástico en la serie de tiempo en potencial se mantuvo entre valores de -329mv

hasta -326mv, presentando un comportamiento pasivo ya que sus señales de potencial

muestra amplitudes muy bajas y en incremento, sin embargo este incremento es muy

pequeño, de acuerdo a los valores del rango mencionado, variando aproximadamente en 3

mV, podemos decir, que es evidente, que durante este período el material se encuentra en

formación de la película de pasividad característica de los aceros inoxidables, generando una

señal en la serie de tiempo en corriente en el orden de 10-6, en la región del esfuerzo máximo

(b) la serie de tiempo en potencial oscila entre los valores -318 mV hasta -313 mV , con señales

de muy baja amplitud hacia la parte anódica este comportamiento nos indica que la

deformación plástica está produciéndose y existe una superficie limpia que está reaccionando

con el medio de prueba, además de una posible formación del cuello de estricción, su señal

en corriente es del orden de 10-7, con señales de baja amplitud y con múltiples transitorios

anódicos compensados rápidamente por transitorios catódicos que se presentan durante una

Co

rrie

nte

(µ

A).

7676

Pote

nci

al v

s E

SC (

mv

).

Pote

nci

al v

s E

SC (

mv

).

Co

rrie

nte

(µ

A).

C

orr

iente

(µ

A).

corrosión generalizada. Por ultimo en la región cercana a la fractura (c) la serie de tiempo en

potencial oscila entre -333 mV y 331 mV, mostrando señales de corrosión generalizada debido

al alto grado de estabilidad del potencial y a los múltiples eventos catódico y anódicos de

pequeña variación, situación confirmada por la serie de tiempo en corriente del orden de

10-7, con transitorios de baja amplitud debida a los multitud de procesos anódicos y catódicos

que tienen lugar en el proceso de corrosión generalizada.

(a)

(b)

7777

Pote

nci

al v

s E

SC (

mv

).

Co

rrie

nte

(µ

A).

(c)

Fig.5.18 Series de tiempo de potencial y corriente del acero SAF 2507 (S32750) en NaOH al

3 %wt, en el (a) límite elástico, (b) UTS y (c) antes de falla.

En la figura 5.19 se presenta las gráficas de serie de tiempo en potencial y corriente

del acero SAF 2507 (S32750) en la solución de NaCl al 3.5% wt, donde podemos observar

dentro del (a) límite elástico en la serie de tiempo en potencial se mantuvo entre valores de -

210 mV hasta -193 mV, presentando un comportamiento más favorable hacía la corrosión ya

que sus señales de voltaje se presentan en una tendencia más electronegativa, podemos decir

que durante estos momentos el material está formando su película de pasividad, sin embargo,

se presenta algunos cambios en el comportamiento mostrado, teniendo una recuperación

inmediata, volviendo a la misma tendencia original, lo cual es asociado, en las series a una

rápida rotura de la película de pasividad seguido por una rápida recuperación de la misma ,

con una señal en la serie de tiempo en corriente en el orden de 10-5 correspondiente, valores

muy pequeños, en la región del esfuerzo máximo, (b) la serie de tiempo en potencial oscila

entre los valores -173 mV y 168 mV, con señales de muy baja amplitud hacia la parte

anódica/catódica, este comportamiento nos indica que la deformación plástica está

produciéndose y existe una superficie limpia que esta interaccionando con el medio de prueba

formando una nueva película de pasividad, su señal en corriente es del orden de 10-4 con

7878

Pote

nci

al v

s E

SC (

mv

).

Pote

nci

al v

s E

SC (

mv

).

C

orr

iente

(µ

A).

C

orr

iente

(µ

A).

señales de baja amplitud y con un transitorio anódico compensados rápidamente, señal de una

corrosión localizada, con su posterior pasivación, sin evidencias posteriores de la misma. Por

ultimo en la región cercana a la falla, (c) la serie de tiempo en potencial oscila entre -161 mV

hasta -136 mV, como se puede observar el rango de variación es amplio, con un serie de

transitorios con mayor amplitud y frecuencia, lo cual, es asociado a la mayor superficie fresca

de contacto al momento de la falla, simultáneamente la serie de tiempo en corriente, nos

muestra fluctuaciones del orden de 10-5 con una tendencia muy constante durante todo el

evento, con transitorios de alta frecuencia, asociados a una multitud de procesos anódicos y

catódicos que tienen lugar en el proceso de corrosión generalizada o uniforme.

(a)

(b)

7979

) v m ( C S E s v l a i c n e t o P

Pote

nci

al v

s E

SC (

mv

).

ne

gati

vos -

Co

rrie

nte

(µ

A).

(c)

Fig.5.19 Series de tiempo de potencial y corriente del acero SAF 2507 (S32750) en NaCl al

3.5 %wt, en el (a) límite elástico, (b) UTS y (c) antes de falla.

En la figura 5.20 se presenta las gráficas de serie de tiempo en potencial y corriente

del acero Zeron (S32760) en la solución patrón de glicerina, donde podemos observar dentro

del (a) límite elástico en la serie de tiempo en potencial se mantuvo entre valores de -248 mV

hasta -246 mV, con un rango de variación de 2 mV, presentando ruido blanco debido a la

pequeña ampliación en las señales durante la deformación elástica del material, con una señal

en la serie de tiempo en corriente en el orden de 10-7, en la región del esfuerzo máximo (b) la

serie de tiempo en potencial oscila entre los valores -296 mV hasta -295 mV, indicándonos una

variación en este sitio de únicamente 1 mV, con un señalen corriente del orden de 10-6. Por

ultimo en la región cercana a la fractura (c) la serie de tiempo en potencial oscila entre -357

mV y -329 mV.

8080

Pote

nci

al v

s E

SC (

mv

).

Pote

nci

al v

s E

SC (

mv

).

Pote

nci

al v

s E

SC (

mv

).

Co

rrie

nte

(µ

A).

C

orr

iente

(µ

A).

C

orr

iente

(µ

A).

(a)

(b)

(c)

Fig.5.20 Series de tiempo de potencial y corriente del acero Zeron (S32760) en glicerina, en

el (a) límite elástico, (b) UTS y (c) antes de falla.

8181

En la figura 5.21, se presenta las gráficas de serie de tiempo en potencial y corriente

del acero Zeron (S32760) en la solución de NaOH al 3 % wt, donde podemos observar dentro

del (a) límite elástico en la serie de tiempo en potencial se mantuvo entre valores de -406 mV

hasta -405 mV, presentando un comportamiento de corrosión generalizada o uniforme ya que

sus señales muestran múltiples transitorios anódicos y catódicos, sin embargo el rango de

fluctuaciones se llevan en cabo en un 1 mV, por lo que se puede decir que durante estos

momentos el material está formando su película de pasividad característica de los aceros

inoxidables, con una señal en la serie de tiempo en corriente en el orden de 10-4, valor mayor

al obtenido en el medio inerte o patrón, asociado a la mayor agresividad del medio de

exposición, la cual confirma la formación de la película pasiva, o mostrando una corrosión

generalizada o uniforme, por su alta frecuencia en los transitorios mostrados, en la región del

esfuerzo máximo (b) la serie de tiempo en potencial oscila entre los valores -400 mV hasta -

397 mV, con señales de muy baja amplitud hacia la parte catódica, este comportamiento nos

indica que la deformación plástica está produciéndose y existe una superficie limpia que está

reaccionando con el medio de prueba, su señal en corriente es del orden de 10-4, con señales

de alta amplitud y con múltiples transitorios anódicos compensados por transitorios catódicos

que se presentan durante un corrosión generalizada o uniforme. Por ultimo en la región

cercana a la fractura (c) la serie de tiempo en potencial oscila entre -390 mV y -389mV,

mostrando un comportamiento muy similar a lo descrito anteriormente, señales de corrosión

generalizada debido a la caída del potencial y a los múltiples eventos catódico y anódicos de

baja amplitud, situación confirmada por la serie de tiempo en corriente del orden de 10-5, con

transitorios de baja amplitud debida a los multitud de procesos anódicos y catódicos que

tienen lugar en el proceso de corrosión generalizada o uniforme.

8282

Pote

nci

al v

s E

SC (

mv

).

Pote

nci

al v

s E

SC (

mv

).

Pote

nci

al v

s E

SC (

mv

).

Co

rrie

nte

(µ

A).

C

orr

iente

(µ

A).

C

orr

iente

(µ

A).

(a)

(b)

(c)

Fig.5.21 Series de tiempo de potencial y corriente del acero Zeron (S32760) en NaOH al

3% wt , en el (a) límite elástico, (b) UTS y (c) antes de falla.

8383


acero Zeron (S32760) en la solución de NaCl al 3.5 %wt, donde podemos observar dentro del

(a) límite elástico en la serie de tiempo en potencial se mantuvo entre valores de -374 mV

hasta -375 mV, rango muy pequeño de variación, presentando un comportamiento de

corrosión generalizada o uniforme con señales de voltaje de un alto grado de estabilidad de

alta frecuencia y baja amplitud, amplitudes bajas por los múltiples transitorios anódicos y

catódicos cíclicos presentes, podemos decir que durante estos momentos el material está

formando su capa de pasividad característica de los aceros inoxidables, con una señal en la

serie de tiempo en corriente en el orden de 10-3, las cuales confirman la corrosión generalizada

por sus rápidos transitorios de alta frecuencia y baja amplitud, en la región del esfuerzo

máximo (b) la serie de tiempo en potencial oscila entre los valores -353 mV hasta -352 mV, con

corrosión generalizada debido a las señales de voltaje de alta estabilidad y baja amplitud con

dirección a la parte anódica este comportamiento nos indica que la deformación plástica está

produciéndose y existe una superficie limpia que está reaccionando con el medio de prueba,

su señal en corriente es del orden de 10-3, con señales de pequeña variación por los múltiples

transitorios anódicos compensados por transitorios catódicos que se presentan durante un

corrosión generalizada. Por ultimo en la región cercana a la fractura (c) la serie de tiempo en

potencial oscila entre -359 mV y -358.9 mV, mostrando señales de corrosión generalizada

debido a la pequeña variación en la caída del potencial y de igual forma como en el sitio de

limite elástico, se vuelven a presentar transitorios cíclicos durante todo el evento con caídas y

recuperaciones del potencial, observándose además de nuevo los múltiples eventos catódico

y anódicos de alta frecuencia y baja amplitud, situación confirmada por la serie de tiempo en

corriente del orden de 10-4, con transitorios de pequeña variación debida a los multitud de

procesos anódicos y catódicos que tienen lugar en el proceso de corrosión generalizada o

uniforme.

8484

Pote

nci

al v

s E

SC (

mv

).

Pote

nci

al v

s E

SC (

mv

).

Pote

nci

al v

s E

SC (

mv

).

Co

rrie

nte

(µ

A).

C

orr

iente

(µ

A).

C

orr

iente

(µ

A).

(a)

(b)

(c)

Fig.5.22 Series de tiempo de potencial y corriente del acero Zeron (S32760) en NaCl al 3.5

%wt, en el (a) límite elástico, (b) UTS y (c) antes de falla.

8585

Pote

nci

al v

s E

SC (

mv

).

Pote

nci

al v

s E

SC (

mv

).

Co

rrie

nte

(µ

A).

C

orr

iente

(µ

A).


acero supermartensítico (S41425) en la solución patrón de glicerina, donde podemos observar

dentro del (a) límite elástico en la serie de tiempo en potencial se mantuvo entre valores de

-170 mV hasta -158 mV, presentando ruido blanco debido a la pequeña ampliación en las

señales durante la deformación elástica del material, con una señal en la serie de tiempo en

corriente en el orden de 10-7, en la región del esfuerzo máximo (b) la serie de tiempo en

potencial oscila entre los valores -227 mV hasta -224 mV, con una señal en corriente del orden

de 10-6. Por ultimo en la región cercana a la fractura (c) la serie de tiempo en potencial oscila

entre -200 mV y -199 mV.

(a)

(b)

8686

Pote

nci

al v

s E

SC (

mv

).

Co

rrie

nte

(µ

A).

(c)


glicerina, en el (a) límite elástico, (b) UTS y (c) antes de falla.


acero supermartensítico (S41425) en la solución de NaOH al 3 %wt, donde podemos observar

dentro del (a) límite elástico en la serie de tiempo en potencial se mantuvo entre valores de -

314 mV hasta -312 mV, presentando un comportamiento de pasivación con señales de voltaje

con incrementos hacia el área catódica, de amplitudes muy bajas por los múltiples transitorios

anódicos y catódicos presentes, con una señal en la serie de tiempo en corriente en el orden

de 10-5, las cuales confirman la pasividad por sus rápidos transitorios de baja amplitud, en la

región del esfuerzo máximo (b) la serie de tiempo en potencial oscila entre los valores -314

mV hasta -313 mV, con estado de pasividad debido a las señales de voltaje de alta estabilidad

y baja amplitud, este comportamiento nos indica que existe una formación de pequeña

película dándole el carácter de pasividad, su señal en corriente es del orden de 10-5, con

señales de pequeña amplitudes atribuidos a procesos de difusión electrónica e iónica dentro

de la película de pasividad. Por ultimo en la región cercana a la fractura (c) la serie de tiempo

en potencial oscila entre -317 mV y -318 mV, mostrando señales de corrosión generalizada

debido a la pequeña variación en la caída del potencial y a los múltiples eventos catódico y

anódicos de baja amplitud, situación confirmada por la serie de tiempo en corriente del orden

8787

Pote

nci

al v

s E

SC (

mv

).

Pote

nci

al v

s E

SC (

mv

).

Co

rrie

nte

(µ

A).

C

orr

iente

(µ

A).

de 10-5, con transitorios de pequeña variación debida a los multitud de procesos anódicos y


(a)

(b)

8888

Pote

nci

al v

s E

SC (

mv

).

Co

rrie

nte

(µ

A).

(c)


NaOH al 3 %wt, en el (a) límite elástico, (b) UTS y (c) antes de falla.


acero supermartensítico (S41425) en la solución de NaCl al 3.5 %wt, donde podemos observar

dentro del (a) límite elástico en la serie de tiempo en potencial se mantuvo entre valores de

-321 mV hasta -308 mV, presentando un comportamiento de corrosión generalizada o

uniforme con señales de voltaje con incrementos hacia el área catódica, de baja amplitud por

los transitorios anódicos y catódicos presentes, con una señal en la serie de tiempo en

corriente en el orden de 10-4, las cuales confirman la corrosión uniforme por sus transitorios

de baja amplitud, en la región del esfuerzo máximo (b) la serie de tiempo en potencial oscila

entre los valores -333 mV hasta -332 mV, con estado de corrosión generalizada debido a las

señales de alta frecuencia y baja amplitud,, su señal en corriente es del orden de 10-4, con

señales de alta frecuencia debidos a la corrosión existente. Por ultimo en la región cercana a

la fractura (c) la serie de tiempo en potencial oscila entre -337 mV y -336 mV, mostrando

señales de corrosión generalizada debido a la caída del potencial y a los múltiples eventos

catódico y anódicos de baja amplitud, este comportamiento nos indica que existe una capa de

pasividad en formación en la nueva superficie que aparece debido a la deformación que está

aconteciendo, situación confirmada por la serie de tiempo en corriente del orden de 10-4, con

8989

Pote

nci

al v

s E

SC (

mv

).

Pote

nci

al v

s E

SC (

mv

).

Pote

nci

al v

s E

SC (

mv

).

Co

rrie

nte

(µ

A).

C

orr

iente

(µ

A).

C

orr

iente

(µ

A).

transitorios de baja amplitud y alta frecuencia, debida a los multitud de procesos anódicos y


(a)

(b)

(c)


NaCl al 3.5 %wt, en el (a) límite elástico, (b) UTS y (c) antes de falla.

9090

Rn

Analizando las gráficas anteriores podemos ver un comportamiento similar de los aceros

superduplex en el medio de NaOH. Al realizar un análisis con los resultados obtenidos de las

gráficas anteriores mediante la ecuación 4, anteriormente expresada, podemos conocer el

valor de Rn es decir, la resistencia al ruido de los materiales, al graficar Rn como se ilustra en

la figura 5.26 podemos observar que para el acero UNS S32750 (SAF 2507) la diferencia en la

resistencia al ruido son del orden de 10+08, es decir mínima entre las tres soluciones (de

glicerina, NaCl al 3.5 % (wt) y NaOH al 3 % (wt)) y con un comportamiento parecido en las tres

zonas analizadas (límite elástico, UTS y falla) de la curvas esfuerzo-tiempo obtenidas con

anterioridad.

1.00E+08

1.00E+07

1.00E+06

1.00E+05

1.00E+04

1.00E+03

1.00E+02

1.00E+01

1.00E+00

SAF 2507

GLICERINA NAOH NACL

LE

UTS

FALLA

Fig. 5.26 Resistencia al ruido para el acero inoxidable superduplex UNS S32750 (SAF 2507),

en el límite elástico, uts y falla en soluciones de glicerina, NaCl al 3.5 % (wt) y NaOH al 3 %

(wt).

En la figura 5.27 se ilustra los valores de Rn (resistencia al ruido) para el acero UNS S32760

(Zeron 100) y observamos que la diferencia en la resistencia al ruido entre las tres soluciones

(de glicerina, NaCl al 3.5 % (wt) y NaOH al 3 % (wt)) son del orden de 10+08, es decir mínima y

con un comportamiento parecido en las tres zonas analizadas (límite elástico, UTS y falla) de

la curvas esfuerzo-tiempo obtenidas con anterioridad.

9191

Rn

R

n

1.00E+08

1.00E+07

1.00E+06

1.00E+05

1.00E+04

1.00E+03

1.00E+02

1.00E+01

1.00E+00

ZERON GLICERINA NAOH NACL

LE

UTS

FALLA

Fig. 5.27 Resistencia al ruido para el acero inoxidable superduplex UNS S32760 (Zeron 100),

en el límite elástico, UTS y falla en soluciones de glicerina, NaCl al 3.5 % (wt) y NaOH al 3 %

(wt).

En la figura 5.28 se ilustra los valores de Rn (resistencia al ruido) para el acero

supermartensítico UNS S41425 y observamos que la diferencia en la resistencia al ruido entre

las tres soluciones (de glicerina, NaCl al 3.5 % (wt) y NaOH al 3 % (wt)) son del orden de 10+08,

es decir mínima y con un comportamiento parecido en las tres zonas analizadas (límite elástico,

UTS y falla) de la curvas esfuerzo-tiempo obtenidas con anterioridad.

1.00E+08

1.00E+07

1.00E+06

1.00E+05

1.00E+04

1.00E+03

1.00E+02

1.00E+01

1.00E+00

SMSS S41425

GLICERINA NAOH NACL

LE

UTS

FALLA

Fig. 5.28 Resistencia al ruido para el acero inoxidable supermartensítico UNS S41425 en el

límite elástico, UTS y falla en soluciones de glicerina, NaCl al 3.5 % (wt) y NaOH al 3 % (wt).

9292

En la figura 5.29 podemos observar la velocidad de corrosión en el acero superduplex

UNS S32750 (SAF 2507) la cual en la glicerina, una solución patrón donde no existe

degradación por parte del medio esta alrededor del orden de 10-12, y en el orden de 10-10 y

10-9 para las soluciones de NaOH al 3 % (wt) y NaCl al 3.5 % (wt) respectivamente, por lo que

no existe un interacción medio/material que provoque corrosión severa. El comportamiento

es parecido en las tres soluciones mostrando una tendencia a ser mayor la velocidad de

corrosión en la zona del UTS, debido a la corrosión al exponer a la solución con la superficie

nueva que se genera al momento de la deformación plástica aunado a la formación del cuello

de estricción.

SAF 2507

NACL

NAOH Vc FALLA

Vc EN UTS

Vc EN LE

GLICERINA

1.00E-12 1.00E-10 1.00E-08 1.00E-06 1.00E-04 1.00E-02 1.00E+00

Fig. 5.29 Velocidad de corrosión del acero superduplex UNS S32750 (SAF 2507) en el límite

elástico, UTS y falla en soluciones de glicerina, NaCl al 3.5 % (wt) y NaOH al 3 % (wt).

En la figura 5.30 podemos observar la velocidad de corrosión en el acero superduplex UNS

S32760 (Zeron 100) la cual en la glicerina, una solución patrón donde no existe degradación

por parte del medio esta alrededor del orden de 10-11, y en el orden de 10-09 y 10-08 para las

9393

soluciones de NaOH al 3 % (wt) y NaCl al 3.5 % (wt) respectivamente, por lo que no existe un

interacción medio/material que provoque corrosión severa. El comportamiento es parecido

en las tres soluciones mostrando una tendencia a ser mayor la velocidad de corrosión en la

zona del límite elástico, debido tal vez a la corrosión de la superficie para formar la película de

pasividad.

ZERON

NACL

NAOH

GLICERINA

Vc FALLA

Vc EN UTS

Vc EN LE

1.00E-11 1.00E-09 1.00E-07 1.00E-05 1.00E-03 1.00E-01

Fig. 5.30 Velocidad de corrosión del acero superduplex UNS S32760 (Zeron 100) en el límite


En la figura 5.31 podemos observar la velocidad de corrosión en el acero

supermartensítico UNS S41425, la cual en la glicerina, una solución patrón donde no existe

degradación por parte del medio esta alrededor del orden de 10-11, y en el orden de 10-08 y

10-09 para las soluciones de NaOH al 3 % (wt) y NaCl al 3.5 % (wt) respectivamente, por lo que

no existe un interacción medio/material que provoque corrosión severa. El comportamiento

es parecido en las tres soluciones mostrando una tendencia a ser mayor la velocidad de

corrosión en la zona del UTS debido a la corrosión al exponer a la solución con la superficie

nueva que se genera al momento de la deformación plástica aunado a la formación del cuello

de estricción.

9494

SMSS

NACL

NAOH Vc FALLA

Vc EN UTS

Vc EN LE

GLICERINA

1.00E-12 1.00E-10 1.00E-08 1.00E-06 1.00E-04 1.00E-02 1.00E+00

Fig. 5.31 Velocidad de corrosión del acero supermartensítico UNS S41425 en el límite


Otro parámetro o relación que podemos calcular y que contribuye al conocimiento del

tipo de corrosión que sufre nuestro espécimen es el índice o grado de corrosión localizada (IL).

En la figura 5.32 podemos observar el índice de corrosión localizada del acero

superduplex UNS S32750 (SAF 2507) en el límite elástico, UTS y falla, en soluciones NaCl al 3.5

% (wt) y NaOH al 3 % (wt). En la solución de NaCL el IL oscila entre 0.04 y 0.16 mostrándose el

e rango de una corrosión mixta, pero sin llegar a ser localizada, lo que concuerda con los

resultados de ruido electroquímico donde observamos espaciadas picaduras que se pasivan

rápidamente, los IL en la solución de NaOH oscilan entre 0.06 y 0.09 cayendo en la categoría

de corrosión mixta, por lo que al no presentar corrosión localizada en ninguna de las dos

soluciones anteriores podemos decir que no es susceptible a la corrosión asistida por esfuerzo.

9595

SAF 2507

IL en FALLA IL en UTS IL en LE

NACL

NAOH

0.04 0.05

0.06

0.06

0.09

0.16

Fig. 5.32 IL del acero superduplex UNS S32750 (SAF 2507) en el límite elástico, UTS y falla,

en soluciones NaCl al 3.5 % (wt) y NaOH al 3 % (wt).


superduplex UNS S32760 (Zeron 100) en el límite elástico, UTS y falla, en soluciones NaCl al 3.5

% (wt) y NaOH al 3 % (wt). En la solución de NaCL el IL oscila entre 0.001 y 0.005 mostrándose

en el rango de una corrosión generalizada, lo que concuerda con los resultados de ruido

electroquímico donde observamos una gran tendencia a la pasividad, formando rápidamente

una película protectora y mostrando potenciales de trabajo muy estables, los IL en la solución

de NaOH oscilan entre 0.003 y 0.024 cayendo en la categoría de corrosión generalizada y mixta,

por lo que al no presentar corrosión localizada en ninguna de las dos soluciones anteriores

podemos decir que el material no es susceptible a la corrosión asistida por esfuerzo.

9696

ZERON


0.001

0.005

0.004

NACL

0.003

0.007

0.024

NAOH

Fig. 5.33 IL del acero superduplex UNS S32760 (Zeron 100) en el límite elástico, UTS y falla,

en soluciones NaCl al 3.5 % (wt) y NaOH al 3 % (wt).


supermartensítico UNS S41425 en el límite elástico, UTS y falla, en soluciones NaCl al 3.5 %

(wt) y NaOH al 3 % (wt). En la solución de NaCL el IL oscila entre 0.01 y 0.04 mostrándose en el

rango de una corrosión mixta, lo que concuerda con los resultados de ruido electroquímico

donde observamos una gran tendencia al estado de equilibrio, formando rápidamente una

película protectora y mostrando potenciales de trabajo estables, los IL en la solución de NaOH

oscilan entre 0.01 y 0.05 cayendo en la categoría de corrosión mixta, por lo que al no presentar

corrosión localizada en ninguna de las dos soluciones anteriores podemos decir que el material

no es susceptible a la corrosión asistida por esfuerzo.

9797

SMSS


NACL

0.01

0.02

0.04

NAOH

0.01

0.03

0.05

Fig. 5.34 IL del acero supermartensítico UNS S41425 en el límite elástico, UTS y falla, en

soluciones NaCl al 3.5 % (wt) y NaOH al 3 % (wt).

5.3 Curvas Cíclicas de Polarización.

Con respecto al análisis de la curva cíclica de polarización de la figura 5.35 (a) del acero

superduplex UNS S32750 (SAF 2507) en la solución de NaCl al 3.5 % (wt), observamos una

tendencia de actividad controlada sin caer en gran actividad de corrosión y que a pesar de

poder nuclear picaduras están no llegan a propagarse, comprobado por la forma de la curva,

que al aplicarle el potencial en reversa regresa por el mismo camino señal de que el material

no presenta tendencia a la corrosión localizada. En la figura 5.35 (b) podemos observar un

zoom de la curva cíclica de polarización con los potenciales obtenidos mediante el monitoreo

de ruido electroquímico que no se localizan en las zonas activo- pasiva susceptibles a la

corrosión localizada. Confirmando el análisis de los resultados anteriores que especifican la

falta de susceptibilidad a la corrosión asistida por esfuerzo.

9898

Fig. 5.35 (a) Curva cíclica de polarización del acero superduplex UNS S32750 (SAF 2507) en

la solución de NaCL al 3.5 % (wt).


(SAF 2507) en la solución de NaCL al 3.5 % (wt), con los potenciales obtenidos en RE.

9999

En la curva cíclica de polarización de la figura 5.36 (a) del acero superduplex UNS S32750

(SAF 2507) en la solución de NaOH al 3 % (wt), observamos una tendencia de actividad

controlada sin caer en gran actividad de corrosión y que a pesar de poder nuclear picaduras

están no llegan a propagarse, comprobado por la forma de la curva, que al aplicarle el potencial

en reversa regresa por el mismo camino formando una mínima áreas, señal de que el material

no presenta tendencia a la corrosión localizada. En la figura 5.36 (b) podemos observar un

zoom de la curva cíclica de polarización con los potenciales obtenidos mediante el monitoreo

de ruido electroquímico que no se localizan en las zonas activo- pasiva susceptibles a la

corrosión localizada. Confirmando el análisis de los resultados anteriores que especifican la

falta de susceptibilidad a la corrosión asistida por esfuerzo.

Fig. 5.36 (a) Curva cíclica de polarización del acero superduplex UNS S32750 (SAF 2507) en

la solución de NaOH al 3% (wt).

100100100


(SAF 2507) en la solución de NaOH al 3% (wt), con los potenciales obtenidos en RE.


(Zeron 100) en la solución de NaCL al 3.5 % (wt), observamos una tendencia de actividad



en reversa regresa por el mismo camino, señal de que el material no presenta tendencia a la

corrosión localizada. En la figura 5.37 (b) podemos observar un zoom de la curva cíclica de

polarización con los potenciales obtenidos mediante el monitoreo de ruido electroquímico que

no se localizan en las zonas activo- pasiva susceptibles a la corrosión localizada. Confirmando

el análisis de los resultados anteriores que especifican la falta de susceptibilidad a la corrosión


101101101


la solución de NaCL al 3.5% (wt).


(Zeron 100) en la solución de NaCL al 3.5% (wt), con los potenciales obtenidos en RE.

102102102


(Zeron 100) en la solución de NaOH al 3 % (wt), observamos una tendencia de actividad



en reversa regresa por el mismo camino, señal de que el material no presenta tendencia a la

corrosión localizada. En la figura 5.38 (b) podemos observar un zoom de la curva cíclica de

polarización con los potenciales obtenidos mediante el monitoreo de ruido electroquímico que

no se localizan en las zonas activo- pasiva susceptibles a la corrosión localizada. Confirmando

el análisis de los resultados anteriores que especifican la falta de susceptibilidad a la corrosión



la solución de NaOH al 3% (wt).

103103103


(Zeron 100) en la solución de NaOH al 3 % (wt), con los potenciales obtenidos en RE.

En la curva cíclica de polarización de la figura 5.39 (a) del acero supermartensítico UNS

S41425 en la solución de NaCL al 3.5 % (wt), observamos una tendencia de actividad con

tendencia a la pasividad y que a pesar de poder nuclear pequeñas picaduras están no llegan a

propagarse, comprobado por la forma de la curva, que al aplicarle el potencial en reversa

regresa por el mismo camino, señal de que el material no presenta tendencia a la corrosión

localizada. En la figura 5.39 (b) podemos observar un zoom de la curva cíclica de polarización

con los potenciales obtenidos mediante el monitoreo de ruido electroquímico que no se

localizan en las zonas activo- pasiva susceptibles a la corrosión localizada. Confirmando el

análisis de los resultados anteriores que especifican la falta de susceptibilidad a la corrosión


104104104


solución de NaCL al 3.5% (wt).


S41425en la solución de NaCL al 3.5% (wt), con los potenciales obtenidos en RE.

105105105

En la curva cíclica de polarización de la figura 5.40 (a) del acero supermartensítico UNS

S41425 en la solución de NaOH al 3 % (wt), observamos una tendencia de actividad con

tendencia a la pasividad y que a pesar de poder nuclear pequeñas picaduras están no llegan a

propagarse, comprobado por la forma de la curva, que al aplicarle el potencial en reversa

regresa por el mismo camino, señal de que el material no presenta tendencia a la corrosión

localizada. En la figura 5.40 (b) podemos observar un zoom de la curva cíclica de polarización

con los potenciales obtenidos mediante el monitoreo de ruido electroquímico que no se

localizan en las zonas activo- pasiva susceptibles a la corrosión localizada. Confirmando el

análisis de los resultados anteriores que especifican la falta de susceptibilidad a la corrosión



solución de NaOH al 3 % (wt).

106106106


S41425en la solución de NaOH al 3 % (wt), con los potenciales obtenidos en RE.

107107107

Conclusiones y Recomendaciones.

De los resultados obtenidos podemos concluir:

1. Las probetas en los medios evaluados no fueron susceptibles a la Corrosión Asistida por

Esfuerzo (CAE) bajo las condiciones de experimentación.

2. La Técnica de Ruido Electroquímico, permitió determinar la velocidad de corrosión en

los puntos de interés que son el esfuerzo a cedencia, el esfuerzo máximo y el esfuerzo

en la falla, encontrando una combinación del estado de pasividad y activación con un

proceso de corrosión generalizada y mixta sin tendencia a picado.

3. Mediante las curvas de polarización se pudo determinar las zonas activo-pasivas en

cada uno de los medios ensayados, en donde en ningún caso se presenta tendencia a

corrosión localizada o inicio de picaduras, por otro lado, el potencial de corrosión es

negativo en todos los medios, con lo que podemos decir que están en un estado de

activación, lo que se pudo verificar con la cinética de corrosión.

A partir de este estudio se recomienda dado a que no se encontró susceptibilidad a la

corrosión asistida bajo esfuerzo en ninguno de los medios ensayados:

o Disminuir la velocidad de extension.

o Aumentar las concentraciones de la soluciones empleadas.

o Aumentar el tiempo de ensayo.

o Aumentar la temperatura de experimentación.

o Realizar tratamiento térmicos al material.

Todo lo anterior con la finalidad de evaluar los efectos posibles y determinar su pudiera

existir una mayor interacción sinergística entre el medio, metal y las solicitaciones

mecánicas, que pudieran aumentar la susceptibilidad.

108108108

REFERENCIAS.

[1] H. Avner Sydney . (1988). Introducción a la metalurgia física (2th edición). McGraw-

Hill/Interamericana de México, S.A. de C.V.

[2] Aplicaciones de los aceros inoxidables, Revista del Instituto de Investigación de la Facultad

de Geología, Minas, Metalurgia y Ciencias Geográficas de la UNMSM. (Vol. II, Nº 03, julio

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