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CORPORACIÓN MEXICANA DE INVESTIGACIÓN EN MATERIALES DIVISIÓN DE ESTUDIOS DE POSGRADO ESTUDIO DEL MECANISMO DE HIC Y SUSCEPTIBILIDAD A LA CORROSIÓN EN LA ZONA AFECTADA POR EL CALOR Y ZONA DE FUSIÓN DE UN ACERO API 5L X70 UNIDO POR EL PROCESO DSAW POR OMAR FRANCISCO MONTES TESIS EN OPCIÓN COMO MAESTRO EN TECNOLOGÍA DE LA SOLDADURA INDUSTRIAL SALTILLO, COAHUILA. MAYO DEL 2016
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CORPORACIÓN MEXICANA DE INVESTIGACIÓN EN MATERIALES
DIVISIÓN DE ESTUDIOS DE POSGRADO
ESTUDIO DEL MECANISMO DE HIC Y SUSCEPTIBILIDAD A LA
CORROSIÓN EN LA ZONA AFECTADA POR EL CALOR Y ZONA DE
FUSIÓN DE UN ACERO API 5L X70 UNIDO POR EL PROCESO DSAW
POR
OMAR FRANCISCO MONTES
TESIS
EN OPCIÓN COMO MAESTRO
EN TECNOLOGÍA DE LA SOLDADURA INDUSTRIAL
SALTILLO, COAHUILA. MAYO DEL 2016
CORPORACIÓN MEXICANA DE INVESTIGACIÓN EN MATERIALES
DIVISIÓN DE ESTUDIOS POSGRADO
ESTUDIO DEL MECANISMO DE HIC Y SUSCEPTIBILIDAD A LA
CORROSIÓN EN LA ZONA AFECTADA POR EL CALOR Y ZONA DE
FUSIÓN DE UN ACERO API X70 UNIDO POR EL PROCESO DSAW
POR
OMAR FRANCISCO MONTES
EN OPCIÓN COMO MAESTRO
EN TECNOLOGIA DE LA SOLDADURA INDUSTRIAL
SALTILLO, COAHUILA. MAYO DEL 2016
Corporación Mexicana de Investigación en Materiales
Gerencia de Desarrollo Humano
División de Estudios de Posgrado
Los miembros del Comité Tutorial recomendamos que la Tesis ESTUDIO
DEL MECANISMO DE HIC Y SUSCEPTIBILIDAD A LA CORROSIÓN EN LA
ZONA AFECTADA POR EL CALOR Y ZONA DE FUSIÓN DE UN ACERO API
X70 UNIDO POR EL PROCESO DSAW, realizada por el alumno(a) OMAR
FRANCISCO MONTES, con número de matrícula 14-MS-034 sea aceptada
para su defensa como Maestro en Tecnología de la Soldadura Industrial.
El Comité Tutorial
Dra. Rocio Saldaña Garcés.
Tutor Académico
Ing. Erik Rafael Delgado
Alvavera
Tutor en Planta
Dr. Felipe Arturo Reyes
Valdés.
Asesor
Vo.Bo.
Dr. Felipe Arturo Reyes Valdés.
Coordinador de Posgrado
Corporación Mexicana de Investigación en Materiales
Gerencia de Desarrollo Humano
División de Estudios de Posgrado
Los abajo firmantes, miembros del Jurado del Examen de Grado del alumno
OMAR FRANCISCO MONTES, una vez leída y revisada la Tesis titulada
ESTUDIO DEL MECANISMO DE HIC Y SUSCEPTIBILIDAD A LA
CORROSIÓN EN LA ZONA AFECTADA POR EL CALOR Y ZONA DE
FUSIÓN DE UN ACERO API X70 UNIDO POR EL PROCESO DSAW,
aceptamos que la referida tesis revisada y corregida, sea presentada por el
alumno para aspirar al grado de Maestro en Tecnología de la Soldadura
Industrial durante la defensa de la tesis correspondiente.
Y para que así conste firmamos la presente a los 26 días del mes de Mayo
del 2016.
Dr. Facundo Almeraya
Calderón
Presidente
Dra. Gladys Yerania Pérez
Medina
Secretario
Dra. Rocio Saldaña Garcés
Vocal
i
DEDICATORIAS Y
AGRADECIMIENTOS
Antes que nada se lo dedico a Dios por permitirme llegar a cumplir mis
objetivos académicos y estar en cada paso que doy.
Principalmente a mi FAMILIA:
A mis padres Delfino y Bertha que son un pilar fundamental en mi vida y lo
han sido durante mi formación personal y académica, por su amor, apoyo
incondicional, consejos en las decisiones difíciles y sacrificios que han hecho
para la superación de sus hijos.
A mi hermana Yesenia por ser un ejemplo de superación como persona y
además de estar siempre presente con sus consejos y apoyo moral a pesar de
la distancia.
Agradezco a la Corporación Mexicana de Investigación en Materiales S.A. de
C.V. en especial a la Gerencia de Desarrollo Humano por la oportunidad
brindada de cursar los estudios de posgrado en el programa de Maestría en
Tecnología de la Soldadura Industrial. El apoyo como becario por parte del
Consejo Nacional de Ciencia y Tecnología durante el período de estudios.
ii
A la empresa proponente del proyecto el Grupo ITISA Fabricaciones
Industriales TUMEX S.A. de C.V. De la misma manera gratificar la colaboración
del Centro de Investigación e Innovación en Ingeniería Aeronáutica de la
Universidad Autónoma de Nuevo León; al centro tecnológico Asociación de
Investigación Metalúrgica del Noroeste de Porriño, España; los laboratorios de
corrosión, metalografía y laboratorio de evaluación de materiales de la Gerencia
de Desarrollo Tecnológico de la Corporación Mexicana de Investigación en
Materiales S.A. de C.V. con el apoyo de su personal capacitado e
infraestructura durante el desarrollo experimental del presente proyecto.
A la Dra. Rocío Saldaña Garcés y al Dr. Felipe Arturo Reyes Valdés como
asesores y contribuyentes en todo lo posible en la presente investigación, al Dr.
Facundo Almeraya Calderón, Dr. Francisco Estupiñan Lopez y alumnos
presentes coadyuvando en la experimentación durante el lapso de estancia en
el CIIIA, el Dr. Jorge Delgado Guirao y colaboradores como sostén durante la
estancia en AIMEN, a los Ingenieros Marco Antonio Garza González, Diana
Karen Cortés Gaytan, Wendolyne Hernández Romero por su tiempo y ayuda
personal dentro del laboratorio de metalografía pero principalmente la amistad
brindada. A todos los compañeros tanto de posgrado e involucrados en
proyectos para la misma empresa proponente Saúl y Patricia contribuyendo con
información correspondiente y su compañerismo así como trabajadores que
conocí durante mi estancia en COMIMSA. A los revisores de tesis por tomar su
tiempo y hacer sus observaciones correspondientes.
Los agradecimientos son para todas las personas que han sido involucradas
en la contribución de este proyecto así como familia y familiares por el apoyo.
iii
ÍNDICE
SÍNTESIS 1
CAPÍTULO I INTRODUCCIÓN 2
1.1. Antecedentes 3
1.2. Objetivos 4
1.2.1. Objetivo general 4
1.2.2. Objetivos específicos 4
1.3. Justificación 5
1.4. Planteamiento del problema 5
1.5. Hipótesis 6
1.6. Aportación 6
1.6.1. Aportación científica 6
1.6.2. Aportación tecnológica 7
1.7. Alcances y delimitaciones 7
1.8. Resultados esperados 7
CAPÍTULO II ESTADO DEL ARTE 8
2.1 Aceros de alta resistencia baja aleación 8
2.1.1. Composición química 8
iv
2.1.2. Propiedades mecánicas 9
2.1.3. Clasificación 9
2.1.4. Soldabilidad de los aceros HSLA 11
2.2. Aceros API 5L 13
2.2.1. Tipos de aceros API 5L 13
2.2.2. API X70 15
2.2.2.1. Propiedades mecánicas 15
2.2.2.2. Composición química 16
2.2.2.3. Soldabilidad 17
2.3. Procesos de soldadura 17
2.3.1. Soldadura por arco sumergido 17
2.3.1.1. Proceso 18
2.3.1.2. Soldadura por doble arco sumergido 19
2.3.1.2.1. Proceso 19
2.3.1.2.2. Ventajas y limitaciones 19
2.3.1.3. Variables del proceso 19
2.3.1.4. Ventajas y limitaciones 22
2.3.2. Clasificación de costuras para tuberías 23
2.3.2.1. Costura longitudinal 24
2.3.2.1.1. Proceso 24
2.3.2.1.2. Ventajas y limitaciones 25
2.3.2.2. Costura helicoidal 25
2.3.2.2.1. Proceso 26
2.3.2.2.2. Ventajas y limitaciones 27
2.4. Corrosión 27
v
2.4.1. Tipos de corrosión 31
2.4.2. Efecto del ácido sulfhídrico en el acero 34
2.4.3. Daño por hidrógeno en el acero 37
2.4.4. Agrietamiento inducido por hidrógeno 47
2.5. Técnicas electroquímicas 52
2.5.1. Equipo electroquímico 53
2.5.2. Resistencia de polarización lineal 55
2.5.3. Ruido electroquímico 57
2.5.3.1. Registro del ruido electroquímico 58
2.5.3.2. Interpretación del ruido electroquímico 59
2.5.4. Curvas de polarización 65
2.5.4.1. Medición e interpretación de las curvas de polarización 65
2.5.4.2. Curva de polarización cíclica 67
CAPÍTULO III DESARROLLO EXPERIMENTAL 69
3.1. Metodología 69
3.1.1. Métodos de caracterización 69
3.1.2. Pruebas mecánicas 70
3.1.3. Técnicas de estudio 70
3.2. Procedimiento experimental 72
3.2.1. Metal Base 72
3.2.2. Unión de cupones 72
3.2.3. Caracterización del material y cupones de soldadura 74
3.2.3.1. Composición química 74
3.2.3.2. Metalografía 75
3.2.4. Pruebas mecánicas 76
vi
3.2.5. Prueba de agrietamiento inducido por hidrógeno 77
3.2.5.1. Preparación de las probetas 77
3.2.5.2. Desarrollo de la prueba y solución empleada 77
3.2.6. Pruebas electroquímicas 78
3.2.6.1. Materiales y equipos empleados 78
3.2.6.2. Preparación de las muestras y medios corrosivos 79
3.2.6.3. Técnicas empleadas 81
3.2.7. Metalografía y fractura 83
CAPÍTULO IV DISCUSIÓN DE RESULTADOS 84
4.1. Caracterización del metal base 84
4.1.1. Composición química 84
4.1.2. Análisis metalográfico 84
4.2. Caracterización de cupones soldados 86
4.2.1. Análisis metalográfico 87
4.3. Pruebas mecánicas 90
4.4. Falla por HIC de los cupones soldados 91
4.4.1. Micrografías 94
4.4.2. Análisis de fractura 97
4.5. Técnicas electroquímicas 99
4.5.1. Ruido electroquímico 99
4.5.2. Curvas de polarización cíclica 102
4.5.3. Análisis de corrosión por microscopía 105
CONCLUSIONES, RECOMENDACIONES Y TRABAJO A FUTURO 112
BIBLIOGRAFÍA 115
vii
ÍNDICE DE FIGURAS
Figura 2.1. Esquema de soldadura de arco sumergido: a) Proceso
general; b) Ampliación del área soldada
18
Figura 2.2. Efecto en la variación de la corriente de soldadura: a)
Corriente excesivamente baja, b) Corriente excesivamente alta c)
Corriente adecuada
20
Figura 2.3. Efecto de la polaridad del alambre en penetración 20
Figura 2.4. Efecto del diámetro del alambre en la apariencia de la
soldadura
20
Figura 2.5. Efecto de la variación del voltaje a corriente constante: a)
Voltaje excesivamente bajo; b) Voltaje excesivamente alto
21
Figura 2.6. Tipos de tuberías producidas: a) sin costura, b) costura
longitudinal, c) helicoidal o espiral
24
Figura 2.7. Producción de tubería con costura longitudinal por proceso
DSAW
25
Figura 2.8. Flujo para la producción de tubería con costura helicoidal
por proceso DSAW
26
Figura 2.9. Clasificación de medios corrosivos 29
Figura 2.10. Reacciones del proceso electroquímico durante la
corrosión
30
Figura 2.11. Clasificación de las formas de corrosión 31
Figura 2.12. Corrosión de una tubería en un ambiente amargo:
Adaptación de imagen
36
Figura 2.13. Solubilidad de hidrógeno en hierro en función de
temperatura y presión
39
Figura 2.14. Diagrama de equilibrio para el sistema hierro – hidrógeno 40
viii
Figura 2.15. Esquema ilustrativo de los pasos necesarios para la
difusión de los átomos de hidrógeno a través de la red del metal: a)
Existencia de una fuerza atractiva (de izquierda a derecha); b) Red
distorsionada; c) Trampa atractiva; d) Trampa física; e) Trampa mixta
43
Figura 2.16. Clasificación de los mecanismos de daño por hidrógeno 44
Figura 2.17. Esquema de agrietamiento inducido por hidrógeno: a)
Proceso de la formación de ampollas; b) Agrietamiento escalonado
48
Figura 2.18. HIC en una tubería 49
Figura 2.19. Esquema de falla por HIC: (a) Mecanismo de absorción de
hidrógeno en el acero expuesto a un ambiente de H2S; (b) Sitios
intersticiales y atrapadores de la red en el acero; (c) Presión acumulada
en un defecto localizado dentro de la pared de una tubería de acero
50
Figura 2.20. Agrietamiento por HIC en la región de segregación central
de un acero API 5L X70
52
Figura 2.21. Configuración de una prueba electroquímica Adaptación
de imagen
55
Figura 2.22. Representación de una curva de polarización 66
Figura 2.23. Comportamiento a la corrosión ilustrado en la rama
anódica de una curva de polarización cíclica
68
Figura 3.1. Metodología empleada para el desarrollo del trabajo
experimental
71
Figura 3.2. Diseño de los cupones de soldadura por DSAW: a)
Dimensiones del biselado; Cupones preparados para la
experimentación: b) Biselado Externo y c) Biselado Interno
73
Figura 3.3. Equipo de soldadura de arco sumergido marca Miller 74
Figura 3.4. Equipo de espectrometría de emisión óptica 75
Figura 3.5. Equipo utilizado para caracterizar: a) Cortadora, b)
Montadora, c) Desbastadora, d) Pulidora
76
Figura 3.6. Equipo de microscopía empleado: a) Estereoscopio Nikon
INFINITY 1 modelo SMZ745T; b) Microscopio óptico Nikon ECLIPSE
MA200
76
ix
Figura 3.7. Representación esquemática de la prueba electroquímica:
a) Equipo general empleado en las pruebas electroquímicas; b)
Galvanostato – Potenciostato – ZRA (GillAC); c) Celda electroquímica
(lado izquierdo utilizando ET1, ER, EA; lado derecho utilizando ET1,
ER, ET2)
79
Figura 3.8. Preparación de muestras: a) Cupones de soldadura
seccionados; b) Especímenes de metal base (MB) y soldadura (S1, S2,
S3, S4, S5); c) Montaje de las muestras en resina en frío
80
Figura 3.9. Representación de la preparación de pruebas
electroquímicas (RPL, CPC): a) Equipo galvanostato - potenciostato –
ZRA (GillAC) y celda electroquímica; b) Preparación de la celda
electroquímica utilizada (Electrolito, ET1, ER, EA)
82
Figura 3.10. Representación de la preparación de pruebas
electroquímicas RE: a) Equipo galvanostato – potenciostato – ZRA
(GillAC) y celda electroquímica; b) Preparación de la celda
electroquímica utilizada (Electrolito, ET1, ER, ET2)
82
Figura 4.1. Microestructura transversal del metal base API 5L X70: a)
200X y b) 500X. Atacado con Nital al 2%
86
Figura 4.2. Microestructura longitudinal del metal base API 5L X70: a)
200X y b) 500X. Atacado con Nital al 2%
86
Figura 4.3. Macrografía representativa de los cupones de soldadura y
sus zonas de interés
87
Figura 4.4. Micrografías del cordón de soldadura y ZAC de la soldadura
por DSAW: a) Microestructura de interfase ZF – ZACGG; b)
Microestructura de interfase ZACGF – ZACGPR; c) ZACGPR; d)
ZACGF; e) ZACGG; f) ZF. Nota: Delimitada la interfase por una línea
punteada
88
Figura 4.5. Micrografías representativas del MB; ZAC y ZF de los
cordones de soldadura: a) Cordón interior; b) Cordón exterior
89
Figura 4.6. Distribución de microdurezas del MB, ZAC y ZF en las
soldaduras
90
x
Figura 4.7. Perfiles de microdureza de las soldaduras de un acero API
5L X70
91
Figura 4.8. Cupones de pruebas para HIC: a) Antes de la exposición; b)
Posterior a la exposición
91
Figura 4.9. Ampollamiento superficial de los cupones: a) Primera
colada; b) Segunda colada; c) Tercera colada
92
Figura 4.10. Mapeo del agrietamiento inducido por hidrógeno del MB
sin soldadura en el cupón MB (1) sección B a 100X
95
Figura 4.11. Mapeo del agrietamiento inducido por hidrógeno ZAC –
MB en el cupón S – 4 (2) sección B a 100X. Nota: La línea amarilla
delimita la ZAC – MB
95
Figura 4.12. Micrografías del MB: a) Inclusiones no metálicas y óxidos
sección longitudinal; b) HIC del espécimen MB (1) sección B observado
por MO a 200X
96
Figura 4.13. HIC del espécimen S – 4 (2) sección B observada por MO:
a) ZACGF a 200X; b) ZACGF a 500X; c) ZACGF - ZACGPR a 500X; d)
MB a 500X
97
Figura 4.14. HIC del MB (1) sección B observado por MEB: a) Inicio del
HIC 500X; b) Final del HIC 500X; c) Análisis químico en el
agrietamiento
98
Figura 4.15. HIC de la soldadura S – 4 (2) espécimen B observado por
MEB: a) MB; b) ZACGPR; c) ZACGF; d) ZACGG – ZACGF; e) Análisis
químico de la grieta
98
Figura 4.16. Series de tiempo de ruido electroquímico del metal base y
soldaduras del acero API 5L X70 expuestas en H2O: a) En corriente; b)
En potencial
100
Figura 4.17. Series de tiempo de ruido electroquímico del metal base y
soldaduras del acero API 5L X70 expuestas en 3.5% de NaCl: a) En
corriente; b) En potencial
100
Figura 4.18. Curvas de polarización cíclica de soldaduras por DSAW y
metal base del acero API 5L X70 inmerso en H2O, 3.5% de NaCl y H2S
104
xi
(gas)
Figura 4.19. Morfología superficial del MB expuesto a H2O observado
por MEB: a) Picaduras 500X; b) Picaduras 1000X; c) Análisis químico
de picaduras
106
Figura 4.20. Morfología superficial del MB expuesto en 3.5% de NaCl:
a) Picaduras 500X; b) Picaduras 1000X; c) Análisis químico de la
picadura
106
Figura 4.21. Morfología superficial del MB expuesto en una solución
NACE D1182 con gas de H2S: a) Productos de corrosión 500X; b)
Productos de corrosión 1000X; c) Análisis químico de los productos de
corrosión superficiales
107
Figura 4.22. Morfología superficial de las soldaduras expuestas en H2O
observado por MEB: a) Cordón interior; b) Interfase de la soldadura; c)
Cordón exterior; d) Interfase de la soldadura
108
Figura 4.23. Morfología superficial de las soldaduras expuestas en
3.5% de NaCl observado por MEB: a) Cordón interior; b) Interfase de la
soldadura; c) Cordón exterior; d) Interfase de la soldadura
108
Figura 4.24. Morfología superficial de las soldaduras expuestas en una
solución NACE D1182 con gas de H2S observado por MEB: a) Cordón
interior; b) Interfase de la soldadura; c) Cordón exterior; d) Interfase
dela soldadura
109
Figura 4.25. Análisis químico por MEB - EDS sobre la superficie de una
soldadura expuesta a un electrolito de H2S (gas)
109
Figura 4.26. Micrografías a 200X de la superficie en sección transversal
del MB: a) MB - AD inmerso en H2O; b) MB - S inmerso en 3.5% de
NaCl; c) MB - G inmerso en H2S
110
Figura 4.27. Micrografías a 200X de la sección transversal de
soldaduras: a) ZF; b), c) y d) ZAC; e) MB inmerso en H2O; f) ZF; g), h) e
i) ZAC; j) MB inmerso en 3.5% de NaCl; k) ZF; l), m) y n) ZAC; o) MB
inmerso en H2S
111
xii
ÍNDICE DE TABLAS
Tabla 2.1. Especificaciones API para algunos productos 13
Tabla 2.2. Clasificación de los aceros API 5L de acuerdo a los niveles
de especificación del producto
14
Tabla 2.3. Propiedades de los aceros para tuberías de línea 15
Tabla 2.4. Propiedades mecánicas de los aceros API 5L X70 PSL 1 16
Tabla 2.5. Propiedades mecánicas de los aceros API 5L X70 PSL 2 16
Tabla 2.6. Composición química del acero API X70 (% en peso) y
valores especificados por API 5L
16
Tabla 2.7. Intervalos de valores de IL para identificar el tipo de
corrosión en un sistema
64
Tabla 3.1. Parámetros de soldadura por DSAW en placas de acero API
X – 70 (bisel interior y exterior)
73
Tabla 3.2. Designación de los cupones de HIC 78
Tabla 3.3. Nomenclatura de los especímenes sometidos a pruebas
electroquímicas de RPL RE y CPC en tres medios distintos
81
Tabla 4.1. Composición química del metal base API X – 70 (% e.p.) 85
Tabla 4.2. Valores máximos de la composición química del acero API X
- 70 (% e.p.) especificados por API 5L
85
Tabla 4.3. Composición química del metal de aporte: electrodo EM13K
– H8
85
Tabla 4.4. Composición química del metal de aporte: fundente F7A2 85
Tabla 4.5. Propiedades mecánicas del acero API 5L X70 sin soldar 90
Tabla 4.6. Sensibilidad al agrietamiento inducido por el hidrógeno del
acero API 5L X70 y soldaduras
93
Tabla 4.7. Criterios de aceptación de la prueba HIC 94
Tabla 4.8. Resultados de las pruebas electroquímicas de RE inmersos 101
xiii
en H2O
Tabla 4.9. Resultados de las pruebas electroquímicas de RE inmersos
en 3.5% de NaCl
101
Tabla 4.10. Resultados de las pruebas electroquímicas de CPC en H2O 103
Tabla 4.11. Resultados de las pruebas electroquímicas de CPC en
3.5% de NaCl
103
Tabla 4.12. Resultados de las pruebas electroquímicas de CPC en gas
de H2S de acuerdo a la NACE 1D182
103
1
SÍNTESIS
La presente investigación estudia el agrietamiento inducido por hidrógeno y
el comportamiento a la corrosión del acero API 5L X70 unido por el proceso de
soldadura de doble arco sumergido utilizado en tuberías para el transporte
gases e hidrocarburos.
La aplicación de este tipo de tuberías en medios que contienen distintas
soluciones agresivas como lo es el dióxido de carbono (CO2), ácido sulfhídrico
(H2S), cloruros de sodio (NaCl), etc. Presentan mecanismos de agrietamiento y
corrosión severos debido a la interacción del acero con las soluciones
expuestas causando un proceso electroquímico que con un lapso de tiempo
degrada el material y en el peor de los casos se presenta agrietamiento hasta
alcanzar la fractura.
La investigación se lleva a cabo sobre soldaduras producidas en el acero y
bajo el proceso de soldadura mencionado. A través de pruebas de
agrietamiento por hidrógeno como lo es el HIC (por sus siglas en inglés), en
base a la norma NACE TM0284 se evalúa el agrietamiento en las zonas de las
soldaduras realizadas: metal base, zona afectada por el calor y zona de fusión.
También se valora el comportamiento a la corrosión como es el tipo y velocidad
de corrosión en tres electrolitos distintos (H2O, 3.5% de NaCl y H2S) mediante
técnicas electroquímicas de resistencia a la polarización lineal, ruido
electroquímico y curvas de polarización cíclica.
Con las técnicas de caracterización de microscopía óptica y electrónica de
barrido se examinan las microestructuras obtenidas en las soldaduras para
obtener la relación con los resultados obtenidos del agrietamiento por hidrógeno
y el tipo de corrosión, productos de corrosión y las zonas susceptibles de las
soladuras presente en cada electrolito.
2
CAPÍTULO I
INTRODUCCIÓN
Fabricaciones Industriales Tumex S.A. de C.V. es una empresa dedicada a la
fabricación de tubos de acero al carbono mediante el proceso de soldadura de
doble arco sumergido (D.S.A.W. por sus siglas en inglés) empleados para la
industria de la conducción, estructural, entre otros, y tiene como objeto la
producción de tuberías que se utilicen en el transporte de gas, cubriendo las
necesidades que demanda la industria petrolera.
Esta última, demanda la implementación de aceros que cumplan con buen
comportamiento mecánico y químico bajo procesos de soldadura que satisfagan
las especificaciones y normas para su aplicación en ductos que permitan así el
transporte de hidrocarburos (gases y fluidos), cumpliendo con la calidad a bajos
costos.
3
Sin embargo, debido a las condiciones de trabajo tienden a generar una
degradación en ciertas áreas de las tuberías destinando fuertes cantidades
económicas en reparación o reemplazo de la estructura.
1.1. Antecedentes
Los aceros tienen diferentes clasificaciones y aplicaciones en distintos
campos industriales como lo son el automotriz, aeroespacial, aeronáutico,
herramental, petrolero, entre otras y están fabricados bajo ciertas normas, las
cuales son requeridas para optimizar su aplicación.
Se emplean los aceros de alta resistencia mecánica en la construcción de
tuberías transportadoras de hidrocarburos con alta dureza, diámetros exteriores
y paredes de espesores más delgados. El uso de los aceros de la clase API 5L
son clasificados para su empleo en la industria del petróleo y estos se
consideran como aceros de alta resistencia y baja aleación, derivándose el
acero API X70 que ofrece ventajas para su aplicación en tuberías por su buena
resistencia y tenacidad, buena soldabilidad y baja temperatura de transición de
dúctil a frágil (1; 2).
Sin embargo los materiales empleados para elaborar tuberías se encuentran
bajo condiciones de operación agresivas que ocasionan microgrietas por la
presencia de defectos superficiales que son propiciados por la soldadura,
sustancias corrosivas o daños por fatiga, generando con el tiempo la formación
de defectos, disminuyendo con esto sus propiedades mecánicas (2).
Desde los años 50 las sustancias corrosivas han afectado en la extracción y
conducción de hidrocarburos, suscitándose catástrofes durante el reemplazo de
los materiales que presentan una falla.
La fractura se debe a los altos contenidos de ácido sulfhídrico (H2S) en los
hidrocarburos que se transportan, afectando severamente los aceros de baja
4
aleación en pérdidas de material por las condiciones de temperatura, presión y
pH del ambiente en que se opera, ocasionando la corrosión (2; 3).
El ácido sulfhídrico contenido en el gas o petróleo y sus derivados, se disocia
formando hidrógeno atómico el cual difunde a la red del metal generando
ampollas, las cuales nuclean hasta formar una grieta que se propaga,
fragilizando el material hasta su fractura (2; 4).
1.2. Objetivos
1.2.1. Objetivo general
Evaluar la susceptibilidad al mecanismo de falla por agrietamiento inducido
por hidrógeno (HIC, por sus siglas en inglés) y el comportamiento a la corrosión
de un acero API 5L X70 para tubería, unido mediante el proceso de soldadura
DSAW.
1.2.2. Objetivos específicos
1. Identificar en las diversas fuentes bibliográficas los últimos estudios y
avances desarrollados en los mecanismos de falla por corrosión e HIC en
los aceros API 5L con soldadura DSAW.
2. Evaluar y analizar el mecanismo de falla HIC en las zonas críticas: metal
base, zona afectada por el calor y zona de fusión, basado en la norma
NACE TM0284.
3. Relacionar las microestructuras con los resultados obtenidos en las
pruebas de HIC.
4. Determinar la susceptibilidad a la corrosión y velocidades de la misma en
las zonas críticas de las soldaduras realizadas por DSAW del acero API 5L
X70 mediante técnicas electroquímicas, inmersos en distintos electrolitos
(H2O, 3.5% de NaCl y H2S).
5
5. Examinar y comparar mediante microscopía de barrido las superficies
corroídas, los productos de corrosión obtenidos y con microscopía óptica
la microestructura en las zonas críticas de las soldaduras.
1.3. Justificación
La fabricación de tuberías para la conducción necesita de materiales y
procesos de soldaduras eficaces, que sean capaces de soportar presiones
internas de trasportación, bajas temperaturas de trabajo y que sean resistentes
a los gases e impurezas que están presentes. Para esto se han utilizado los
aceros API 5L ya que presentan buenas propiedades mecánicas y excelente
soldabilidad; empleando frecuentemente una costura longitudinal.
El proceso de soldadura empleado por la empresa Tumex para la
elaboración de tuberías para conducción de agua y estructural, es de doble arco
sumergido con costura helicoidal; sin embargo, uno de los objetivos es
incursionar en la fabricación de tubos para conducción de gas.
La importancia del estudio y análisis sobre los mecanismos de falla por
corrosión en ambientes amargos y el agrietamiento inducido por hidrógeno que
ocasionan fisuras en la zona de fusión (ZF) y en las zonas afectadas por el
calor (ZAC), es que permite corroborar los efectos sobre la calidad de uniones
para que así sean capaces de cumplir con las normas necesarias para su
aplicación en la industria del gas.
1.4. Planteamiento del problema
Con el proceso DSAW de costura helicoidal se producen uniones con alta
calidad, presentando penetración completa, libres de poros, además es un
proceso que se puede automatizar. El uso de este tipo de soldadura en aceros
API 5L de grado X70 cumple con propiedades favorables para aplicarlos en la
fabricación de tuberías.
Uno de los principales inconvenientes en las tuberías es la exposición a
elevadas presiones de flujo de hidrocarburos y medios agresivos tales como
6
cloros y contenidos químicos del crudo durante la extracción y
transportación; limitando con el lapso del tiempo a los aceros para tuberías
de línea durante su servicio, debido a la exposición en las soluciones
corrosivas mencionadas y ambientes que presentan altos contenidos de
ácido sulfhídrico o sulfuro de hidrógeno (H2S) y dióxido de carbono (CO2) en
medios de trabajo más drásticos, lo cual condiciona la calidad de la tubería y
principalmente en la zona de la soldadura, donde se presenta hidrógeno que
fragiliza al material ocasionando el agrietamiento. Por eso, es necesario llevar a
cabo un análisis de las tuberías unidas por el proceso DSAW en presencia de
medios corrosivos que ocasionan los mecanismos de falla por corrosión y
agrietamiento para evitar que puedan ocasionar alguna catástrofe.
1.5. Hipótesis
Las tuberías de línea empleadas en la transportación de gases e
hidrocarburos son susceptibles a la corrosión y al mecanismo de falla de
agrietamiento por hidrógeno en la ZAC y ZF de las soldaduras expuestas en
ambientes amargos; mediante técnicas electroquímicas y pruebas de HIC es
posible determinar la influencia de los parámetros de soldadura en el
agrietamiento inducido por hidrógeno y mecanismos de corrosión en las zonas
críticas del cordón de soldadura.
1.6. Aportación
1.6.1. Aportación científica
La presente investigación busca sustentar un aporte científico en el estudio
de la susceptibilidad a la corrosión y mecanismo de falla por HIC que presentan
los aceros API 5L grado X70 unidos por el proceso DSAW inmersos a distintos
medios corrosivos y ambientes con elevados contenidos de hidrógeno que
propician la falla de agrietamiento inducido por hidrógeno, además de
proporcionar la metodología aplicada.
7
1.6.2. Aportación tecnológica
Este estudio servirá como referencia para sustentar la validación del proceso
de soldadura DSAW para la fabricación de tuberías empleadas en la
conducción de hidrocarburos.
1.7. Alcances y delimitaciones
En el presente trabajo se va a realizar un análisis de la susceptibilidad a la
corrosión y el mecanismo de daño por hidrógeno conocido como agrietamiento
inducido por hidrógeno de las soldaduras producidas por el proceso de DSAW
en aceros API 5L de grado X70 bajo distintos parámetros de producción
(voltaje, amperaje y velocidad de avance), para aplicaciones de trasiego de
hidrocarburos.
Los medios agresivos seleccionados son agua, cloruro de sodio y gas de H2S
principales causantes de la degradación de material por los mecanismos de
corrosión en soldaduras empleadas en tuberías de línea.
1.8. Resultados esperados
Los resultados esperados de la metodología propuesta para la realización del
experimento son las siguientes:
La soldadura con las mejores condiciones de resistencia a la corrosión.
Los mecanismos y velocidades de corrosión en los cordones de soldadura y
las zonas más sensibles a corroer.
Efecto de los parámetros de soldadura en la susceptibilidad al agrietamiento
inducido por hidrógeno de los cordones de soldadura.
8
CAPÍTULO II
ESTADO DEL ARTE
2.1 Aceros de alta resistencia baja aleación
Los aceros de alta resistencia y baja aleación (HSLA, por sus siglas en
inglés) también conocidos como aceros microaleados, son definidos como
aquellos que tienen bajos contenidos de carbono y cantidades pequeñas de
elementos aleantes menores a 0.2% que propician la formación de carburos,
nitruros y carbonitruros a fin de mejorar su resistencia (5; 6; 7).
Estos aceros son designados para proveer propiedades mecánicas y/o
resistencia a la corrosión atmosférica específicas (5).
2.1.1. Composición química
La composición química de los aceros HSLA varía de acuerdo a los
espesores, a fin de cumplir con las propiedades mecánicas requeridas (5).
9
Para estos aceros los contenidos de carbono que se tienen son bajos (0.05%
a 0.25% C) produciendo una soldabilidad y conformabilidad adecuada con
contenidos de manganeso de hasta 2%. Estos aceros se caracterizan por
presentar en su microestructura ferrita de grano fino como fase y martensita con
austenita como segunda fase que da la propiedad de dureza (5; 8).
La adición de elementos aleantes formadores de carburos como niobio
(hasta 0.05%), vanadio (hasta 0.1%) y titanio (hasta 0.07%) tienen la finalidad
de refinar el grano de la ferrita a través de la precipitación y solución sólida.
En la composición química se tienen pequeñas cantidades de otros
elementos como el cobre, nitrógeno, zirconio, cromo, molibdeno, níquel (5). Los
últimos tres elementos (Zr, Cr, Mo) proporcionan resistencia a la abrasión,
desgaste, oxidación y corrosión.
2.1.2. Propiedades mecánicas
Los aceros HSLA son elaborados con el fin de cumplir propiedades
mecánicas excelentes tales como resistencia, tenacidad, resistencia a la
corrosión atmosférica y debido a los bajos contenidos de carbono se produce
una adecuada soldabilidad y conformabilidad (5).
Estos tipos de aceros regularmente poseen un límite elástico de entre 290 a
760 MPa (42 a 110 ksi). Su resistencia a la tensión va de un rango de 410 MPa
a 830 MPa (60 a 120 ksi), mientras que la ductilidad mínima corresponde a
valores en una elongación en 50 mm ó 2 in; que es de 18 – 24 %.
2.1.3. Clasificación
Los aceros de alta resistencia y baja aleación no son considerados como
aceros de aleación aunque sus elementos proporcionen las propiedades
mecánicas. Generalmente son clasificados de la siguiente manera (5):
Aceros resistentes al ambiente: Estos presentan excelente
resistencia a la corrosión atmosférica y fortalecimiento de la solución
10
sólida, por la presencia de pequeños contenidos de elementos como
el cobre y fósforo.
Aceros microaleados ferrita – perlita: Presentan pequeñas
adiciones de elementos (por lo general menor a 0.10%) como vanadio,
titanio, y/o niobio formadores de carbonitruros o carburos que refinan
el grano de la ferrita, deforman por precipitación y control de posibles
temperaturas de transformación; por lo tanto hay poca o nada de
perlita en la microestructura.
Aceros perlíticos rolados: Son aceros que contienen carbono –
manganeso y pueden adicionarse otros elementos en cantidades
pequeñas que ayuden a mejorar la resistencia, tenacidad,
conformabilidad y soldabilidad.
Aceros ferrita acicular (bainita al bajo carbono): Con
contenidos bajos de carbono (menores a 0.08% C) en el acero, para
generar una microestructura muy fina de ferrita acicular de altos
límites elásticos, soldabilidad, conformabilidad y buena tenacidad.
Aceros de doble fase: Presentan una fase martensítica dispersa
dentro de una matriz ferrítica, con buena ductilidad y alta resistencia a
la tensión.
Aceros con inclusiones en forma controlada: Pequeñas adiciones
de calcio, zirconio, titanio o elementos raros proporcionan mejor
ductilidad y tenacidad del espesor; así como el cambio de la forma de
la inclusión de azufre de tiras alargadas a dispersos y pequeños
glóbulos esféricos.
Aceros resistentes al agrietamiento inducido por el hidrógeno:
Tienen bajos contenidos de carbono, azufre; inclusión en forma
controlada y segregación limitada de manganeso, contenidos mayores
a 0.26%.
11
2.1.4. Soldabilidad de los aceros HSLA
Existen diferentes procesos de soldadura que son aplicables fácilmente a los
HSLA como: soldadura por arco metálico protegido, arco sumergido, arco con
núcleo fundente, arco metálico con gas y métodos de resistencia eléctrica (5).
Durante la unión de los materiales por medio de un proceso de soldadura,
tanto la composición química, como el calor de entrada y las velocidades de
enfriamiento son algunos de los factores que tienen efecto sobre el metal base,
cordón de soldadura en la zona de fusión (ZF), y zonas afectadas por el calor
(ZAC).
La soldabilidad determina el efecto que tiene la soldadura en sus
propiedades mecánicas, químicas y físicas sobre el metal afectado por el calor
con respecto al metal base (9).
Sin embargo hay ecuaciones que expresan la soldabilidad, tal es el caso del
carbono equivalente (CE) representada por la Ec. 1 que estima la
susceptibilidad al agrietamiento de un acero y sus elementos aleantes de
acuerdo al Instituto Internacional de la Soldadura (IIW, por sus siglas en inglés)
(5):
CE= C+Mn
6+
Ni
15+
Cu
15+
Cr
5+
Mo
5+
V
5 (Ec. 1)
En aceros de alta resistencia y baja aleación, la soldabilidad es buena por los
bajos contenidos de carbono. Para asegurar una soldadura adecuada es
necesario llevar un precalentamiento y tener un control en la cantidad de
hidrógeno (5; 7).
Generalmente este tipo de aceros presentan una microestructura ferrítica –
perlítica con una mezcla de ferrita poligonal y acicular (7; 10).
Zona Afectada por el Calor: Durante el proceso de soldadura de los
aceros HSLA, la fragilización del grano grueso formado dentro de la
zona afectada por el calor es preocupante, por las lentas velocidades
12
de enfriamiento ocasionan la formación de placas gruesas de ferrita
(Widmanstätten y bainita superior) y ferrita al límite de grano por el
alto calor de entrada.
El efecto que tienen algunos elementos como niobio y vanadio a
altos niveles en el calor de entrada es el de disminuir la tenacidad ya
que se extiende el grano grueso. Sin embargo la adición de pequeñas
cantidades de titanio forman carburos que minimizan el crecimiento
del grano grueso de la zona afectada por el calor refinándolo de esta
manera.
Zona de Fusión: El calor de entrada es elevado en el cordón de
soldadura disminuyendo la tenacidad. Elementos como el niobio
disminuyen la tenacidad por la presencia de carburos muy finos
precipitados en la ferrita recién formada, por lo tanto al reducir el
contenido de niobio el endurecimiento por precipitación es menor y la
fragilización también.
El vanadio es otro elemento importante que influye en la ductilidad
de entalladura y temperatura de transición. Al no alterarse el tamaño
de grano y la estructura, el endurecimiento por precipitación resulta en
un incremento en la temperatura de transición.
Los contenidos de vanadio en pequeñas proporciones no
perjudican la tenacidad, sin embargo, elevados contenidos y alto calor
de entrada, ocasionan la abundante precipitación de nitruros de
vanadio, generando la fragilización.
Metal Base: En el metal base se presenta un rápido calentamiento y
enfriamiento desde una temperatura máxima y pueden ocasionar la
formación de una fase martensítica siendo una zona frágil.
13
2.2. Aceros API 5L
El Instituto Americano del Petróleo (API, por sus siglas en inglés) es una
organización de los Estados Unidos encargada de establecer las normas y
especificaciones para la fabricación de diferentes productos aplicables en la
industria petrolera. En la Tabla 2.1 se muestran algunas de las especificaciones
de API para algunos productos (5).
Tabla 2.1. Especificaciones API para algunos productos (5).
Especificaciones API Producto
2B Especificaciones para la fabricación de aceros estructurales y de
tubería.
5CT Especificaciones para revestimiento y tubería.
5D Especificaciones para tubería de perforación.
5L Especificaciones para tubería de línea.
API 5L se encarga de controlar la manufactura, pruebas y clasificación de la
tubería de línea.
Los aceros bajo esta denominación están considerados como de alta
resistencia y baja aleación. Estos materiales se emplean en la construcción de
tuberías para el transporte de hidrocarburos y gases bajo las normas regidas
por la API.
Se caracterizan por sus excelentes propiedades mecánicas y soldabilidad
teniendo una microestructura constituida básicamente por dos fases ferrita –
perlita, en la cual la fase perlítica se encuentra en mayor cantidad debido a la
composición química y el tratamiento termomecánico que se le da al material,
favoreciendo que se alcance límites elásticos y tenacidad adecuados para su
aplicación (11).
2.2.1. Tipos de aceros API 5L
Los tubos API que se aplican en sistemas de tuberías son aceros de alta
resistencia y baja aleación (HSLA, por sus siglas en inglés) clasificados en base
a los límites elásticos (propiedades mecánicas) y procesos de fabricación (12).
14
La clasificación cuenta con estándares y requerimientos técnicos que se
dividen en dos: PSL 1 y PSL 2 (Nivel de especificación del producto PSL, por
sus siglas en inglés), tal como se describe en la Tabla 2.2, el uso únicamente
del PSL establece los requisitos que son para ambos (13).
En las especificaciones PSL 1 se encarga de estipular los niveles normales
de calidad de las tuberías de línea.
Mientras que los PSL 2 establecen requisitos obligatorios en sus productos
como un contenido de carbono equivalente, tenacidad al impacto, un máximo
límite elástico y resistencia a la tensión (13).
Tabla 2.2. Clasificación de los aceros API 5L de acuerdo a los niveles de especificación del
producto (13).
Niveles de especificación Designación del acero API 5L
PSL 1 Grado A, A, B, X42, X46, X52, X56 X60, X65 y X70; (con
diámetros de 0.405 hasta 80 in).
PSL 2 Grado B, X42, X46, X52, X56, X60, X65, X70 y X80; (con
diámetros de 4 ½ hasta 80 in).
Dentro de esta misma clasificación, los aceros que se consideran de baja
resistencia son los denominados como A y B, los de Grado A tienen límites
elásticos mínimos de 207 MPa (42 ksi) y los del Grado B el mínimo límite
elástico es de 241 MPa (35 ksi).
Mientras que los de alta resistencia, X, son los que van de un rango de X42
hasta X80 siendo como referencia los dígitos después de la “X” sus mínimos
límites elásticos (14).
En la Tabla 2.3 se muestra la clasificación de tuberías de líneas conjunto con
sus propiedades mecánicas.
15
Tabla 2.3. Propiedades de los aceros para tuberías de línea (5; 12).
Grado de la
tubería
Tubería con o sin costura
Mínimo límite elástico Mínima resistencia a la tensión
MPa Psi MPa Psi
Grados disponibles únicamente en PSL 1
A25 175 25400 310 45000
A25P 175 25400 310 45000
A 210 30500 335 48600
Grados disponibles en PSL 1 y PSL 2
B 245 35500 415 60200
X42 290 42100 415 60200
X46 320 46400 435 63100
X52 360 52200 460 66700
X56 390 56600 490 71100
X60 415 60200 520 75400
X65 450 65300 535 77600
X70 485 70300 570 82700
X80 552 80000 620 90000
2.2.2. API X70
Este tipo de aceros se encuentran normalizados bajo las especificaciones de
la API 5L empleados comúnmente en la construcción de líneas de tuberías bajo
ciertas designaciones que identifican al material correspondiente con una X
seguida de dos dígitos que establecen los mínimos límites elásticos de 70000
lb/in2 (psi por sus siglas en inglés) para el acero X70 (15).
2.2.2.1. Propiedades mecánicas
Los aceros API X70 presentan excelentes propiedades mecánicas que
favorecen su aplicación; combinaciones de resistencia y tenacidad, buena
soldabilidad y bajas temperaturas de transición de dúctil a frágil. Beneficiando
de esta manera la construcción de tuberías y redes de transporte de gas de
altas presiones (1).
16
Las condiciones de trabajo (altas presiones y bajas temperaturas) limitan la
calidad del material en la tubería, suscitando el agrietamiento en las zonas de
baja tenacidad medidas a través de las pruebas de impacto Charpy.
Las propiedades mecánicas de este acero se muestran en las Tabla 2.4 y
Tabla 2.5 para los niveles de especificación PSL 1 y PSL 2 de acuerdo a los
valores por API 5L (13):
Tabla 2.4. Propiedades mecánicas de los aceros API 5L X70 PSL 1 (13).
Especificación Grado
Resistencia a la
tensión Límite elástico Elongación
MPa psi MPa psi 2 in (50.8 mm)
5L X70 565 82000 483 70000 *
*Se calcula de acuerdo al ensayo de la probeta.
Tabla 2.5. Propiedades mecánicas de los aceros API 5L X70 PSL 2 (13).
Especificación Grado
Resistencia
mínima a la
tensión
Resistencia
máxima a la
tensión
Límite elástico
mínimo
Límite
elástico
máximo
Elongación
MPa Psi MPa psi MPa psi MPa Psi 2 in (50.8 mm)
5L X70 565 82000 758 110000 483 70000 621 90000 *
*Se calcula de acuerdo al ensayo de la probeta.
2.2.2.2. Composición química
Estos aceros son considerados del tipo Fe – C – Mn – Nb. Su composición
característica (1) se muestra en la Tabla 2.6.
Tabla 2.6. Composición química del acero API X70 (% en peso) y valores especificados por API
5L (1).
Elemento Cu V Cr Ni Ti Mo Nb Al S P Si Mn C CE
% Peso 0.01 0.04 0.01 0.187 0.018 0.24 0.05 0.03 0.015 0.008 0.2 1.5 0.05 0.32
Máximo - - - - 0.06 - - - 0.015 0.025 - 1.4 0.24 0.43
17
2.2.2.3. Soldabilidad
Estos aceros tienen una microestructura ferrita (poligonal) y perlita,
presentan buena resistencia mecánica y buena tenacidad debido a la formación
de precipitados de carburos de niobio y vanadio que refinan el grano.
La soldabilidad de estos materiales unidos por el proceso DSAW en la zona
de fusión, zonas afectadas por el calor y metal base presentan diferentes
propiedades mecánicas atribuidas por las diferentes microestructuras.
En el metal base la presencia de ferrita acicular y bainita con granos muy
finos propicia la mayor tenacidad mientras que la zona de fusión es la menos
tenaz por tener una microestructura fundida con la presencia de ferrita acicular
y fases en los límites de grano (ferrita proeutectoide y Widmansttaten)
atribuyendo los más altos niveles de dureza. La zona afectada por el calor de
igual manera presenta baja tenacidad por el engrosamiento del grano formando
una microestructura de ferrita acicular y bainita, siendo los más bajos en
dureza. Estas zonas principalmente tienden a generar las microgrietas donde
con el tiempo se ocasiona la falla por la baja tenacidad del material (1).
2.3. Procesos de soldadura
La Sociedad Americana de la Soldadura (AWS, por sus siglas en inglés)
define la soldadura como una coalescencia localizada (llevando a cabo la fusión
o unión de la estructura de granos de los materiales que se están soldando) de
metales o no metales producida mediante el calentamiento de los materiales a
las temperaturas necesarias, con o sin el uso de material de aporte (16).
2.3.1. Soldadura por arco sumergido
El proceso de soldadura por arco sumergido (SAW, por sus siglas en inglés)
surgió durante principios de los años treinta, convirtiéndose en el primero de
muchos procesos que usó alambre continúo como el electrodo y la aceptación
fue durante la segunda guerra mundial (16).
18
2.3.1.1. Proceso
El proceso consiste en producir una coalescencia de los metales por
calentamiento, esto se realiza suministrando un flujo de corriente que genera un
arco (o arcos) entre el electrodo metálico continuo (o desnudo) y la pieza de
trabajo (17). El arco y metal fundido son sumergidos por una capa de fundente
granular y en la pieza de trabajo se forma una escoria del material fundente con
el fin de proteger al baño de fusión del medio ambiente, tal como se muestra en
la Figura 2.1 (16; 17).
Una característica que distingue el proceso es el empleo de un fundente
como cubierta protectora del arco ya que evita humos, salpicaduras y que la
radiación escape, además de aportar elementos desoxidantes y escorificadores
que ocasionen una reacción química con el metal de soldadura y modificar la
composición química original (16; 17). El fundente es también un estabilizador
del arco, puede llegar a controlar las propiedades mecánicas y químicas del
depósito final de la soldadura, por lo tanto la calidad depende del control y
manipulación de éste (17).
Figura 2.1. Esquema de soldadura de arco sumergido: a) Proceso general; b) Ampliación del
área soldada (18).
19
2.3.1.2. Soldadura por doble arco sumergido
El proceso de doble arco sumergido trabaja bajo el mismo funcionamiento
que la soldadura de arco sumergido, el cual consiste en realizar una doble
costura en el metal tanto en la superficie inferior internamente como la superior
externa de la tubería (13).
2.3.1.2.1. Proceso
DSAW es un método que se basa en la protección del arco, éste mismo es
sumergido bajo un fundente sólido durante la soldadura protegiéndolo del medio
ambiente. La unión de la pieza de trabajo se realiza en dos pasos al soldar
interna y externamente la tubería aproximadamente la mitad del espesor de la
pared. Los diámetros máximos son limitados por la capacidad del equipo de
conformado y con el doble arco sumergido para la tubería está disponible la
corriente en diámetros exteriores de hasta 3 m (120 in) (7).
2.3.1.2.2. Ventajas y limitaciones
El proceso por DSAW básicamente tiene estas ventajas principales: Permite
su continuidad, una excelente penetración, completa fusión con la placa y por
consiguiente una mayor resistencia (19).
2.3.1.3. Variables del proceso
En el proceso se tienen diferentes variables que tienen considerables efectos
sobre las uniones de soldadura como son la calidad, penetración, forma del
cordón, deposición de la soldadura (7). Tales variables son:
Corriente de la soldadura.
Voltaje de la soldadura.
Velocidad de soldadura.
Profundidad de la capa del fundente.
20
Corriente de soldadura: Ésta controla la velocidad de deposición,
penetración y dilución. Al aumentar la corriente de soldadura a voltaje
constante, la proporción del alambre al fundente disminuye y puede aumentar si
la corriente de soldadura se decrementa.
El realizar una soldadura a corrientes extremadamente bajas, se tiene poca
penetración y una alta proporción de ancho a profundidad. Con corrientes
excesivamente elevadas exhibe penetración profunda, grande dilución, más
encogimiento en lo ancho y excesiva concentración acumulada. Sin embargo, a
bajas corrientes produce arcos menos estables (Figura 2.2).
Figura 2.2. Efecto en la variación de la corriente de soldadura: a) Corriente excesivamente baja,
b) Corriente excesivamente alta c) Corriente adecuada (7).
La polaridad afecta la penetración de la soldadura, si ésta es positiva, la
penetración es más profunda que la negativa (Figura 2.3) (9).
Figura 2.3. Efecto de la polaridad del alambre en penetración (9).
El tamaño del alambre influye en la penetración siendo más grande con
diámetros pequeños que con los diámetros más gruesos (Figura 2.4) (9).
Figura 2.4. Efecto del diámetro del alambre en la apariencia de la soldadura (9).
21
Voltaje de la soldadura: Los principales efectos son en la forma de la
soldadura y la composición depositada. La variación del voltaje del arco ya sea
un incremento o disminución a una intensidad de corriente, ocasiona que el
suministro del alambre del electrodo al fundente aumente o se reduzca.
Un voltaje alto tiende a presentar un arco con una longitud más larga y
amplia, el cordón es más plano con una penetración menor, hay un mayor
consumo del fundente cambiando la composición depositada y sus
propiedades, además ayuda a la soldadura a llenar los huecos cuando se
suelda en ranuras.
Cuando estos son excesivamente altos forman una soldadura cóncava en
forma de sombrero con baja resistencia al agrietamiento y tiende al
socavamiento. Por el contrario, voltajes más bajos acortan la longitud del arco e
incrementan la penetración. Pero a valores excesivamente bajos se tiene un
arco inestable y un cordón de soldadura en forma de corona, con contorno
irregular entre las placas, tal como se muestra en la Figura 2.5 (7).
Figura 2.5. Efecto de la variación del voltaje a corriente constante: a) Voltaje excesivamente
bajo; b) Voltaje excesivamente alto (7).
Velocidad de desplazamiento: Al disminuir la velocidad de avance, el calor
de entrada por longitud en la unión se incrementa al igual que la penetración y
ancho del cordón.
A excesivas velocidades de desplazamiento promueve una gota en forma de
corona lo cual tiende a formar socavados y poros.
Profundidad de la capa del fundente: Altera la penetración, apariencia y
calidad de la soldadura del arco sumergido. Si la capa del fundente es profunda,
gran cantidad de éste será fundido con un cordón de soldadura más estrecho.
22
Al ser una capa menos profunda, a través del destello del arco el cordón será
rugoso o poroso por la falta de protección de la atmósfera.
2.3.1.4. Ventajas y limitaciones
El uso del proceso de soldadura SAW tuvo un incremento debido a sus
ventajas, entre las cuales se encuentran (16; 17):
Mínima protección requerida para el operador. Como el fundente
cubre todo el arco evita el escape de humos, por lo tanto, la operación de los
soldadores puede ser cercana entre ellos, no hay una obligación del uso de
cascos mejorando la visibilidad y seguridad.
Alta velocidad de deposición. Usando alambres de diámetros grandes
pueden ser depositados hasta 18 kg/hr; al igual que el uso de dos o más
electrodos incrementa la velocidad. La adición de elementos aleantes y polvos
de metal al fundente granular incrementa la rapidez de deposición.
Uso eficiente de materiales. Se considera un proceso limpio por no
producir salpicaduras de metal debido a que el electrodo se transfiere
totalmente al baño de fusión. El fundente granular sobrante se puede recuperar
y reutilizar. También se puede controlar la cantidad de fundente a consumir con
la variación del arco (lo largo), al cambiar el voltaje.
Tamaño de soldadura. El cordón producido en la soldadura puede ser
plana o tener un relleno de soldadura de hasta 25 mm (1 pulgada) de espesor
con solo una pasada del electrodo, mientras que con mayor número de éstos, el
espesor del cordón es mayor.
Fácil de adaptar: Se pueden adquirir por separado el fundente y
alambre. El fundente puede cambiar los elementos aleantes del metal de
soldadura a depositar, al cambiarlo, las propiedades de la soldadura son
alteradas. Las propiedades metalúrgicas específicas son obtenidas en base a la
composición del fundente adecuado.
23
Soldaduras de alta calidad y productividad. Diferentes códigos
permiten el uso de SAW en hierro estructural, recipientes a presión y en otras
aplicaciones críticas (16).
Puede operar en tres modos el proceso mecanizado, automatizado,
semiautomatizado.
Elevada densidad de corriente, incrementa la penetración.
Sin embargo como todo proceso, este también presenta desventajas (7; 16;
18):
Elevados valores en el calor de entrada pueden reducir la calidad de
soldadura e incrementar la distorsión.
La unión de soldadura necesita mantenerse en una posición plana u
horizontal para mantener el fundente en la unión.
Remoción de la escoria antes de la siguiente soldadura.
El calor de entrada alto, comúnmente se emplea en uniones de aceros
de más de ½ in (6 mm).
Se requiere dirección mecánica: sin dirección alguna; se puede alejar
fácilmente de la junta que se está soldando y no habría una penetración
profunda ni precisa.
2.3.2. Clasificación de costuras para tuberías
Las tuberías pueden ser unidas por distintos procesos de soldadura como lo
es el SAW e inclusive una innovación del arco sumergido el DSAW, este es
capaz de producir diferentes tipos de costuras de forma longitudinal, helicoidal o
también conocida como espiral (Figura 2.6) dependiendo de las características
requeridas e inclusive la aplicación del producto en campo.
24
Figura 2.6. Tipos de tuberías producidas: a) sin costura, b) costura longitudinal, c) helicoidal o
espiral.
2.3.2.1. Costura longitudinal
La costura longitudinal es aquella en la cual existe una unión de materiales
por un proceso capaz de formar una coalescencia, donde el cordón de
soldadura es ubicado a lo largo en forma recta, de ahí la denominación de
longitudinal.
2.3.2.1.1. Proceso
La tubería con costura longitudinal se elabora a partir de planchones o
láminas de acero, se cortan y los bordes son doblados hacia el interior por una
calandradora adoptando una forma de U hasta llegar a obtener la forma circular
de un tubo. Una vez adoptada esa forma, la tubería es punteada para
posteriormente realizar la unión en el interior por el proceso de soldadura de
arco sumergido y bajo el mismo proceso se suelda la superficie externa
denominando el proceso de soldadura aplicado como doble arco sumergido
(Figura 2.7).
Las dimensiones de la tubería van de acuerdo al diámetro y longitud del
planchón o lámina, se someten a pruebas de ultrasonido, rayos X, cargas
hidrostáticas para verificar si hay presencia de defectos y finalmente expandir el
25
tubo mecánicamente en frío para obtener las dimensiones originales del
producto (20; 21).
2.3.2.1.2. Ventajas y limitaciones
El proceso de arco sumergido con costura longitudinal tiene la principal
ventaja de hacer soldaduras de alta calidad, una línea de soladura corta y muy
pocas probabilidades de generar defectos.
La principal desventaja es la producción de tuberías con diámetros
pequeños, y la dependencia de las longitudes de una tubería de las
dimensiones de los planchones, además de la calidad de la tubería se puede
ver afectada en la producción de soldaduras rectas e inclusive la ovalidad de las
tuberías (21).
Figura 2.7. Producción de tubería con costura longitudinal por proceso DSAW (20).
2.3.2.2. Costura helicoidal
La costura helicoidal es una manera de producir tubería por medio de una
unión que recorre alrededor de toda la tubería producida por una rotación
26
angulada que permite dar la apariencia de una espiral o resorte, surgiendo el
nombre de espiral o helicoidal.
2.3.2.2.1. Proceso
La tubería con costura helicoidal es fabricada a partir de bobinas de acero,
se desenrollan y procesan en una cortadora y posteriormente la junta (bordes
de la bobina) se enrolla a un ángulo específico formando una espiral o hélice
(20; 21; 22).
Este tipo de costura se comienza a soldar de forma automática por el
proceso de doble arco sumergido como un proceso continuo, realizando la
primera soldadura en la parte inferior interna y por último la parte superior
externa donde el arco se protege por el fundente (Figura 2.8). La tubería es
cortada por una máquina para someterlo a pruebas de inspección de rayos X y
ultrasonido para garantizar la calidad y consistencia del cordón de soldadura. Al
enrollar la bobina en espiral permite la formación de diferentes diámetros del
tubo con un mismo ancho de bobina (20; 21; 22).
Figura 2.8. Flujo para la producción de tubería con costura helicoidal por proceso DSAW (20).
27
2.3.2.2.2. Ventajas y limitaciones
El proceso de soldadura de arco sumergido helicoidal tiene como ventajas
proporcionar una penetración mayor, uniforme y libre de poros. Siendo válidos
estos criterios para enfocar el empleo de las tuberías en procesos de petróleo,
gas y agua de presiones altas, medias y bajas (21).
Sin embargo los diámetros son a cierto rango para las tuberías de costura
helicoidal, debido al espesor de la lámina no es recomendable la unión de
placas menores a 5 mm. Las máquinas empleadas no son capaces de doblar
láminas de espesores gruesos para formar las tuberías helicoidales; el ancho
de la bobina es otro factor, al tener un ancho menor al requerido provocará una
mayor cantidad de soldadura que económicamente es poco costeable su
aplicación que será económicamente competitiva (21).
2.4. Corrosión
Los materiales tienen múltiples propiedades de acuerdo a las necesidades
que requieran sus aplicaciones, sin embargo, el ambiente al cual están
expuestos permite un desempeño eficaz o fallido debido a que el medio
ambiente llega a propiciar con el paso del tiempo una destrucción durante el
funcionamiento.
Esta consecuencia es una problemática a nivel mundial que se encuentra en
un lapso de cierto tiempo en cualquier proceso favorable para deteriorar,
llegando a causar cierres de plantas, desperdicios de recursos valiosos,
pérdidas o contaminación de productos, reducción de eficiencia y
mantenimientos costosos.
Muchas áreas industriales tales como en la estructural, petroquímica,
petrolera, química, automotriz, entre otras, en donde se implementan materias
primas que no son resistentes a la degradación con el medio que está en
contacto, se ven afectadas resultando en una gran inversión para revertir los
daños que se generan sobre las superficies o en reconstrucción. Dependiendo
28
de la función que desempeña el material corroído, es el grado de peligro que
puede causar a la sociedad que se encuentra cerca de esas zonas afectadas.
Tal es el caso de reportes que han suscitado esta problemática durante la
operación; derrumbes de puentes, catástrofes en la conducción de
hidrocarburos y gases, agrietamientos en los materiales empleados en aviones,
buques; algunos de los casos donde puede presentarse los daños por
corrosión.
A lo largo de los años se han ocasionado diferentes catástrofes en las
tuberías empleadas para la conducción de hidrocarburos y gases, con el paso
del tiempo los ductos tienden a presentar un deterioro de los materiales,
resultando en una fuerte inversión para dar solución al daño generado.
En 1996 Whitcraft definió a la corrosión como un proceso que efectúa un
deterioro del material ocasionado con el tiempo, desarrollando pérdida de masa
y disminución de sus propiedades debido a los efectos ambientales (23).
Mientras que en el 2000 Stansbury y Buchanan establecen que la corrosión
es la deterioración de materiales a consecuencia de una serie de reacciones
con el medio ambiente (24).
Medios corrosivos
Los diferentes medios en los cuales puede ocurrir la corrosión húmeda con
presencia de un medio líquido son una solución acuosa o electrolito; mientras la
corrosión seca es a partir de la ausencia de un líquido, donde los agentes
corroyentes son vapores y gases. De estos se desglosan una serie de
ambientes que propician el deterioro superficial y/o completo de los materiales
complicando el desempeño adecuado durante su aplicación (25). Estos se
muestran en la Figura 2.9.
29
Figura 2.9. Clasificación de medios corrosivos (25).
Proceso electroquímico en la corrosión
La corrosión se relaciona como un proceso electroquímico por que los
materiales tienden a formar compuestos que se encuentran en un estado
(termodinámicamente estable) naturalmente estable es decir como un mineral,
tal como se encuentran antes de un procesado de minerales, atribuido a una
serie de reacciones químicas que ocurren por un diferencial de potencial
eléctrico entre un conductor eléctrico (electrodo) y conductor iónico (electrolito)
(23).
Para que este proceso ocurra, debe haber una mutua interacción entre la
existencia de un ánodo (el cual cede electrones), llevando a cabo una reacción
de oxidación, cátodo (el cual absorbe electrones) donde se lleve a cabo la
reacción de reducción; ambos son denominados como electrodos (25).
30
El proceso corrosivo ocurre porque entre los electrodos fluyen electrones
cargados negativamente del ánodo generado por reacciones de oxidación
liberando iones que pasan por un electrolito hacia el cátodo por medio de
reacciones de reducción.
La corrosión se puede visualizar mediante un ejemplo en un metal de hierro
puro (Figura 2.10) que se encuentra en contacto con una solución de ácido
clorhídrico en donde ocurre una reacción que genera hierro disuelto e hidrógeno
gas, resultando en la formación de una solución de dicloruro de hierro de
acuerdo a la Ec. 2 y Ec. 3. El ion de cloruro no está involucrado en la reacción.
Fe + 2HCl FeCl2 + H2 (Ec. 2)
Fe + 2H+ + Cl- Fe2+ + Cl2- + H2 (Ec. 3)
Hay una transferencia de electrones sobre la superficie desde el ánodo hacia
el cátodo; una oxidación de hierro a iones de hierro cede dos electrones siendo
aceptados por los iones de hidrógeno reduciendo y formando gas de hidrógeno;
implicando dos reacciones de oxidación del hierro (Ec. 4) y la reducción del
hidrógeno (Ec. 5) (23; 25; 26).
Oxidación (Reacción anódica) Fe Fe2+ + 2e- (Ec. 4)
Reducción (Reacción catódica) 2H + 2e- H2 (Ec. 5)
Figura 2.10. Reacciones del proceso electroquímico durante la corrosión (25; 26).
31
2.4.1. Tipos de corrosión
Existen diferentes formas de corrosión categorizadas en 1982 por Dillans de
acuerdo a la apariencia del fenómeno en tres grupos por su fácil identificación,
los cuales se muestran en la Figura 2.11 y se agrupan de la siguiente manera
(26):
- Grupo 1: Existe una fácil identificación por examinación visual.
- Grupo 2: Requiere de medios complementarios para la examinación.
- Grupo 3: La verificación requiere de equipo regularmente de un microscopio.
Figura 2.11. Clasificación de las formas de corrosión (26).
- Corrosión uniforme
Este tipo de corrosión es la pérdida de espesor sobre toda la superficie o
una fracción grande del área total del material que se expone a un medio de
ataque químico o disolución que provoca un conjunto de reacciones
32
químicas o electroquímicas, efectuándose una reducción del metal hasta su
falla ocurriendo una remoción del revestimiento protector que conduce a
esta forma de corrosión.
- Corrosión galvánica
Dos materiales diferentes son conectados eléctricamente y situados en
una solución conductiva, existiendo un diferencial de potencial eléctrico que
produce el flujo de electrones entre éstos, con una conducción más fuerte en
la disolución de material eléctricamente más negativa que se denomina
como ánodo y al menos negativo conocido como cátodo, suscitándose una
pérdida de espesor con respecto al tiempo.
- Corrosión por erosión
Es el deterioro o ataque sobre un metal que es incrementado o acelerado
por el movimiento entre un fluido corrosivo con la superficie en contacto,
este movimiento es muy rápido que involucra efectos mecánicos como son
el desgaste y abrasión del metal. La superficie que se remueve queda en
forma de iones disueltos o en forma sólida. Se caracteriza usualmente por
una apariencia en forma de surcos, ondas, agujeros redondos y valles.
Este tipo de corrosión puede derivarse por cavitación donde hay una
formación y colapso de burbujas de vapor en un líquido cercanas a la
superficie destruyendo la película protectora, mientras que la corrosión por
fricción ocurre entre dos metales sujetos a cargas, vibraciones y
deslizamientos causando la remoción de una o ambas superficies.
- Corrosión por picadura
Es la pérdida de material localizado, donde hay una formación de
cavidades u hoyos de tamaños pequeños e inclusive de diámetros grandes
sobre el material que no se detectan y tampoco se anticipa que ocurrirá la
33
corrosión y predicen de manera sencilla. El ataque es rápido que solo puede
situarse en ciertas zonas superficiales formando hoyuelos.
- Corrosión por grietas
El proceso de corrosión es en forma localizada sobre las grietas
existentes y áreas superficiales del material que se encuentra en contacto
con ambientes agresivos donde es factible el estancamiento de soluciones.
Por lo tanto el efecto corrosivo se basa en un proceso electroquímico donde
el electrolito (solución corrosiva) está en contacto con las superficies del
material y existen una serie de reacciones que ocasionan la disolución en
estas áreas (25; 26).
- Lixiviación selectiva
También conocido como dealloy, es un proceso al cual una remoción
selectiva de uno o más elementos específicos de la aleación por la
interacción electroquímica con el ambiente dañando la superficie a través de
la producción de poros y zonas frágiles en el material sin visualización
macroscópica (26).
- Corrosión intergranular
Los materiales y aleaciones cuentan con una microestructura la cual se
constituye de granos que se encuentran separados por un límite de grano.
Este tipo de corrosión se efectúa a lo largo del límite grano o cercano al
límite de grano de éste a consecuencia de la formación de precipitados,
impurezas o agotamiento de uno de los elementos. Conforme la corrosión
progresa, los granos se separan de la matriz y en la superficie se comienzan
a formar poros (23; 26).
- Corrosión por el agrietamiento de esfuerzos
Este tipo de corrosión se da en ciertas aleaciones y ambientes
específicos; caracterizado por la formación de grietas en medios corrosivos
34
dónde partículas corroyentes son incorporadas dentro del material
haciéndolo susceptible al agrietamiento con la interacción de esfuerzos de
tensión (23) perjudicando por este mecanismo corrosivo las propiedades del
material y generarse grietas.
2.4.2. Efecto del ácido sulfhídrico en el acero
La producción, extracción de hidrocarburos y gases manipulados en las
refinerías e industrias petroquímicas tienen contenidos de distintos compuestos
que pueden llegar a tener efectos sobre materiales que los transportan. El
empleo sobre un medio agresivo como lo es en un ambiente amargo
considerado como una sustancia que contiene ácido sulfhídrico (H2S) en forma
de gas o disuelto en una fase acuosa (27), ha sido una de las mayores
preocupaciones al utilizar los aceros, ya que pueden inducir mecanismos que
ocasionan el agrietamiento y tienen efecto sobre la corrosión de tuberías.
El ácido sulfhídrico y otras especies de sulfuros son formados por la
descomposición de compuestos orgánicos de sulfuro presentes en el ambiente
a elevadas temperaturas formando medios corrosivos (28). La selección de
materiales de alta resistencia mecánica y a la corrosión, son indispensables
para determinar los mecanismos de degradación por la interacción con
ambientes corrosivos como el H2S que al estar en contacto con metales
proporciona una pérdida de peso y por consiguiente una fragilización (3).
a) Corrosión por agrietamiento en ácido sulfhídrico húmedo
La disolución del ácido sulfhídrico en ambientes acuosos llega a formar
soluciones ácidas o gases ácidos (3) que al estar presentes en aceros al
carbono y de baja aleación da inicio a la corrosión por distintos mecanismos de
agrietamiento a causa del hidrógeno, formado de una serie de reacciones que
ocurren al estar en contacto entre el medio acuoso y la superficie interior de la
tubería.
35
El proceso de corrosión se da en la superficie del metal, donde hay una
interacción entre el acero con el ácido sulfhídrico reaccionando y formando
productos como una película insoluble de sulfuro de hierro (FeS) y átomos de
hidrógeno (H°) liberados, tal como se representa en la reacción de la Ec. 6.
Para que la reacción ocurra entre el acero y el medio acuoso, existe un conjunto
de reacciones que se ven involucradas, la catódica y anódica.
En la reacción anódica o de oxidación (Ec. 7), hay un incremento de valencia
del material hierro que es disuelto mientras los electrones liberados se
combinan durante la reacción catódica o de reducción.
La reacción catódica acepta el hidrógeno, los electrones liberados por el
hierro, forman hidrógeno atómico que al recombinarse con otro átomo se puede
llegar a formar moléculas de hidrógeno que son más severas para el material
(Ec. 10).
En la reacción de disociación, el ácido sulfhídrico se separa en iones de
sulfuro de hidrógeno y átomos de hidrógeno cerca de la superficie, el sulfuro de
hidrógeno reacciona para formar iones de hidrógeno y de sulfuro en la solución
amarga en la superficie (Ec. 8 y Ec. 9).
Reacción general Fe + H2S FeS + 2H° (Ec. 6)
Reacción anódica Fe Fe2+ + 2e- (Ec. 7)
Reacción de disociación
H2S HS- + H+ (Ec. 8)
HS- H+ + S2- (Ec. 9)
Reacción catódica 2H+ +2e- 2H (hidrógeno atómico) H2↑ (gas) (Ec. 10)
b) Proceso corrosivo del hierro
La corrosión ocurre bajo un proceso electroquímico en presencia de hierro
actuando como ánodo, siendo la superficie en la cual ocurre la disolución por
estar en contacto con un medio acuoso conteniendo H2S (electrolito).
El ácido sulfhídrico se disocia en iones a consecuencia de estar dentro de un
ambiente acuoso, forma iones de hidrógeno (H+) y azufre (S2-); el hierro
36
comienza su oxidación dando inicio a la liberación de iones de hierro (Fe2+) y
cede electrones a la solución ácida que inmediatamente comienzan a fluir hacia
la zona del cátodo, son aceptados y consumidos durante las reacciones de
reducción por los iones de hidrógeno; los iones de hierro atraen a los iones de
azufre para formar el compuesto de sulfuro de hierro (Figura 2.12).
Figura 2.12. Corrosión de una tubería en un ambiente amargo: Adaptación de imagen (29).
c) Mecanismo de corrosión en soluciones acuosas
Los átomos de hidrógeno liberados que se encuentran en la solución ácida
pueden combinarse con otros átomos de tal manera que llegan a generar
moléculas de hidrógeno entre el medio ácido y sobre la película de FeS
formada en la superficie o incluso el hidrógeno atómico puede difundir al ser
considerada la capa de sulfuro de hierro como permeable (30). Las moléculas
de hidrógeno, al ser demasiado grandes para entrar a la estructura, no pueden
difundir en ella; caso contrario al hidrógeno atómico que cuenta con el tamaño
adecuado de radio crítico para ingresar a los intersticios del material y agrietarlo
(28).
En la producción de átomos de hidrógeno por las reacciones catódicas, éstos
son adsorbidos en la superficie del metal antes de que ocurra una combinación
37
de los átomos una vez que es absorbida hacia el interior del metal hay una
acumulación considerable de H° para la combinación y formar gas de hidrógeno
molecular, visualmente puede verse en formas de burbujas en la superficie del
metal que es fatal porque ocasiona presiones elevadas dentro del material y
producir la nucleación de microgrietas, conduciendo a una falla catastrófica a
futuro de las tuberías (28; 29).
Las consecuencias de este medio corrosivo en los aceros son la pérdida de
ductilidad, formación y propagación de ampollas de hidrógeno, agrietamiento de
aceros de alta dureza o resistencia (28). Sin embargo los aceros de baja
aleación que están sometidos a estos medios corrosivos pueden verse
involucradas variables como el pH del ambiente, temperatura y presión. Kane
en 1985 reporta que en los aceros de baja aleación la velocidad de corrosión
incrementa conforme el pH de la solución acuosa disminuye.
2.4.3. Daño por hidrógeno en el acero
El hidrógeno es un elemento considerado como ligero que tiene efectos
sobre los aceros al carbono y baja aleación, siendo un peligro para la
degradación por diferentes mecanismos (31). Cuando se produce a partir de la
solución acuosa o ácido sulfhídrico se encuentra presente en forma atómica o
en protón con un tamaño de radio lo suficientemente adecuado para difundir e
incorporarse dentro de los intersticios de la red transportados por dislocaciones
o defectos ocasionando daños por su excesivo movimiento dando lugar a una
problemática en los aceros. Una molécula de hidrógeno no puede introducirse
dentro de los metales sólidos por su alta dimensión alargada (32; 33).
El daño por hidrógeno en los aceros es una problemática que se presenta en
ductos que transportan hidrocarburos que cuentan con la presencia de residuos
de H2S, CO2 y H2O en ambientes críticos. Al combinarse estos compuestos hay
reacciones de corrosión en las paredes internas de las tuberías, lo cual limita la
vida útil de la tubería por la difusión del hidrógeno producido en la reacción,
ocasionando problemas de fragilización y agrietamiento.
38
Un ambiente agresivo promueve la producción de hidrógeno que al estar en
contacto con los metales durante la solubilización es adsorbido en la superficie
y difundido hacia la red cristalina donde los átomos se localizan de manera
permanente o temporal en sitios preferenciales conocidas como defectos o
disueltos en los intersticios de la red afectando las propiedades mecánicas (34)
a causa de la combinación de átomos de hidrógeno para formar hidrógeno
gaseoso ejerciendo presión sobre los defectos e iniciando de esta manera una
grieta, que durante un lapso de tiempo llegará a la fractura.
Solubilización
La solubilidad del hidrógeno en el acero tiene una mutua interacción, debido
a la concentración de hidrógeno que puede llegar a existir dentro de éste y la
capacidad que tiene para disolverlo; el diámetro del átomo es considerado más
pequeño que el del acero favoreciendo la difusión hacia la estructura de él,
ocasionando que las propiedades mecánicas sean alteradas hasta generar la
fractura (34).
Una vez presente en la estructura del acero, se percibe en cuatro formas el
hidrógeno: atómico (H°), protón (H+), molécula (H2) o en combinación con
elementos de aleación; como se ha mencionado, las dimensiones de este
elemento son importantes, ya que al ser de tamaños pequeños en comparación
con el hierro, existe una mayor movilidad y permite una incorporación sin tanta
dificultad dentro de la estructura.
Diferentes factores son involucrados en la solubilidad del hidrógeno como lo
son la temperatura además de la presión (33). Zapffer en 1948 reporta que la
solubilidad es mayor a temperaturas altas alcanzando el estado líquido del
hierro que en fase sólida. Sin embargo en fases sólidas la estructura FCC
(austenita) tiene mayor solubilidad que una estructura BCC (ferrita) por el
incremento de la temperatura y presión (Figura 2.13); este efecto es
representado en el diagrama de hierro – hidrógeno, el cual se muestra en la
Figura 2.14 con diferentes presiones, temperaturas y diferentes
39
concentraciones de hidrógeno dentro del hierro. En el acero existe una
estructura cristalina más compacta pero con mayor volumen de los intersticios,
permitiendo solubilidad del hidrógeno en la red con menos dificultad, al
momento de disminuir la temperatura exclusivamente la disolución existe solo
en la red por ser una estructura menos compacta con intersticios de menor
dimensión que tiende a ampliarse al introducir el hidrógeno ocasionando una
distorsión de la red; los contenidos del elemento que no son solubles buscan
sitios preferenciales donde la retención de este elemento es mejor; siendo
conocidos como atrapadores de hidrógeno y dando concentraciones mayores
(32).
Figura 2.13. Solubilidad de hidrógeno en hierro en función de temperatura y presión (32).
40
Figura 2.14. Diagrama de equilibrio para el sistema hierro – hidrógeno (35).
Difusión
En la difusión es atribuido un movimiento de los átomos de hidrógeno
migrando hacia el interior de la red. Las moléculas de hidrógeno son
relativamente más largas para difundir, únicamente en forma atómica puede
difundir hasta la red. La capacidad de acomodar el átomo de hidrógeno dentro
de la estructura del hierro es más factible y rápida en estructuras menos
compactas por la distribución entre los átomos de hierro a distancias mayores.
Para que la difusión ocurra necesita de una cantidad de energía necesaria
conocida como de activación (Q), de acuerdo a la ecuación de Arrhenius la cual
está representada en la Ec. 11, para que sea capaz de vencer una barrera
energética hasta llegar a un estado estable, es decir, el hidrógeno atómico
necesita de cierta energía proporcionada por temperatura o un campo eléctrico
que permite incorporarse dentro de la red del acero por una difusión rápida
durante temperaturas altas o acomodarse en un sitio preferencial, el cual
retarda la difusión cuando son temperaturas bajas. La energía de activación es
41
mayor para estructuras compactas que las abiertas ya que necesita menor
energías para romper enlaces atómicos.
Ecuación de Arrhenius= A exp (- Q/RT) (Ec. 11)
El hidrógeno difunde desde un potencial químico alto hacia un potencial
químico menor siendo uniforme. La velocidad de difusión del hidrógeno hasta la
red del hierro involucra la concentración de este, al igual que la difusividad en la
red el cual está representado como D. Al encontrarse con sitios de esfuerzos
elásticos tensiles, atrae al hidrógeno para difundir hacia estos lugares, por
consiguiente la difusividad del hidrógeno al encontrarse a elevadas
temperaturas es expresada en base a la ecuación de Arrhenius, tal como se
muestra en la Ec. 12:
D= Do exp (-Q/RT) (Ec. 12)
Donde Do es un término preexponencial; R la constante de los gases y T la
temperatura.
Atrapamiento
Las trampas o atrapadores son sitios dentro de la red cristalina o superficie
del acero conocidos como defectos que tienden a interactuar con los átomos de
hidrógeno aprisionándolos sin que exista movimiento y alguna posibilidad de
escape. El involucrar un movimiento del hidrógeno de un sitio en equilibrio de la
red, necesita de una energía de activación grande para poder desplazarse
libremente hacia otro lugar donde alcance de nueva cuenta equilibrio (Figura
2.15).
De acuerdo a esta figura la fuerza necesaria para el desplazamiento del
átomo dentro de la red del sitio B hacia el A es menor a comparación de la
energía necesaria para estar en una posición C, entonces hay una mayor
atracción al espacio de menor energía (Figura 2.15 a); cuando una red es
42
distorsionada existen gradientes de coeficientes de difusión con cambios de
altura y el salto es variable de un sitio a otro afectando la frecuencia, algunos
espacios son favorecidos por la existencia de una tensión donde existe el
desplazamiento rápido del átomo a otro espacio vacío mientras otros son más
lentos (Figura 2.15 b).
Así como existen lugares donde puede ocurrir la difusión, hay zonas dentro
de la red donde la difusión es compleja denominadas como trampas las cuales
pueden situarse en un lugar dentro de la red a cierta temperatura con bajos
niveles de energía de interacción y saltar a otro espacio o concentrarse en un
solo sitio sin liberación del hidrógeno por las fuerzas de interacción altas; son
clasificadas como trampas físicas y atractivas (36).
En una trampa atractiva hay una zona de la red cristalina donde una fuerza
de atracción agrupa en el centro (Di) de la región los átomos de hidrógeno
(Figura 2.15 c).
Las trampas físicas tienen una fuerza de atracción de los átomos de
hidrógeno favorable para que tenga una permanencia dentro de esta zona de la
red cristalina (Figura 2.15 d).
Es más factible que los átomos de hidrógeno puedan salir de una trampa a
cierta profundidad (ET), por los pequeños niveles de energías requeridos para
saltar y salir de una trampa atractiva considerada como una trampa reversible y
siendo menos probable que haya una salida de átomos en trampas físicas. La
cantidad de hidrógeno depende de la concentración de este y la naturaleza de
interacción con las trampas (35).
43
Figura 2.15. Esquema ilustrativo de los pasos necesarios para la difusión de los átomos de
hidrógeno a través de la red del metal: a) Existencia de una fuerza atractiva (de izquierda a
derecha); b) Red distorsionada; c) Trampa atractiva; d) Trampa física; e) Trampa mixta (36).
Permeación
La permeación del hidrógeno a través del acero involucra la difusión de los
átomos, implica la entrada sobre la superficie y salida del otro lado. Es posible
determinar la velocidad de permeación (P) a través de una placa de espesor L,
por unidad de área, predominando la difusividad y las diferencias de
concentraciones del hidrógeno a la entrada y salida de las placas, La
permeación está representada por la Ec. 13.
P= D* (C1 – C2)/L (Ec. 13)
La difusión de hidrógeno no se inhibe por el atrapamiento a bajas
temperaturas después de obtener condiciones estables de permeación;
44
llenándose las trampas de acuerdo a la concentración de hidrógeno sobre la
placa. En esas condiciones la velocidad de permeación está en función de la
solubilidad (S) y está dada por Ec. 14:
P= D* C1/L = DS/L (Ec. 14)
Cuando las trampas se encuentran completamente llenas, las velocidades de
permeación son controladas por el gradiente de concentración intersticial.
Clasificación del daño por hidrógeno
Timmins (1996) clasifica el daño por hidrógeno en diferentes mecanismos
como se muestra en la Figura 2.16 de acuerdo a las temperaturas a la cuales
se encuentran en servicio los materiales sometidos a temperaturas altas por
arriba de 200 °C (400 °F) y temperaturas por debajo de 200 °C (400 °F).
Figura 2.16. Clasificación de los mecanismos de daño por hidrógeno (35).
Daño por hidrógeno a altas temperaturas
Este mecanismo de ataque es llevado a cabo a temperaturas aproximadas
de 200 °C y bajo presiones elevadas en presencia del elemento hidrógeno (por
45
sus siglas en inglés HTHA) asociando una descarburización interna de los
aceros. El daño sufrido por este mecanismo es ligado a un deterioro interno
permanente con reducción en propiedades mecánicas (35).
Ataque por hidrógeno
El daño es ocasionado por la descarburación interna del acero donde el
hidrógeno atómico (H°) difunde en el material y reacciona con el carbono
disuelto o carburos presentes en la superficie para formar un gas llamado
metano (CH4) (28) el cual nuclea, crece y existe una coalescencia de burbujas
del gas a lo largo del límite de grano y otros vacíos. La presión interna del gas
genera una formación de fisuras o si hay presencia de poros estos crecen con
una consecuente falla sin previo aviso repercutiendo en las propiedades del
material ya que hay una disminución de la ductilidad y tenacidad (35) en zonas
cercanas de la soldadura que están sometidos a altos esfuerzos.
Daño por hidrógeno a bajas temperaturas
Denominado como LTHA, por sus siglas en inglés, este tipo de daño se
presenta generalmente para determinar los efectos característicos del
hidrógeno que se tienen a temperaturas por debajo de 200 °C (400 °F), como
son:
- Pérdida de ductilidad y tensión a la fractura.
- Disminución de la capacidad de carga aplicada.
- Agrietamiento.
Existen a bajas temperaturas diferentes mecanismos de interacción del
hidrógeno con el acero (35) repercusivo durante su aparición.
Fragilización por hidrógeno
La fragilización por hidrógeno (HE, por sus siglas en inglés) es un proceso al
cual se acumula el hidrógeno atómico en la red del acero vía absorción
46
catódica; la acumulación de altas concentraciones fragiliza al acero con pérdida
de ductilidad y tenacidad (35).
El mecanismo de falla se da durante una aplicación y mantenimiento de
carga constante bajo la influencia de hidrógeno contenido en materiales
susceptibles (28).
Agrietamiento inducido por hidrógeno
El agrietamiento inducido por hidrógeno (HIC por sus siglas en inglés) ocurre
porque sobre la superficie del acero existe permeación del hidrógeno atómico,
el cual difunde a sitios favorables dentro de la red del material acumulándose en
sitios idóneos conocidos como trampas que son defectos dentro del material y
así formar hidrógeno molecular. Las trampas almacenan las moléculas de
hidrógeno las cuales tienden a ejercer presión que incrementa de manera
constante y conduce a la generación de grietas que son propagadas e
interconectadas con otras; su dirección es paralela al plano de rolado (28; 35).
Agrietamiento inducido por hidrógeno con esfuerzo orientado
Este mecanismo conocido como SOHIC, por sus siglas en inglés,
básicamente se considera similar al proceso HIC, en donde la incorporación del
hidrógeno dentro del acero es a causa de que éste en forma atómica es
susceptible a incorporarse a la red y de la misma manera que en otros
mecanismos de LTHA, la acumulación en zonas apropiadas para formar
moléculas de gas de hidrógeno ejerciendo presión provocando la formación y
apilamiento de grietas en dirección del espesor de la pared del material.
Visualmente existe la preferencia de concentrarse en la zona afectada por el
calor de la soldadura donde los altos niveles de concentración de esfuerzos
residuales o áreas donde la aplicación de esfuerzos es idónea para este
mecanismo de daño por hidrógeno (35).
47
Agrietamiento por corrosión del sulfuro bajo esfuerzo
Este mecanismo conocido como SSCC o SSC por sus siglas en inglés
generalmente se asocia con aceros de alta resistencia y aleaciones donde los
límites de resistencia son superiores a 550 MPa (80ksi) con altos valores de
dureza en la ZAC (>22 HRC) (28). El SSC es un fenómeno corrosivo donde
existe un agrietamiento a causa de un esfuerzo e influye la presencia de
ambientes amargos H2S (37), los átomos de hidrógeno son incorporados dentro
del material y permanecen disueltos, los cuales son altamente movibles y bajo
un esfuerzo se propicia la producción de un agrietamiento frágil en áreas duras
e idóneas. La composición química del acero, microestructura, resistencia y
esfuerzos aplicados y residuales (35) son factores influyentes en este
mecanismo.
Agrietamiento por hidrógeno bajo esfuerzo
El mecanismo de agrietamiento por hidrógeno bajo esfuerzo (HSC, por sus
siglas en inglés) consiste en un medio que expone al acero con hidrógeno
difundiendo fácilmente dentro de éste en forma atómica; al someter a una carga
constante falla por debajo de la resistencia a la tensión en períodos cortos; el
esfuerzo aplicado es bajo con una falla frágil (35).
2.4.4. Agrietamiento inducido por hidrógeno
Una amplia gama de problemas se han suscitado en los materiales
empleados durante la operación en industrias dedicadas al rubro petrolero,
donde los fenómenos corrosivos son uno de los principales factores de gran
impacto para que ocurra la falla en un determinado período.
Como se han mencionado con anterioridad en los previos capítulos, se
tienen distintas clasificaciones de los mecanismos corrosivos, sobresaliendo el
daño por hidrógeno debido a la dependencia de la materia transportante y/o el
medio ambiente que se encuentra; esto permite tener una fuerte relación
perjudicial con industrias petroleras y de gas, petroquímicas, refinerías, siendo
afectadas por la transportación de gases y líquidos (amargos o dulces) que
48
propicien un efecto en el deterioro de tuberías, recipientes a presión e inclusive
contenedores de materia prima, llegando a repercutir en costos de
mantenimiento y lo peor catástrofes humanitarias.
Los aceros utilizados para la fabricación de tuberías de línea y recipientes a
presión son susceptibles al agrietamiento por hidrógeno, por la corrosión del
acero en ambientes húmedos de H2S formando grietas que se propagan a
través del espesor, el cual es reducido hasta alcanzar la ruptura.
Uno de los principales mecanismos de agrietamiento por hidrógeno en las
aplicaciones mencionadas es el HIC, definido como el agrietamiento interno
escalonado, visiblemente son grietas y/o ampollas (formadas por la absorción y
difusión del hidrógeno atómico en defectos y zonas específicas) que se
interconectan por la acumulación de altas presiones internas del gas molecular
de hidrógeno dentro de las ampollas, ocasionan altos esfuerzos que tienden a
causar el desarrollo de grietas paralelas a la dirección del rolado, propagando la
conexión de ampollas en diferentes planos y reduce el espesor del material
siendo susceptible a fallar por agrietamiento (Figura 2.17); el HIC se caracteriza
por no involucrar esfuerzos aplicados o residuales, sin embargo la ZAC y metal
base tienen mayor susceptibilidad al HIC y principalmente es observado en
aceros al carbón con baja resistencia de límites elásticos menores a 70 ksi (30;
38; 39).
Figura 2.17. Esquema de agrietamiento inducido por hidrógeno: a) Proceso de la formación de
ampollas; b) Agrietamiento escalonado (30).
49
Este mecanismo se ha investigado desde 1970 debido a la falla de tuberías
de línea que experimentaron dos compañías, a partir de esto da comienzo la
preparación de estándares en 1984 que permiten realizar pruebas para
determinar el daño por HIC en aceros para tuberías como se aprecia en la
Figura 2.18 (40).
El HIC es también conocido como agrietamiento asistido por hidrógeno y
agrietamiento en frío, este mecanismo es producido en un ambiente que
contiene hidrógeno como se ha comentado con anterioridad, sin embargo actúa
de dos formas: el primero se da por la exposición en un medio que contiene
H2S húmedo y la segunda es posterior al proceso de soldadura, durante el
enfriamiento de la soldadura la incorporación del hidrógeno a través del material
de aporte al metal de soldadura (18; 41).
Figura 2.18. HIC en una tubería (39).
Mecanismo de HIC en un ambiente húmedo de H2S
Bajo este mecanismo de daño por hidrógeno el comportamiento corrosivo del
HIC, ocurre el agrietamiento a consecuencia de estar en contacto el acero con
un ambiente amargo como lo es el H2S por la incorporación del hidrógeno en la
estructura del metal.
El proceso corrosivo se presenta en la superficie interna de una tubería de
acero al estar en contacto con el H2S, tal como se aprecia en la Figura 2.19,
50
ocurriendo una serie de reacciones mencionadas anteriormente en la Ec. 6, Ec.
8 y Ec. 9. Siendo factible la permeación de los átomos de hidrógeno dentro de
la estructura del metal debido a que los iones de Fe2+ reaccionan con los iones
de S2- formando una película insoluble de FeS, el H° es adsorbido sobre la
superficie del acero (Figura 2.19 a), una acumulación excesiva de estos átomos
hace posible la unión con otros átomos de hidrógeno, así llega a generar
moléculas de hidrógeno, estás son complejas de incorporarse dentro del acero;
a diferencia de los átomos de hidrógeno son fácil de absorber dentro del mismo
y difundir hacia sitios preferenciales de la red cristalina conocidos como trampas
o discontinuidades (defectos internos, poros, inclusiones) (Figura 2.19 b) (30).
Debido a que el átomo de hidrógeno es más fácil de mover, la acumulación
excesiva sobre estos lugares provocan una combinación entre ellos y forman H2
que ejerce una elevada presión (28), por consiguiente existe una separación en
el material (nucleación de una grieta) paralela a la superficie denominada como
ampolla donde la presión interna ejercida sobre este sitio por las moléculas de
hidrógeno produce una punta en forma de grieta, una vez que se interconectan
entre ellas son propagadas de manera paralela a la dirección del rolado hasta
que una grieta ocasione la falla por la reducción del espesor del material (3).
Figura 2.19. Esquema de falla por HIC: (a) Mecanismo de absorción de hidrógeno en el acero
expuesto a un ambiente de H2S; (b) Sitios intersticiales y atrapadores de la red en el acero; (c)
Presión acumulada en un defecto localizado dentro de la pared de una tubería de acero (29).
51
Susceptibilidad al HIC del Acero API X70
Diversas investigaciones se han desarrollado sobre el mecanismo de falla
por HIC en los aceros API 5L bajo la evaluación de la NACE TM0284, se han
estudiado los X – 52, X – 65, reportando el comportamiento que presentan
ambos a la absorción y difusión del H° dentro de la estructura del acero, siendo
susceptible el atrapamiento en sitios microestructurales preferenciales como
inclusiones elongadas de sulfuro de manganeso (MnS), el cual es ligado a las
altas concentraciones de azufre en la composición del material, (2).
Las inclusiones son los principales sitios de nucleación de las grietas
ocasionada por la alta cantidad de hidrógeno atrapado, estructuras bandeadas
como perlita son factibles a propiciar el HIC, entre otras inclusiones se
encuentran los carbonitruros de titanio y niobio (TiNb [C,N]), óxidos de Al, Ca
que actúan también como sitios nucleantes de HIC. De acuerdo a la literatura
Pressouyre G. (1978) identificó que los carburos de titanio (TiC) son uno de los
también sitios fuertes atrapadores de hidrógeno. Wan Keun y colaboradores
(2010) determinan que las características microestructurales como los niveles y
distribución de inclusiones y la microestructura son importantes para el
agrietamiento por hidrógeno (42; 43).
Además de los aceros mencionados, el acero API 5L X – 70 es muy
empleado por sus excelentes propiedades mecánicas en tuberías de
transportación de gas y petróleo, el análisis del HIC en estos materiales con
soldadura se ha investigado, tal es el caso de Beidokhti B. y colaboradores
(2009) que han contribuido en la susceptibilidad al HIC de una soldadura por
SAW (Figura 2.20) donde las microestructuras y la composición química son un
factor en este mecanismo de agrietamiento: la ferrita acicular mejora la
resistencia al agrietamiento inducido por hidrógeno incrementando la formación
de esta fase por la adición de titanio (con cantidades de entre 0.08% y 0.05 %)
en las soldaduras; en cambio los constituyentes de bainita y
martensita/austenita son perjudiciales ya que en estas fases duras ocurre la
nucleación y crecimiento de la grieta por HIC en los especímenes soldados,
52
esta microestructura es formada por la adición de titanio y manganeso en
porcentajes elevados (superior al 0.08% y 0.05% de Ti y 2% de Mn),
comprobando que la composición es un factor también importante en el
desarrollo del HIC. En los especímenes soldados, los carbonitruros de titanio
(TiCN) distribuidos y la microestructura ferrita acicular mejora el desempeño en
ambientes amargos de este tipo de materiales (44).
Figura 2.20. Agrietamiento por HIC en la región de segregación central de un acero API 5L X70
(44).
2.5. Técnicas electroquímicas
La corrosión es definida anteriormente, sin embargo, la corrosión
electroquímica involucra una serie de reacciones de los materiales dentro de un
ambiente específico, siendo capaz de liberar iones a este entorno y un
movimiento de electrones es factible adentro del material.
Esto ocurre si el ambiente es apto para contener iones y el material tiene la
posibilidad de conducir electrones (24).
La corrosión electroquímica enfocada en los metales, dentro de un ambiente
natural, sea en agua o bajo tierra, es causada por un flujo de electricidad desde
un metal a otro o inclusive desde una parte de una superficie del metal a otra
parte de la misma superficie donde las condiciones permiten el flujo de
53
electricidad a través de un conductor húmedo o un electrolito que no es más
que una solución que contiene iones con una carga eléctrica (45).
Es posible reproducir de manera experimental el proceso electroquímico que
conlleva a la corrosión basado en la utilización de una señal eléctrica
introducida dentro del sistema de interés a estudiar y así obtener una
información como respuesta eléctrica producida de dicha señal eléctrica (46).
Para determinar la corrosión electroquímica existen distintas técnicas
electroquímicas como lo son por corriente directa (CD) las curvas de
polarización, extrapolación de Tafel, resistencia a la polarización; por corriente
alterna (CA) es empleada la impedancia electroquímica y técnicas no
perturbativas es usado el ruido electroquímico (46).
A través de estas técnicas es posible determinar las velocidades de
corrosión, potenciales y corrientes de corrosión, tipo de corrosión generado
superficialmente, entre algunos otros aspectos de interés relacionados a la
corrosión.
2.5.1. Equipo electroquímico
Las reacciones electroquímicas que ocurren durante la corrosión de un
material en contacto con una solución son estudiadas dentro de un sistema o
celda electroquímica. De acuerdo a Kelly y colaboradores las celdas son
dispositivos de dos terminales que se clasifican como de conducción o
impulsado. La celda electroquímica de conducción es un productor de energía,
la cual convierte la energía química a energía eléctrica, en cambio la celda
electroquímica impulsado es un consumidor de energía.
Las técnicas electroquímicas emplean generalmente un potenciostato siendo
un instrumento electrónico que permite imponer un potencial constante o
variable, positivo o negativo (46). Las pruebas involucran una configuración de
54
un potenciostato conectado a una celda electroquímica la cual contiene tres
electrodos expuestos a una solución, cuya finalidad es el estudio de un proceso
electroquímico (Figura 2.21).
Los electrodos empleados dentro de una celda electroquímica son:
- Electrodo de trabajo (ET) representa la interfase de interés y en donde
ocurren las reacciones electroquímicas.
- Electrodo de referencia (ER) empleado para medir el potencial con respecto
al del trabajo al ser considerado con un potencial constante, los más
empleados en soluciones acuosas son los electrodos de calomel saturado
(ECS), de Ag/AgCl y Hg/H2SO4.
- Electrodo auxiliar o contraelectrodo (EA o CE) es una interfase adicional e
inerte hecho de un material capaz de soportar las reacciones
electroquímicas de oxidación o reducción con los reactantes en el electrolito
que se emplea dentro del circuito de la celda electroquímica estos son
comúnmente de Platino (Pt) o grafito de alta densidad (47; 48).
Por lo tanto la interacción entre un ET y el CE representa una celda
electroquímica impulsado, la presencia del ER facilita la separación de un
potencial aplicado dentro de una porción controlada (entre ER y ET) y una
porción controlante (entre ER y CE). Si el ET y CE son idénticos, la ausencia de
polarización externa, tienen el mismo potencial interfacial, al aplicar un potencial
estimula la oxidación en la superficie de ET caso contrario en la superficie de
CE ocurre la reducción (47).
55
Figura 2.21. Configuración de una prueba electroquímica Adaptación de imagen (49).
2.5.2. Resistencia de polarización lineal
La resistencia a la polarización lineal (RPL) es una técnica electroquímica
que ha sido implementada en los últimos 50 años a pesar del desarrollo de
nuevas técnicas, que son más complejas que ésta.
Esta técnica es básicamente establecer una relación existente entre el
potencial y la densidad de corriente, cuya finalidad es determinar la resistencia
del material a la oxidación por la aplicación de un potencial externo dentro del
sistema a estudiar (50). El uso de RPL ayuda principalmente en la
interpretación de la velocidad de corrosión instantánea en el tiempo que se
realiza la medición sobre distintos sistemas, además de los metales como lo
son pinturas, hormigones, e inclusive alimentos (51).
A partir de la ecuación desarrollada por Stern y Geary en 1957 establecen
una correlación existente entre la velocidad de corrosión y la resistencia de
polarización lineal, la cual es posible determinar por medio de la siguiente
ecuación (52):
RP = B
icorr (EC. 15)
Dónde:
56
Rp: resistencia a la polarización.
B: coeficiente de Stern – Geary.
icorr: densidad de corriente a la corrosión.
Las pendientes de Tafel se obtienen por la ecuación 16:
B = ba bc
2.303 (ba+bc) (Ec 16)
Dónde:
ba: pendientes de Tafel anódica.
bc: pendientes de Tafel catódica.
Mientras que la velocidad de corrosión se calcula empleando la ecuación 17:
Velcorr = 3.27x10-3 icorr EW
ρ (Ec. 17)
Dónde:
icorr: densidad de corriente a la corrosión.
EW: peso equivalente del material utilizado.
ρ: densidad del material utilizado.
Ventajas
- Es una técnica no destructiva que emplea bajas perturbaciones.
- Proporciona información instantánea sobre las velocidades de corrosión.
- No es una técnica demasiada sofisticada y por lo tanto se considera
económica.
- No se necesita de personal altamente especializado.
Desventajas
- El potencial aplicado debe ser demasiado estable.
- La velocidad de barrido debe ser seleccionada adecuadamente.
57
El desarrollo de esta técnica se basa en el empleo de una celda
electroquímica que contiene un ET, EA y ER inmersos en un electrolito
conductor, donde la perturbación puede realizarse en potencial registrando
la respuesta en corriente. La resistencia de polarización lineal se obtiene de
tal manera potenciostática aplicando escalones equipotenciales hasta
alcanzar un estado estacionario antes del registro de la corriente.
Generalmente no se acostumbra realizar una perturbación en corriente y
registrar el potencial (galvanostática o galvanodinámica), siendo útil cuando
el sistema no tiene un potencial estable (51).
2.5.3. Ruido electroquímico
Esta técnica ha sido recientemente introducida para estudios en la ciencia e
ingeniería de la corrosión sin embargo es considerada como una prueba no
destructiva al no alterar superficialmente el material de análisis (47; 53). De
acuerdo a Botana (2009) y colaboradores, definen el ruido electroquímico (RE)
como una técnica que se encarga de estudiar las fluctuaciones de las señales
de potencial (E) y de corriente (I) que son generadas cuando el metal se
degrada en un medio corrosivo (53). El ruido electroquímico no son señales
audibles, más bien se considera una técnica de oscilaciones tanto de potencial
como corriente electroquímica cuya medición es simple y se realiza de manera
simultánea (54).
El potencial de corrosión determinado mediante el ruido electroquímico a
través de medir las oscilaciones estocásticas de un potencial electroquímico
con respecto un ET y al ER o a un electrodo nominalmente idéntico en una
serie de tiempos. Mientras que las corrientes de corrosión son medidas por el
ruido electroquímico mediante oscilaciones estocásticas de una corriente entre
dos electrodos idénticos bajo un determinado tiempo.
58
Mediante esta técnica es posible obtener información acerca de la cinética de
reacción (velocidad de corrosión), identificar el tipo de corrosión: uniforme,
generaliza o localizada, además de revelar los mecanismos de corrosión (54).
Ventajas
- Equipo de bajo costo.
- Las pruebas son en periodos de tiempo relativamente cortos comparados
con otras técnicas.
- No hay perturbación externa de los sistemas de corrosión.
- La medición de ruido electroquímico proporciona un fácil monitoreo de los
proceso de corrosión localizada.
- La instrumentación en esta técnica es sencilla y la medición de los datos son
fáciles de recolectar.
Desventajas
- Esta técnica no trabaja con electrolitos de muy baja conductividad al menos
que el área y la separación sea la óptima.
- La medición del ruido electroquímico es complicada cuando hay muchas
reacciones redox involucradas, tales como aceros inoxidables en soluciones
de permanganato alcalino.
- En la medición del ruido electroquímico sobreestima muy bajas velocidades
de corrosión.
- Se generará un ruido no deseado por el contra electrodo cuando las
dimensiones del ET son muy grandes y el CE son pequeñas.
2.5.3.1. Registro del ruido electroquímico
La experimentación a nivel laboratorio de una prueba de ruido electroquímico
más empleada consiste en realizarla mediante el empleo de tres componentes
básicos: un ordenador que tiene la función de controlar las condiciones de
medida y almacenar los datos obtenidos de RE durante el desarrollo de la
experimentación; la celda de medida como función principal es contener y
59
exponer la muestra de estudio en un medio corrosivo bajo condiciones
controlables dentro del laboratorio; el potenciostato mide las señales de I y E.
Las técnicas de ruido electroquímico experimentalmente son realizadas
mediante tres configuraciones distintas:
1) Las muestras se polarizan galvanostáticamente aplicando una corriente
constante con un registro del ruido de potencial del sistema de estudio.
2) Las muestras son polarizadas potenciostáticamente al emplear un
potencial externo, registrando solamente resultados del ruido de corriente.
3) La obtención de los datos de ruido de corriente y de potencial son
registrados de manera simultánea sin perturbar externamente el sistema.
La medición de la corriente entre dos electrodos de trabajo con
diferencias de potencial despreciables registrado a través de un
amperímetro de resistencia cero (ZRA, por sus siglas en inglés). Los
potenciales medidos pueden ser entre dos electrodos de la misma
naturaleza o entre un electrodo de referencia (53).
Mencionado con anterioridad las mediciones de I y E se realizan
simultáneamente. El procesamiento de los datos involucra la recepción de la
información registrada del RE en la variación del potencial y corriente con
respecto al tiempo las cuales son conocidas como series de potencial/corriente
– tiempo o series de tiempo. Las señales obtenidas por RE son registradas
frecuentemente con alternancias a lo largo de un tiempo determinado durante el
período de prueba, cuya señal se considera como no estacionaria.
2.5.3.2. Interpretación del ruido electroquímico
La información extraída de los datos generados por las series de tiempo de
corriente y potencial es posible analizarla mediante distintos métodos
disponibles ya que la interpretación directa es difícil, para ello se emplean
diferentes métodos de análisis a fin de disponer de resultados relevantes y
60
confiables, como las técnicas estadísticas que son utilizadas para conseguir un
entendimiento básico de los datos y las relaciones entre las variables (50; 54).
Los datos obtenidos son analizados por los siguientes métodos clasificados
de acuerdo a Botana (2002) como los principales (55):
Análisis en las series de tiempo.
Análisis con métodos estadísticos.
Análisis en el dominio de frecuencia.
Análisis discriminante.
Análisis por la teoría del caos.
Análisis por la transformada de wavelets.
El sistema a estudiar conlleva la implementación de los métodos ya
mencionados anteriormente; como factor a considerar es la complementación
con distintos métodos para la obtención de la máxima información posible.
Análisis en las series de tiempo
Este método es simple de analizar y de forma directa, el cual consiste en la
examinación de las series de tiempo con el fin de identificar los detalles
característicos de los tipos de corrosión, en particular como detectar
visualmente los transitorios de rompimiento y repasivación o de oscilaciones
asociadas a resquicios o corrosión por picadura (50; 54).
El ruido de potencial es sensible al rompimiento de películas y etapas de
iniciación de corrosión localizada, en cambio el ruido de corriente se hace más
sensible cuando el sistema alcanza un proceso de propagación de la corrosión
(50). Los mecanismos de corrosión tienden a presentar características
específicas durante el lapso de tiempo del registro de las señales ejercidas por
el sistema de estudio.
El proceso de corrosión uniforme o general es considerado como
homogéneo, el cual muestra pequeñas fluctuaciones aleatorias tanto en
61
potencial como en corriente debido a los pocos eventos individuales que se
miden; un comportamiento similar es visible en un estado pasivo. En la
corrosión por picaduras o localizada el ruido es mucho más grande comparado
a la corrosión uniforme, distinguido por la generación de transitorios que se
distinguen fácilmente del resto por su tamaño y duración del registro del ruido
electroquímico (50; 56).
Métodos estadísticos
Los métodos estadísticos simples han sido utilizados para el estudio
temporal de los registros de RE; estos tratan a la serie de tiempo como una
recopilación de corrientes o potenciales individuales, delimitando una relación
entre un valor y el posterior. La serie de tiempo se define por la distribución de
valores registrados durante un lapso (50; 54; 56).
Media
Este parámetro estadístico es el más común y es definido como el promedio
de los datos; siendo la suma de los datos individuales divididos por el número
de datos totales. Tiene la facilidad de condensar toda la información del sistema
y poder estudiarla con mayor facilidad. El potencial promedio se refiere a un
potencial de corrosión promedio el cual es utilizado para calcular fenómenos de
interés como corrosión localizada, las fluctuaciones en largos períodos de
tiempo durante la recolección de datos implica cambios en el proceso de
corrosión. La corriente promedio se estima que sea cero teóricamente debido a
la utilización de dos electrodos idénticos, sin embargo la práctica demuestra lo
contrario, por la presencia de pequeñas diferencias frente al comportamiento a
la corrosión de cada electrodo. El potencial promedio se interpreta para los
datos registrados en determinado período de tiempo y está dado por (50; 54;
56):
X̅ = 1
N∑ E(k)N
k=1 (Ec. 18)
Dónde:
62
N: número de mediciones de la muestra.
X̅: potencial medio (V).
E(k): la k medición del potencial.
Varianza
Es la medida del promedio de energía de corriente alterna (ca) en la señal.
Es decir la varianza se describe como el valor promedio de la amplitud de las
señales del potencial y/o corriente al cuadrado. Las varianzas se dan por la
ecuación siguiente:
S2 =
1
N∑ [E(k) - E̅]
2Nk=1 (Ec. 19)
Dónde:
S2: denominada como varianza.
N: número de piezas de los datos.
E(k): es la k medición del potencial.
La varianza de corriente aumenta conforme se presenta un incremento de la
velocidad de corrosión; siendo más localizada la corrosión; sin embargo la
varianza de potencial disminuye a medida que la velocidad de corrosión se
incrementa, pero aumenta si el ataque por corrosión es de forma localizada (50;
54; 56).
Desviación estándar del potencial o corriente
La desviación estándar es la raíz cuadrada de la varianza, considerada como
un parámetro de suma importancia, debido a la representación de la variación o
extensión en la amplitud de una señal, es decir la magnitud de las fluctuaciones
registradas en las señales de RE. Es calculada por la ecuación siguiente:
σ = √S2 (Ec. 20)
Dónde:
63
σ: desviación estándar.
S2: varianza.
Este parámetro estadístico es utilizado para los cálculos de la resistencia de
ruido (Rn), la raíz media cuadrática de corriente (Irms) y el índice de localización
(IL).
Raíz media cuadrática
La raíz media cuadrática es la raíz cuadrada del valor promedio del cuadrado
del potencial y corriente, los valores obtenidos dan la medida de la cantidad de
energía disponible de la señal, incluyendo la CD o promedio del potencial o
corriente. La ecuación siguiente expresa la manera de calcular:
rms = √1
N∑ [E(k)]2N
k=1 (Ec. 21)
Los términos ya se definieron con anterioridad en esta misma sección, sin
embargo la relación entre la raíz media cuadrática, varianza y desviación
estándar se relacionan por lo cual no es necesario calcular las tres (50; 54; 56).
Índice de localización
El índice de localización es un parámetro empleado como referencia para
identificar el proceso o procesos de corrosión que ocurren dentro del sistema de
estudio que se encuentran. Para determinar el IL se realizan cálculos en base a
la ecuación:
IL = σI
Irms (Ec. 22)
Dónde:
IL: índice de localización.
σI: desviación estándar de la corriente.
Irms: raíz media cuadrática de la corriente.
64
El tipo de corrosión es identificado mediante los valores calculados del IL, que
permite discriminar entre los procesos corrosivos y definir específicamente
dentro los rangos establecidos en la Tabla 2.7 La forma de corrosión presente
(54; 56; 57; 58).
Tabla 2.7. Intervalos de valores de IL para identificar el tipo de corrosión en un sistema (57;
58).
Tipo de Corrosión Valores de IL
Máx. Mín.
Localizada (L) 1 0.1
Mixta (M) 0.1 0.01
Uniforme (U) 0.01 0.001
Resistencia de ruido
La resistencia de ruido es definida como la relación existente a partir de las
desviaciones estándar de potencial y corriente, calculada a partir de la siguiente
ecuación:
Rn = σE
σI (Ec. 23)
Dónde:
Rn: resistencia de ruido.
σE: desviación estándar de potencial.
σI: desviación estándar de corriente.
Este parámetro es considerado como una medición directa y relacionada con
la velocidad del cambio de la corrosión dentro del sistema, especialmente en la
velocidad de corrosión uniforme. Existe una equivalencia entre el Rn y Rp, por lo
cual se ha demostrado que es posible calcular la velocidad de corrosión y
densidad de corriente a partir de este (50; 54).
Rn = B
icorr (Ec. 24)
Dónde:
65
B: constante de Stern – Geary.
icorr: densidad de corriente a la corrosión.
Velocidad de corrosión
A partir de cualquier técnica electroquímica es factible determinar la densidad
de corriente; a través de la resistencia de ruido se puede determinar con la
ecuación 24, por lo tanto es posible calcular la velocidad de la corrosión con la
ecuación 17 mencionada en el subtema de resistencia de polarización (50; 59).
2.5.4. Curvas de polarización
La curva de polarización es una técnica que se utiliza para el estudio de la
susceptibilidad a la corrosión tanto en su comportamiento como velocidades y
es definida por Criado y compañía (2013) como una representación gráfica del
E frente al logaritmo de la corriente (log (i)). La medición generalmente es
empleando un circuito potenciostático como en la Figura 2.21; el cual incluye
una celda de polarización conteniendo dentro un electrolito (solución de
prueba), electrodos de trabajo (la muestra de estudio), auxiliar o contra
electrodo (hecho de un material que sea capaz de soportar las reacciones de
oxidación y reducción) cuya función es suministrar el flujo de corriente al ET y
un electrodo de referencia que mantiene un relativo potencial constante
permitiendo la medición del ET (48).
2.5.4.1. Medición e interpretación de las curvas de
polarización
Las curvas de polarización en un circuito potenciostático se obtienen a partir
de una serie de reacciones electroquímicas que ocurren en la interfase de la
muestra de prueba – electrolito, generando la corrosión superficial de la
muestra. El trazado de una curva de polarización comienza por la medición del
potencial de corrosión (Ecorr) creado por las reacciones que ocurren (anódica y
catódica); hasta alcanzar un valor estable donde la velocidad del proceso de
66
oxidación es exactamente igual al de reducción; el Ecorr es determinado
mediante circuito abierto siendo el ET libre de corroer y la icorr es calculada
mediante la intersección del valor del Ecorr con las líneas rectas del potencial
catódico (Ec) y anódico (Ea) trazadas sobre las curvas catódicas y anódicas, en
este punto las corrientes anódicas y catódicas tienen valores iguales.
El control del Ecorr se da por el ajuste del potenciostato a través de la
conexión a la celda de polarización. Las mediciones del potencial y corriente
con respecto al ET continúan a través de la polarización (48; 49).
Las curvas de polarización se producen como en la Figura 2.22; estas
consisten de una curva de polarización anódica, se forma a partir de una
densidad de corriente (i) > 0 con altos valores del potencial registrados durante
la prueba (superiores al Ecorr) predominando una reacción de oxidación o
anódica y una curva de polarización catódica, está es producida por i < 0 con la
disminución de los valores del potencial (inferiores al Ecorr) resaltando
reacciones de reducción o catódicas; ambas curvas resultantes de las
reacciones mencionadas que ocurren sobre las superficies del metal (48).
Figura 2.22. Representación de una curva de polarización (60).
67
Las densidades de corrosión son empleadas aquí también para la
determinación de la Velcorr aplicando las mismas ecuaciones 15 – 17 en la
resistencia de polarización.
2.5.4.2. Curva de polarización cíclica
La aplicación de una curva de polarización cíclica clarifica con la medición el
comportamiento del mecanismo de corrosión presente en el sistema de estudio
(metal – solución) (49).
Análisis de las curvas de polarización cíclica
En la Figura 2.23 puntualiza la susceptibilidad a la corrosión; analizado
mediante la aplicación de una curva de polarización cíclica con un enfoque al
comportamiento corrosivo en la rama anódica. La curva es evaluada entre la
variación del potencial (en este caso empleando un electrodo de calomel
saturado como ER) y el logaritmo de las densidades de corriente, aquí se puede
considerar el potencial como la fuerza motriz para la corrosión y la densidad de
corriente relacionado a la velocidad de corrosión.
La medición del potencial comienza por debajo del Ecorr, incrementando
ligeramente a una región pasiva donde la densidad de corriente es considerado
como un valor constante en la rama anódica; en esta región una delgada
película pasiva es formada protegiendo al material de altas velocidades de
corrosión; conforme los potenciales incrementan las películas pasivas formadas
se comienzan a disolver uniformemente (denominado como un comportamiento
transpasivo) o por una disolución localizada (corrosión por picadura o
hendidura) lo cual resulta en altas velocidades de corrosión y valores de
densidades elevados. Los potenciales alcanzados en el rompimiento de la
película pasiva son denominados como Etrans y Epit para un comportamiento
transpasivo o por picaduras respectivamente.
68
En la prueba de curva de polarización cíclica durante la medición del
potencial es revertido en una densidad de corriente anódica preseleccionada
superior al potencial de rompimiento de la película pasiva. El potencial de
reversión puede presentarse de tres formas diferentes; como Fase 1 donde la
densidad de corriente disminuye, aquí el material es inmune a la corrosión por
picadura, en este caso el potencial de rompimiento es Etrans, sobrepasando este
valor se efectúa una disolución uniforme de la película pasiva. Por debajo del
Etrans la película inmediatamente se forma de nuevo y es estable otra vez.
La Fase 2 tiene un potencial de rompimiento de la película que se define
como Epit y potencial de protección o repasivación (Eprot) donde las densidades
de corriente disminuyen y regresan a un valor pasivo. Las densidades de
corrientes que se mantienen altas por un largo período hasta finalmente
disminuir a un valor de región pasiva producen una corrosión localizada. Entre
Epit y Eprot las picaduras ya creadas en los potenciales superiores al Epit se
propagan e inician nuevas picaduras.
En una Fase 3 el Eprot está por debajo del Ecorr, la corrosión es por picaduras
en defectos superficiales o después de períodos de incubación en el Ecorr (48).
Figura 2.23. Comportamiento a la corrosión ilustrado en la rama anódica de una curva de
polarización cíclica (48).
69
CAPÍTULO III
DESARROLLO EXPERIMENTAL
El presente estudio es del acero grado API X – 70 unido mediante el proceso
de doble arco sumergido bajo una fabricación en condiciones de operación
normal, cabe mencionar que la empresa TUMEX S.A. de C.V. ubicada en
Tecámac, Estado de México, es la empresa que facilitó el material para llevar a
cabo dicha experimentación.
La metodología a implementar (Figura 3.1) está enfocada en la
determinación del mecanismo de falla por HIC y pruebas de corrosión para el
acero API X – 70 unido por el proceso antes mencionado.
3.1. Metodología
3.1.1. Métodos de caracterización
El análisis químico del metal base para la experimentación se realizó de
acuerdo a la norma ASTM E 415, mientras que la preparación, observación
70
metalográfica del metal base y las muestras soldadas son evaluadas por medio
de microscopía óptica (MO), de la misma manera el mecanismo de falla por HIC
y las superficies antes y después de exponer a pruebas electroquímicas, para el
análisis de las grietas, fracturas y superficies son también examinadas mediante
microscopia electrónica de barrido (MEB).
3.1.2. Pruebas mecánicas
La medición de las microdurezas vickers para las muestras soldadas son
realizadas en base a la norma ASTM E384 y API 5L, la prueba de tensión en el
metal base se determina mediante la norma ASTM E8.
3.1.3. Técnicas de estudio
En base a la revisión bibliográfica existe una amplia gama de normas
elaboradas para la determinación de los mecanismos de daños por hidrógeno.
De acuerdo al enfoque de este proyecto, las normas y técnicas para realizar las
pruebas correspondientes sobre las muestras de análisis son creadas por la
Asociación Nacional de Ingenieros en Corrosión (NACE por sus siglas en
inglés) y Sociedad Americana para Pruebas y Materiales (ASTM):
Mecanismo de daño por HIC
Las muestras son sometidas a un ambiente corrosivo con gas de ácido
sulfhídrico (H2S) para determinar el mecanismo de daño de agrietamiento
inducido por hidrógeno sobre el material y soldaduras en referencia a la norma
NACE TM0284 – 2011.
Pruebas electroquímicas
Existen métodos electroquímicos que tienen la capacidad de evaluar la
susceptibilidad de los materiales a la corrosión, sin embargo el uso de técnicas
electroquímicas como resistencia a la polarización lineal, ruido electroquímico y
curvas de polarización cíclica bajo las normas ASTM G59, ASTM G199 y ASTM
71
G5 respectivamente; son utilizados a fin de determinar los mecanismos de
corrosión, velocidades de corrosión y otros efectos relacionados a la corrosión.
Para llevar a cabo los métodos electroquímicos, se incorpora una muestra de
soldadura del acero API X70 unido por el proceso mencionado en una celda
electroquímica que contiene un electrolito y con esto se permite recrear un
ambiente totalmente corrosivo e inclusive concluir si existe y donde es más
factible la posibilidad de degradar las distintas muestras soldadas.
Figura 3.1. Metodología empleada para el desarrollo del trabajo experimental.
72
3.2. Procedimiento experimental
3.2.1. Metal Base
El metal base empleado para el desarrollo de la experimentación es un acero
API 5L de grado X – 70, este tipo de material se clasifica de acuerdo al Instituto
Americano del Petróleo por el estándar API 5L (specification for line pipe),
desarrollado para la fabricación de tuberías, enfocado en aplicaciones
petroleras y petroquímicas, satisfaciendo lo especificado por PSL 2.
La muestra es proveniente de un rollo de acero seccionado en forma de
placa del tipo PSL 2 con dimensiones de 0.500 pulgadas (12.8 mm) de espesor,
ancho y largo de 15 pulgadas (381 mmm) por 12 pulgadas (304.8 mm)
respectivamente, utilizada para producir tuberías de 36 pulgadas (914.4 mm) de
diámetro exterior.
3.2.2. Unión de cupones
Las placas de acero son seccionadas a la mitad y maquinados con un doble
bisel en v, cuyas dimensiones específicas se aprecian en la Figura 3.2 a).
Son preparados 5 cupones para unir a tope (Figura 3.2 b y c) por el proceso
de doble arco sumergido con un fundente granular y un electrodo de alambre
sólido F7A2 – EM13K – H8 de un diámetro de 4 mm (5/32 in), además se
emplean zapatas de acero A 36 con un tamaño de 101.6 mm de largo y ancho,
y 12.8 mm de espesor, como sujeción de los cupones en un equipo Miller
(Figura 3.3).
73
Figura 3.2. Diseño de los cupones de soldadura por DSAW: a) Dimensiones del biselado;
Cupones preparados para la experimentación: b) Biselado Externo y c) Biselado Interno.
Figura 3.3. Equipo de soldadura de arco sumergido marca Miller.
74
Los 5 cupones de prueba son realizados bajo distintos parámetros de
soldadura variando la corriente (A), voltaje (v) y velocidad de avance (mm/s)
detallados en la Tabla 3.1 para el cordón interior y exterior.
Tabla 3.1. Parámetros de soldadura por DSAW en placas de acero API X – 70 (bisel interior y
exterior).
Número de Muestra
Bisel interior Bisel exterior
Voltaje (V)
Amperaje (A)
Velocidad de Avance (mm/s)
Voltaje (V)
Amperaje (A)
Velocidad de Avance (mm/s)
1 31 600 16 31 725 10
2 29 650 15 33 650 11
3 31 600 13 31 725 13
4 31 600 13 31 725 13
5 31 600 13 31 725 13
3.2.3. Caracterización del material y cupones de
soldadura
Se han utilizado distintas técnicas para determinar las características
microestructurales y de composición química del acero API X-70 para el metal
base y las 5 soldaduras.
3.2.3.1. Composición química
La composición química es determinada por espectrometría de emisión
óptica para una muestra de 1 pulgada (25.4 mm) X 1 pulgada (25.4 mm)
colocada en el equipo Belec modelo VarioLab (Figura 3.4).
75
Figura 3.4. Equipo de espectrometría de emisión óptica.
3.2.3.2. Metalografía
El análisis metalográfico del metal base se realiza para dos muestras,
cortando la placa en dirección a la laminación de forma longitudinal y
transversal además de las soldaduras en el equipo STRUERS Discotom – 10
(Figura 3.5 a). Una vez obtenida las muestras estás se montan en resina termo
epóxica en un equipo STRUERS CitoPress – 20 (Figura 3.5 b), desbastando
con lijas de SiC con granulometría de 180, 240, 320, 400, 800 y 1200 en el
equipo DSY modelo DEM – P2020 (Figura 3.5 c) posteriormente se realiza un
pulido en un equipo marca DSY modelo DEM – P1020 (Figura 3.5 d) sobre un
paño, empleando pasta de diamante de 1.25 µm y sílica coloidal de 0.4 µm.
Para atacar químicamente y revelar la microestructura es empleado Nital al 2%
(98% de alcohol y 2% de ácido nítrico) por un lapso de 8 segundos.
La macrografías son tomadas con un estereoscopio Nikon INFINITY 1
modelo SMZ745T (Figura 3.6 a) y la microestructura analizada por un
microscopio óptico Nikon modelo ECLIPSE MA200 (Figura 3.6 b) a distintos
aumentos que van desde 100X, 200X, 500X y 1000X.
76
Figura 3.5. Equipo utilizado para caracterizar: a) Cortadora, b) Montadora, c) Desbastadora, d)
Pulidora.
Figura 3.6. Equipo de microscopía empleado: a) Estereoscopio Nikon INFINITY 1 modelo
SMZ745T; b) Microscopio óptico Nikon ECLIPSE MA200.
3.2.4. Pruebas mecánicas
El comportamiento mecánico del material sin soldadura es evaluado a través
de la medición de dureza con un microdurometro Future – Tech aplicando carga
de 500 gramos por un lapso de 10 segundos a lo largo de la muestra con 5
indentaciones y pruebas de tensión en la máquina universal Tinius Olsen
modelo H300KU.
77
3.2.5. Prueba de agrietamiento inducido por
hidrógeno
La susceptibilidad al mecanismo de falla de agrietamiento inducido por
hidrógeno de aceros para tubería de línea causado por la absorción de
hidrógeno; se determina a través de la prueba HIC de acuerdo a la NACE
TM0284 (2011) expuesto en ambientes de H2S acuoso.
3.2.5.1. Preparación de las probetas
Los cupones de soldadura y el metal base para la prueba son extraídas de
las placas soldadas como referencia su eje longitudinal, perpendicular al cordón
de soldadura contrario al metal base que es en dirección al eje longitudinal de la
tubería soldada; las dimensiones a cumplir se establecen de 100 ± 1 mm de
largo x 20 ± 1 mm de ancho y el espesor de la placa del material de estudio.
Los especímenes son limpiados con acetona y colocados dentro de un
recipiente de sellado hermético con las caras anchas verticalmente, separadas
del recipiente y entre especímenes por unas barras de vidrío o no metálicas de
un diámetro mínimo de 6 mm (2 pulgadas).
3.2.5.2. Desarrollo de la prueba y solución
empleada
Los especímenes contenidos en el recipiente (colocados la mayor cantidad
posible sin hacer contacto entre ellos) son inmersos en la solución A la cual
consiste de 5.0% en peso de cloruro de sodio (NaCl) con 0.5% en peso de
ácido acético (CH3COOH) disuelto en agua destilada o desionizada, es medido
y registrado el pH antes de la prueba, se purga el contenedor con un gas inerte
de N2 a una velocidad de flujo de 100 cm3/min por litro de solución mínimo
durante 60 minutos, posteriormente se burbujea el gas de H2S a una velocidad
de flujo de 200 cm3/min por cada litro de solución para los primeros 60 minutos;
entonces el gas de H2S debe mantenerse a una velocidad de flujo constante
para asegurar la saturación del gas y deberá alcanzarse una concentración
78
mínima de 2300 ppm de H2S al final de la prueba; los especímenes son
expuestos a estas condiciones durante un lapso de 96 horas a partir de los 60
minutos de introducción del H2S a temperatura ambiente 25 ± 3 °C.
Terminada la prueba se mide el pH final, se extraen los especímenes del
recipiente, se limpian y cortan en tres secciones (A, B, C) de acuerdo a la NACE
TM0284 (2011); designadas como en la Tabla 3.2, son pulidas y atacadas
químicamente. Se revisa la superficie para detectar las grietas originadas por el
ampollamiento presente en cada cupón y se miden las grietas para calcular la
relación de las longitudes de las grietas (%CLR por sus siglas en inglés);
relación del espesor de las grietas (%CTR) y la relación de sensibilidad al
agrietamiento (%CSR por sus siglas en inglés).
Tabla 3.2. Designación de los cupones de HIC.
Espécimen Réplica Designación
Metal base X MB (1)
MB (2)
Soldadura 1 - S – 1
Soldadura 3 X S – 3 (1)
S – 3 (2)
Soldadura 4 X S – 4 (1)
S – 4 (2)
Soldadura 5 X S – 5 (1) S – 5 (2)
3.2.6. Pruebas electroquímicas
3.2.6.1. Materiales y equipos empleados
Las técnicas electroquímicas son desarrolladas en un equipo Galvanostato –
Potenciostato – ZRA GillAC de ACM Instruments (Figura 3.7 b) empleando una
celda electrolítica de vidrio con una configuración de tres electrodos; compuesto
por un electrodo de trabajo que incluye al metal base y las soldaduras del acero
API 5L X-70 bajo distintos parámetros, un electrodo de referencia de calomel
saturado (SCE por sus siglas en ingles) y electrodo auxiliar de platino (Pt) para
pruebas de RPL y CPC, empleado como segundo electrodo de trabajo en
pruebas de RE (Figura 3.7 c).
79
Figura 3.7. Representación esquemática de la prueba electroquímica: a) Equipo general
empleado en las pruebas electroquímicas; b) Galvanostato – Potenciostato – ZRA (GillAC); c)
Celda electroquímica (lado izquierdo utilizando ET1, ER, EA; lado derecho utilizando ET1, ER,
ET2).
3.2.6.2. Preparación de las muestras y medios
corrosivos
Los 5 cupones soldados y metal base (Figura 3.8 a) son previamente
cortados en el equipo STRUERS Discotom – 10 con dimensiones de 25 mm de
largo, 7 mm de ancho y 12.8 mm de espesor (Figura 3.8 b), se coloca un
alambre de cobre de 150 mm de largo como conductor, se embuten en una
resina en frío dentro de moldes (Figura 3.8 c), se realiza un desbaste con lijas
de SiC con granulometría de 320, 400,600 y 800 en el equipo DSY modelo
DEM – P2020 se lavan y enjuagan con agua destilada y alcohol, antes de
exponerlos a las pruebas.
80
Figura 3.8. Preparación de muestras: a) Cupones de soldadura seccionados; b) Especímenes
de metal base (MB) y soldadura (S1, S2, S3, S4, S5); c) Montaje de las muestras en resina en
frío.
Los 6 especímenes son expuestos durante la experimentación a una
temperatura de 25 ± 1 °C en tres medios conocidos como electrolitos: agua
(H2O), cloruro de sodio (NaCl) al 3.5% en peso y en una solución de la norma
NACE 1D182 compuesta por salmuera sintética que contiene 9.62% en peso de
NaCl, 0.305% en peso de cloruro de calcio (CaCl2) y 0.186% en peso de cloruro
de magnesio hexahidratado (MgCl • 6H2O) y 89.89% en peso de agua destilada
saturado con gas de H2S producido por la reacciones entre 1700 mg/l de
CH3COOH y 3530 mg/l de sulfuro de sodio nonahidratado grado reactivo (Na2S
• 9H2O). De acuerdo a la Tabla 3.3. se describen las nomenclaturas asignadas
a los especímenes de prueba en base a los medios expuestos; identificando
las muestras para el metal base en H2O, NaCl al 3.5% y gas de H2S en una
solución de salmuera sintética como MB – AD, MB – S y MB – G
respectivamente; las soldaduras expuestas en H2O, NaCl al 3.5% y gas de
H2S en una solución NACE 1D182 son denominadas por S – ADX, S – SX, S
– GX respectivamente, la X indica el número de soldadura.
81
Tabla 3.3. Nomenclatura de los especímenes sometidos a pruebas electroquímicas de RPL RE
y CPC en tres medios distintos.
Cupón
Prueba Nomenclatura de Acuerdo al Medio
RPL RE CPC Agua NaCl Gas H2S (Solución
NACE 1D182)
Metal Base X X X MB-AD MB – S MB – G
Soldadura 1 X X X S – AD1 S – S1 S – G1
Soldadura 2 X X X S – AD2 S – S2 S – G2
Soldadura 3 X X X S – AD3 S – S3 S – G3
Soldadura 4 X X X S – AD4 S – S4 S – G4
Soldadura 5 X X X S – AD5 S – S5 S – G5
3.2.6.3. Técnicas empleadas
Mencionado en el capítulo anterior, las pruebas electroquímicas son técnicas
que proporcionan conocimiento sobre la corrosión de las muestras a estudiar,
sin embargo la determinación de la velocidad de corrosión y el tipo de corrosión
es evaluado por las técnicas de RPL, RE y CPC.
Resistencia a la polarización lineal
El metal base y los 5 cupones soldados posteriormente a la preparación son
expuestos primeramente a la prueba RPL dentro de una celda electroquímica
para cada uno de los tres medios corrosivos con un ET1 siendo cada una de las
soldaduras y el material base, como ER es el SCE y el EA es Pt (Figura 3.9),
empleando un intervalo de potencial de ±20 mV a una velocidad de barrido de
10 mV/min durante un lapso de 4 minutos.
82
Figura 3.9. Representación de la preparación de pruebas electroquímicas (RPL, CPC): a)
Equipo galvanostato - potenciostato – ZRA (GillAC) y celda electroquímica; b) Preparación de la
celda electroquímica utilizada (Electrolito, ET1, ER, EA).
Ruido electroquímico
El ruido electroquímico que es una técnica no destructiva, cada muestra es
colocada también en una celda empleando un ET1 de cada uno de los 6
especímenes dentro de los medios de la Tabla 3.3, como ET2 es empleado el
Pt y ER el SCE, en el equipo de la Figura 3.10 con 1024 lecturas durante la
prueba registrando 1 lectura por segundo en un período de 18 minutos.
Figura 3.10. Representación de la preparación de pruebas electroquímicas RE: a) Equipo
galvanostato – potenciostato – ZRA (GillAC) y celda electroquímica; b) Preparación de la celda
electroquímica utilizada (Electrolito, ET1, ER, ET2).
83
Curvas de polarización cíclica
Las curvas de polarización cíclica realizadas y expuestos los 5 cupones
soldados y el metal base en los tres medios corrosivos, empleando el mismo
contenedor de muestras que se utilizan en las pruebas anteriores, contiene los
electrolitos, el ET1 siendo las 6 muestras, ER el SCE y EA el Pt. Esta prueba
también se realiza en el equipo de la Figura 3.9 dentro de un rango de potencial
de -500 mV a 1500 mV bajo una velocidad de barrido de potencial de 60
mV/min durante un tiempo aproximado de 1 hora.
3.2.7. Metalografía y fractura
De las muestras de análisis en pruebas electroquímicas son tomadas
micrografías en un microscopio Nikon (Figura 3.6 b) posteriormente a la
exposición en distintas soluciones. Para el análisis superficial de las 6 muestras
inmerso a los tres medios, se utiliza el equipo de microscopía óptica y
microscopia electrónica de barrido por la técnica de electrones secundarios
(MEB – ES) en un equipo HITACHI modelo S – 4800.
Las grietas formadas por la exposición de cada una de las soldaduras y
metal base a la prueba HIC son examinadas por microscopía óptica (Figura 3.6
b) y de barrido.
84
CAPÍTULO IV
DISCUSIÓN DE RESULTADOS
4.1. Caracterización del metal base
4.1.1. Composición química
En la Tabla 4.1, se muestran los resultados del análisis químico realizado por
espectrometría de emisión óptica al material base, en dónde se compara con
las especificaciones y se encuentran dentro del rango (Tabla 4.2), por
consiguiente pertenece a un acero X70. La composición química del electrodo
de alambre sólido y del fundente se muestran en la Tabla 4.3 y Tabla 4.4
respectivamente.
4.1.2. Análisis metalográfico
El metal base fue analizado longitudinal y transversalmente en el microscopio
óptico, el cual fue previamente atacado químicamente con Nital al 2% (98% de
alcohol y 2% de ácido nítrico) por un lapso de 8 segundos. Se observa una
85
microestructura constituida por fases ferrítica – perlítica con un tamaño de
grano 10 ASTM. Es posible determinar específicamente que se encuentran
fases de ferrita acicular (FA) y poligonal (FP) tanto en el análisis longitudinal y
transversal además de islas de perlita (P), sin embargo la micrografía de la
muestra cortada longitudinalmente los granos tienen un sentido de dirección a
la laminación (Figura 4.1) contrario a la muestra seccionada transversalmente
(Figura 4.2) con un tamaño de grano aproximadamente de 10.
Tabla 4.1. Composición química del metal base API X – 70 (% e.p.).
Elemento % C % S % Mn % P % Si % Cr % Ni % Mo % Cu % V % Nb % Ti % W CEIIW
% Peso 0.07 < 0.002 1.5 0.005 0.28 0.19 0.04 0.22 0.014 0.04 0.068 0.009 < 0.002 0.4136
Tabla 4.2. Valores máximos de la composición química del acero API X - 70 (% e.p.)
especificados por API 5L (13).
Elemento % C % S % Mn % P % Ti Otros CEIIW
% Peso máximo 0.24 0.015 1.4 0.025 0.06 a, b 0.43
a. Niobio, vanadio, o combinaciones de los mismos se puede utilizar a discreción del fabricante.
b. La suma de los contenidos de niobio, vanadio, titanio deberá no exceder el 0.15%.
Tabla 4.3. Composición química del metal de aporte: electrodo EM13K – H8 (61).
Elemento % C % S % Mn % P % Si % Cr % Ni % Mo % Cu % V Otros
% Peso 0.06 – 0.16 0.030 0.90 – 1.40 0.030 0.35 – 0.75 - - - 0.35 - -
Tabla 4.4. Composición química del metal de aporte: fundente F7A2 (62).
Compuesto % SiO2 % MnO % MgO % CaF2 % Na2O % Al2O3 % TiO2 %FeO % Metales
de aleación
% Peso 45 19 22 5 2 2 2 1 6 máx
86
Figura 4.1. Microestructura transversal del metal base API 5L X70: a) 200X y b) 500X. Atacado
con Nital al 2%.
Figura 4.2. Microestructura longitudinal del metal base API 5L X70: a) 200X y b) 500X. Atacado
con Nital al 2%.
4.2. Caracterización de cupones soldados
A través del estereoscopio es observada en una macrografía las tres zonas
de interés: ZF, ZAC y MB de los cupones de soldadura (Figura 4.3) y su
microestructura identificada por MO en aumentos de 200X y 500X.
87
Figura 4.3. Macrografía representativa de los cupones de soldadura y sus zonas de interés.
4.2.1. Análisis metalográfico
La microestructura correspondiente para cada una de las soldaduras es
similar en las tres zonas de interés, esto se aprecia en el mapeo de la Figura
4.5. El metal base como ya se ha mencionado con anterioridad, está constituido
por ferrita (FA y FP) e islas de perlita, este se encuentra sin algún efecto de
calor producido por el proceso de soldadura que pueda alterar su
microestructura.
La zona afectada por el calor es considerada como una proporción de
material base adyacente al cordón de soldadura donde no logra fundirse pero
alcanza altas temperaturas durante el proceso de soldadura, lo suficientemente
necesario para aportar calor y experimentar un cambio microestructural (1; 41).
La ZAC está divida en tres subzonas grano grueso (ZACGG), grano fino
(ZACGF) y grano parcialmente refinado (ZACGPR), las 5 soldaduras tienen
estas subzonas y presentan la misma microestructura. La ZACGG (Figura 4.4 a
y e) se constituye por fases de ferrita y bainita (B); ZACGF (Figura 4.4 b y d)
compuestas de ferrita (FP, FA) y Widmanstatten (FW), P e islas de martensita
(M) y la ZACGPR (Figura 4.4 b y c) tiene una mezcla de pequeñas colonias de
perlita dispersas sobre la matriz de ferrita (FP y FA) y un poco de M.
La ZF resultante de la fusión entre el metal base y de aporte, alcanza
temperaturas lo suficientemente altas para producir una microestructura
diferente a la del MB. La formación de una estructura columnar es apreciada en
todas las muestras soldadas tanto en el cordón interior como exterior, con una
88
microestructura principal en los granos de ferrita acicular, ferrita Widmanstatten
y ferrita proeutectoide (FPE) al límite de grano; también son apreciables la
existencia de partículas de M (Figura 4.4 a y f).
Figura 4.4. Micrografías del cordón de soldadura y ZAC de la soldadura por DSAW: a)
Microestructura de interfase ZF – ZACGG; b) Microestructura de interfase ZACGF – ZACGPR;
c) ZACGPR; d) ZACGF; e) ZACGG; f) ZF. Nota: Delimitada la interfase por una línea punteada.
89
Figura 4.5. Micrografías representativas del MB; ZAC y ZF de los cordones de soldadura: a) Cordón interior; b) Cordón exterior.
Nota: Delimitadas las zonas de los cordones de soldadura por una línea de color rojo.
90
4.3. Pruebas mecánicas
Las propiedades mecánicas principales del acero API 5L X70 como metal
base se enlistan en la Tabla 4.5. Las microdurezas para las secciones
transversales y longitudinales son similares, en promedio tienen 241.6 Hv y
232.8 respectivamente; la resistencia a la tensión máxima y el límite elástico
coinciden con lo establecido en la Tabla 2.5 de acuerdo al API 5L (13).
Tabla 4.5. Propiedades mecánicas del acero API 5L X70 sin soldar.
Muestra
Resistencia a la tensión
Límite elástico % Elongación Dureza (Hv)
MPa Psi MPa Psi
Longitudinal 702 101772 542 78667 31 232.8
Transversal 709 102785 598 86736 29 241.6
Los perfiles de microdureza son realizados de acuerdo a la especificación
API 5L (13) distribuidas de acuerdo a la Figura 4.6, los valores promedio en los
perfiles de microdureza caen dentro del rango de 207 Hv a 259 Hv. El
comportamiento en la ZF es regularmente similar en las soldaduras con valores
más bajos que el MB cuyos valores son uniformes en esta zona. Puede deberse
a la presencia de fases de FA, FPE en la ZF, la ZAC involucra una serie de
valores desiguales por las tres zonas: ZACGG, ZACGF y ZACGPR (Figura 4.3),
los valores cercanos a la ZF son los más altos a causa de tener una
microestructura constituida por B y los cercanos al MB son regularmente los
más bajos (Figura 4.7).
Figura 4.6. Distribución de microdurezas del MB, ZAC y ZF en las soldaduras.
91
Figura 4.7. Perfiles de microdureza de las soldaduras de un acero API 5L X70.
4.4. Falla por HIC de los cupones soldados
Los cupones preparados para las pruebas de HIC dentro de un recipiente
sellado herméticamente se aprecian en la Figura 4.8 antes y después de la
evaluación. Superficialmente no hubo un agrietamiento por hidrógeno, sin
embargo, se observó la formación de una película obscura una vez que se
finalizó la prueba, la cual probablemente corresponde a FeS (3; 28; 30), y la
cual pudo ser generada por las reacciones involucradas en la Ec. 6;
mencionadas en el Capítulo 2.
Figura 4.8. Cupones de pruebas para HIC: a) Antes de la exposición; b) Posterior a la
exposición.
92
Los cupones después de exponerse por 96 horas a la prueba de HIC
presentan ampollamiento superficial debido a la absorción y difusión del
hidrógeno (28; 35; 38; 39) como se aprecia en la Figura 4.9 y la cual se
presenta generalmente en la zona del MB. En la Tabla 4.6, los resultados
indican que no existe ampollamiento superficial, ni grietas a través del espesor
del cupón S – 1; para el cupón S – 5 (2) en cada una de las secciones
analizadas no hay presencia de grietas. Se puede atribuir que en las secciones
del cupón con ampollamiento tiene sitios atrapadores de hidrógeno irreversibles
que hacen posible la acumulación del H° difundido (34; 36) en microestructuras
susceptibles, inclusiones y/o no metálicas (2; 29; 30; 42; 43; 44; 63).
Figura 4.9. Ampollamiento superficial de los cupones: a) Primera colada; b) Segunda colada; c)
Tercera colada.
La evaluación de los cupones de estudio a la sensibilidad al agrietamiento
por HIC es evaluado dentro de los criterios de aceptación de la Tabla 4.7 de
acuerdo a la ISO 3183 (2012), el promedio máximo permitido de las tres
secciones de los cupones de prueba (64; 65) indica que de los resultados
obtenidos (Tabla 4.6) independientemente de ser susceptibles la mayoría de los
cupones al HIC en la primer colada el espécimen del Metal base (1) no cumple
con los requerimientos de aceptación con respecto a los cálculos del %CLR,
%CTR, %CSR.
93
Tabla 4.6. Sensibilidad al agrietamiento inducido por el hidrógeno del acero API 5L X70 y soldaduras.
Coladas Espécimen Sección Índice por sección Índice por promedio Cantidad de
ampollas Tamaño de ampollas % CLR % CTR % CSR % CLR % CTR % CSR
Pri
mera
co
lad
a Metal Base
(1)
A 0.00 0.00 0.00
27.15 0.35 0.16 3 3.23 mm - 4.98 mm B 70.74 0.62 0.44
C 10.72 0.42 0.05
Metal Base (2)
A 6.98 1.63 0.11 2.33 0.54 0.04 4 2.44 mm - 6.09 mm B 0.00 0.00 0.00
C 0.00 0.00 0.00
Soldadura 1 A 0.00 0.00 0.00
0.00 0.00 0.00 0 0 mm B 0.00 0.00 0.00 C 0.00 0.00 0.00
Seg
un
da c
ola
da
Soldadura 3 (1)
A 0.00 0.00 0.00 4.03 0.04 0.00 1 3.68 mm B 0.00 0.00 0.00
C 12.08 0.11 0.01
Soldadura 3 (2)
A 8.70 0.36 0.03 8.00 0.17 0.02 1 4.17 mm B 0.00 0.00 0.00
C 15.30 0.13 0.02
Soldadura 4 (1)
A 26.51 0.15 0.04 8.84 0.05 0.01 7 2.56 mm - 7.09 mm B 0.00 0.00 0.00
C 0.00 0.00 0.00
Terc
era
Co
lad
a Soldadura 4
(2)
A 11.91 0.53 0.06 11.98 0.33 0.06 14 1.64 mm - 9 mm B 24.02 0.47 0.11
C 0.00 0.00 0.00
Soldadura 5 (1)
A 0.00 0.36 0.00 5.80 0.21 0.01 6 3.29 mm - 7.72 mm B 0.00 0.00 0.00
C 17.40 0.25 0.04
Soldadura 5 (2)
A 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 3 3.88 mm - 4.64 mm B 0.00 0.00 0.00
C 0.00 0.00 0.00
94
El %CLR, %CTR y %CSR son deducidos de acuerdo a las ecuaciones 25, 26
y 27 respectivamente, reportados para cada sección y el promedio de cada
cupón.
CLR= ∑ a
W × 100% (Ec. 25)
CTR= ∑ b
T × 100% (Ec. 26)
CSR= ∑(a×b)
(W×T) × 100% (Ec. 27)
Dónde:
a: longitud de la grieta.
b: espesor de la grieta.
W: ancho de la sección analizada.
T: Espesor del espécimen de prueba.
Tabla 4.7. Criterios de aceptación de la prueba HIC (64; 65).
Relación de agrietamiento Promedio de tres secciones
%CLR ≤ 15.0% %CTR ≤ 5.0% %CSR ≤ 2.0%
4.4.1. Micrografías
La mayoría de los cupones de soldadura son susceptibles al agrietamiento
inducido por hidrógeno excepto S – 1 y S – 5 (2); de las tres zonas de interés
analizadas es más sensible el MB al HIC (Figura 4.10) al exhibir agrietamiento,
sin embargo únicamente la soldadura del cupón S – 4 (2) presenta HIC,
propagado desde el MB – ZAC parando en la ZACGG y por consecuente la ZF
es más resistente al HIC (Figura 4.11).
95
Figura 4.10. Mapeo del agrietamiento inducido por hidrógeno del MB sin soldadura en el cupón
MB (1) sección B a 100X.
Figura 4.11. Mapeo del agrietamiento inducido por hidrógeno ZAC – MB en el cupón S – 4 (2)
sección B a 100X. Nota: La línea amarilla delimita la ZAC – MB.
El análisis en la sección longitudinal del MB previo a pruebas de HIC (Figura
4.12 a) revelan inclusiones no metálicas de MnS del tipo A2d y óxidos del tipo
D2½d (66). La sección transversal de los cupones (de acuerdo a la NACE
TM0284), en el MB el agrietamiento aparece en el centro del espesor del acero
X70 (Figura 4.12 b), la grieta inicia probablemente en inclusiones de MnS y
propaga de acuerdo al sentido de la laminación en estructuras bandeadas
dentro de regiones segregadas en la zona central de la muestra (44; 63; 67;
68). Los factores microestructurales también son una variable importante ya que
el MB está constituido de ferrita y perlita.
96
La presencia del HIC en el cupón unido por un proceso de soldadura se tiene
como resultado que el agrietamiento da inicio en el MB y propaga hasta la ZAC
siendo la ZF la región menos susceptible al HIC debido a la presencia de FA
observada en la Figura 4.13 considerada una microestructura de alta tenacidad
(44; 69) sin embargo la ZAC es propensa a presentar HIC en la ZACGF y
ZACGPR (Figura 4.13 c) parando la grieta hasta la ZACGG (Figura 4.13 a y b).
A través de la estructura bandeada como lo es la fase perlítica del MB se
propaga la grieta (Figura 4.13 d) (68); en la ZACGPR hasta la ZACGF se
extiende la grieta a través del grano ferrítico y zonas constituidas por M al límite
de grano, en la ZACGG puede justificarse que independientemente de estar
constituida esta región de una fase bainitica – ferrítica y altas durezas no se
evidencia una microestructura con islas de M al límite de grano susceptibles al
HIC pero si hay presencia de FA que por su alta tenacidad evita la propagación
de la grieta (44; 68; 69).
Figura 4.12. Micrografías del MB: a) Inclusiones no metálicas y óxidos sección longitudinal; b)
HIC del espécimen MB (1) sección B observado por MO a 200X.
97
Figura 4.13. HIC del espécimen S – 4 (2) sección B observada por MO: a) ZACGF a 200X; b)
ZACGF a 500X; c) ZACGF - ZACGPR a 500X; d) MB a 500X.
4.4.2. Análisis de fractura
A través de MEB (Figura 4.14) se identifica que el MB es agrietado a través
del grano conocido como agrietamiento transgranular; propagando por la
microestructura perlítica, a través del EDS se determina que el HIC inicia a
partir de inclusiones de MnS (63; 70) presentes en el acero como se aprecia en
la Figura 4.12 a.
Como se ha discutido el HIC se propaga desde el MB hasta la ZACGF en la
soldadura, en principio la presencia de inclusiones de MnS es un factor
primordial en la susceptibilidad al agrietamiento, otro factor es la
microestructura. En la soldadura que presenta agrietamiento se corrobora por
MEB (Figura 4.15) que es del tipo transgranular, desde el MB (Figura 4.15 a) da
inicio por la presencia de MnS (63; 70) propagando desde la fase perlítica a
través del grano y de M al límite de los granos (68) en la ZACGF y ZACGPR
(Figura 4.15 b y c) hasta el comienzo de la ZACGG (Figura 4.15 d) se detiene la
grieta, mediante análisis químico por EDS se obtiene cantidades de elementos
de Mn y S que indican la presencia de contenidos de MnS.
98
Figura 4.14. HIC del MB (1) sección B observado por MEB: a) Inicio del HIC 500X; b) Final del
HIC 500X; c) Análisis químico en el agrietamiento.
Figura 4.15. HIC de la soldadura S – 4 (2) espécimen B observado por MEB: a) MB; b)
ZACGPR; c) ZACGF; d) ZACGG – ZACGF; e) Análisis químico de la grieta.
99
4.5. Técnicas electroquímicas
El uso de las técnicas electroquímicas empleadas en este estudio facilita la
obtención de información correlacionada al comportamiento a la corrosión del
acero API 5L X70 y las soldaduras por DSAW con respecto al tipo y velocidades
de corrosión en distintos electrolitos.
4.5.1. Ruido electroquímico
A través de la técnica de ruido electroquímico, se miden las fluctuaciones de
corriente y potencial durante un determinado tiempo; de tal forma se obtienen
los registros de los resultados como series de tiempo en los medios evaluados.
Las señales de tiempo del ruido electroquímico del metal base y las soldaduras
expuestas en un electrolito de H2O se aprecian en la Figura 4.16 e inmersas en
un electrolito de 3.5% de NaCl se presentan en la Figura 4.17.
El comportamiento del metal base y las soldaduras es distinto en cada
electrolito; las corrientes alcanzadas de algunas soldaduras son mayores en
H2O comparado a un medio que contiene 3.5% de NaCl; contrario al potencial
los valores alcanzados son más nobles en el ambiente salino debido a que este
tiene un efecto mayor a la corrosión.
Las fluctuaciones de corriente en H2O (Figura 4.16 a) están alrededor de
entre 0.02 y 0.15 mA/cm2 y los potenciales (Figura 4.16 b) varían desde - 330 a
- 535 mV sin transitorios que indiquen corrosión localizada sino más
específicamente mixta (71); las fluctuaciones en los valores de corriente (Figura
4.17 a) en 3.5% en NaCl están entre 0.02 y 0.09 mA/cm2, en cambio los
potenciales (Figura 4.17 b) en un rango de - 518 a - 615 mV con perturbaciones
o transitorios en los registros de corriente y potencial de la muestra S – S2
como corrosión localizada y las demás del tipo mixto (71).
100
Figura 4.16. Series de tiempo de ruido electroquímico del metal base y soldaduras del acero
API 5L X70 expuestas en H2O: a) En corriente; b) En potencial.
Figura 4.17. Series de tiempo de ruido electroquímico del metal base y soldaduras del acero
API 5L X70 expuestas en 3.5% de NaCl: a) En corriente; b) En potencial.
En ambos medios es eminente a ocurrir corrosión, ya mencionado con
anterioridad el proceso corrosivo es más elevado en un medio con contenido
de NaCl, se observa en la velocidad de corrosión del material, mostrado en
101
la Tabla 4.8 y Tabla 4.9, la presencia del cloro tiende acelerar la corrosión en
los materiales (67); las soldaduras en H2O, la muestra S – AD1 tiene mayor
Velcorr y S – AD2 y S – AD4 una Velcorr más baja.
En el medio de NaCl al 3.5% la muestra S – S2 tiene una Velcorr mayor de
0.34 mm/año y la más baja Velcorr en la muestra S – S1 siendo de 0.02
mm/año.
El tipo de corrosión se determina con referencia al cálculo por la Ec. 22 del IL
y se establece que en ambos medios la corrosión es mixta para las muestras,
sin embargo, en la muestra M – AD en H2O y S – S2 en 3.5% de NaCl existe
una corrosión del tipo localizada de acuerdo a lo establecido en la Tabla 2.7
(57; 58).
Tabla 4.8. Resultados de las pruebas electroquímicas de RE inmersos en H2O.
Muestra Ecorr
(mV) σE
(mV) σi
(mA/cm2)
RN
(Ω*cm2)
icorr (mA/cm
2)
Velcorr
(mm/año) IL Tipo
MB – AD -360.64 26.66 6.71E-03 3972.80 6.57E-03 0.08 0.11 L
S – AD1 -340.58 30.24 7.07E-03 4279.40 6.10E-03 0.07 0.08 M
S – AD2 -331.43 20.66 2.71E-03 7617.80 3.42E-03 0.04 0.05 M
S – AD3 -417.41 18.19 2.74E-03 6636.80 3.93E-03 0.05 0.07 M
S – AD4 -474.86 11.59 1.62E-03 7160.10 3.64E-03 0.04 0.07 M
S – AD5 -365.23 22.67 3.72E-03 6091.60 4.28E-03 0.05 0.07 M
Nota: La velocidad de corrosión es obtenida por la técnica de resistencia a la polarización lineal.
Tabla 4.9. Resultados de las pruebas electroquímicas de RE inmersos en 3.5% de NaCl.
Muestra Ecorr
(mV) σE
(mV) σi
(mA/cm2)
RN
(Ω*cm2)
icorr (mA/cm
2)
Velcorr
(mm/año) IL Tipo
MB – S -553.63 7.63 4.21E-03 1811.2 1.44E-02 0.17 0.08 M
S – S1 -562.78 8.78 6.27E-04 14002 1.86E-03 0.02 0.03 M
S – S2 -603.96 4.91 5.48E-03 897.44 2.91E-02 0.34 0.12 L
S – S3 -551.89 9.75 5.85E-03 1668.2 1.56E-02 0.18 0.08 M
S – S4 -562.91 9.03 1.17E-03 7718.2 3.38E-03 0.04 0.04 M
S – S5 -585.23 5.97 3.19E-03 1871.9 1.39E-02 0.16 0.08 M Nota: La velocidad de corrosión es obtenida por la técnica de resistencia a la polarización lineal.
102
4.5.2. Curvas de polarización cíclica
Las curvas de polarización cíclica comparativas del comportamiento de las
soldaduras expuestas en electrolitos de H2O, 3.5% de NaCl y gas de H2S
(Figura 4.18); exhiben una disminución de los potenciales a valores más activos
y corrientes elevadas en soluciones de 3.5% de NaCl con regiones en la zona
anódica de activación más amplias comparadas al H2O (72). En las CPC el
comportamiento del metal base y las soldaduras presentan una tendencia de
regresar ligeramente por dentro de la rama anódica, desplegando un tipo de
corrosión localizada.
Existe un ligero comportamiento similar en un medio de gas de H2S donde
hay potenciales más activos en MB y algunas soldaduras, esto debido a las
reacciones ocurridas, tienden a corroer superficialmente de forma uniforme más
rápido el acero y las soldaduras.
Los resultados obtenidos en las densidades de corriente (mA/cm2) en H2O
para las soldaduras con respecto al MB – AD, los potenciales de corrosión
(mV) en las muestras de soldadura tienen valores más negativos lo cual
indican que el sistema se encuentra más activo a la corrosión (Tabla 4.10).
En 3.5% de NaCl, las densidades de corriente y potenciales de corrosión
de las soldaduras con referencia al metal base funciona como comparación,
debido al comportamiento de algunas soldaduras con valores de icorr y Ecorr
más negativos y menos negativos respectivamente. Las icorr y Ecorr en la
muestra S – S2 presenta valores más activos mientras que S – S3 y S – S4
son menores respectivamente (Tabla 4.11).
En un electrolito de H2S (gas amargo); las densidades de corriente,
potenciales y velocidades disminuyen en todas las muestras de soldadura con
referencia al metal base (Tabla 4.12); sin embargo el medio es más activo en el
MB – G acelerando el proceso de corrosión; el comportamiento a la corrosión
de las soldaduras es más lento en la muestra S – G2 y la más susceptible a la
corrosión es la S – G4 con los valores de icorr más altos.
103
Tabla 4.10. Resultados de las pruebas electroquímicas de CPC en H2O.
Muestra Ecorr
(mV) RP
(Ω*cm2)
icorr
(mA/cm2)
MB – AD -481.42 686.06 3.67E-02
S – AD1 -547.25 626.94 4.02E-02
S – AD2 -516.49 936.85 2.69E-02
S – AD3 -528.03 810.39 3.11E-02
S – AD4 -535.22 1116.10 2.26E-02
S – AD5 -520.92 761.27 3.31E-02
Tabla 4.11. Resultados de las pruebas electroquímicas de CPC en 3.5% de NaCl.
Muestra Ecorr
(mV) RP
(Ω*cm2) icorr
(mA/cm2)
MB – S -593.59 4.43 5.69
S – S1 -594.60 4.03 6.25
S – S2 -614.28 5.00 5.04
S – S3 -582.47 4.88 5.16
S – S4 -571.31 4.22 5.97
S – S5 -602.20 3.54 7.11
Tabla 4.12. Resultados de las pruebas electroquímicas de CPC en gas de H2S de acuerdo a la
NACE 1D182.
Muestra Ecorr
(mV) RP
(Ω*cm2) icorr
(mA/cm2)
Velcorr (mm/año)
MB – G -679.28 19.58 1.33 15.54
S – G1 -640.69 21.17 1.23 14.38
S – G2 -636.27 26.01 1.00 11.70
S – G3 -636.16 22.47 1.16 13.54
S – G4 -635.27 20.83 1.25 14.61
S – G5 -628.19 23.03 1.13 13.21
Nota: La velocidad de corrosión es obtenida por la técnica de resistencia a la polarización lineal.
104
Figura 4.18. Curvas de polarización cíclica de soldaduras por DSAW y metal base del acero
API 5L X70 inmerso en H2O, 3.5% de NaCl y H2S (gas).
105
4.5.3. Análisis de corrosión por microscopía
El estudio del acero API 5L X70 inmerso en H2O, 3.5% de NaCl y H2S
mediante las pruebas electroquímicas se observa por MEB, ya que la corrosión
es factible a ocurrir en cualquier medio. El tipo de corrosión de las muestras en
H2O es por picaduras distribuidas aleatoriamente y altamente concentradas en
algunas zonas (Figura 4.19 a y b), los productos de corrosión presentes son
compuestos por óxidos de hierro en la superficie del MB – AD de acuerdo al
análisis químico (Figura 4.19 c); en el metal base en 3.5% de NaCl (Figura 4.20
a y b) es removido superficialmente una capa homogénea del acero, inclusive la
presencia de picaduras de mayor profundidad pero en menor cantidad es
observada y las superficies del MB – S son constituidas también por óxidos de
hierro (Figura 4.20 c). En el medio constituido por gas de H2S (Figura 4.21 a y
b) no produce corrosión localizada sino del tipo uniforme exhibiendo sobre la
superficie del MB – G zonas donde nuclea la formación de productos de
corrosión (73) dispersos en algunas regiones del centro de la muestra e
identificados por análisis del EDS como óxidos de hierro con pequeños
porcentajes de cloro y azufre (Figura 4.21 c). Esto justifica que la velocidad de
corrosión sea elevada en el MB durante la exposición en H2S (gas) donde los
productos de corrosión toman determinado tiempo para cubrir totalmente la
superficie y retardar la corrosión.
106
Figura 4.19. Morfología superficial del MB expuesto a H2O observado por MEB: a) Picaduras
500X; b) Picaduras 1000X; c) Análisis químico de picaduras.
Figura 4.20. Morfología superficial del MB expuesto en 3.5% de NaCl: a) Picaduras 500X; b)
Picaduras 1000X; c) Análisis químico de la picadura.
107
Figura 4.21. Morfología superficial del MB expuesto en una solución NACE D1182 con gas de
H2S: a) Productos de corrosión 500X; b) Productos de corrosión 1000X; c) Análisis químico de
los productos de corrosión superficiales.
En todas las soldaduras presentan el mismo comportamiento que el metal
base; las superficies son corroídas independientemente del medio. En agua, los
cordones de soldadura son más susceptibles a la corrosión por picaduras con
mayor facilidad el cordón interior (Figura 4.22 a) que el exterior (Figura 4.22 c),
la interfase presenta picaduras de forma aleatoria (Figura 4.22 b, d) sin
embargo la corrosión en un medio salino es más agresiva removiendo
superficialmente el cordón e interfases (cordones y ZAC) y picaduras profundas
específicamente en la ZAC siendo una corrosión del tipo mixto (Figura 4.23 a –
d). Ambos medios exhiben también una superficie cubierta por productos de
corrosión de óxidos de hierro; a comparación del comportamiento en las
soldaduras expuestas en gas de H2S la corrosión es exhibida en las tres zonas
críticas, tanto del cordón interior como exterior (Figura 4.24 a – d) la superficie
de las soldaduras es cubierta de manera uniforme por una película producida
por la corrosión compuesta por óxidos de hierro y sulfuros de hierro (Figura
4.25) a causa de la disolución del hierro y su rápida combinación con las
108
especies de azufre y oxígeno (74; 75). Las películas son productos de corrosión
formados superficialmente, éstas son porosas y poco compactas con rupturas
atribuidas posiblemente a los esfuerzos internos generados durante la
formación de nuevas capas de productos de corrosión en el acero (74; 76).
Figura 4.22. Morfología superficial de las soldaduras expuestas en H2O observado por MEB: a)
Cordón interior; b) Interfase de la soldadura; c) Cordón exterior; d) Interfase de la soldadura.
Figura 4.23. Morfología superficial de las soldaduras expuestas en 3.5% de NaCl observado
por MEB: a) Cordón interior; b) Interfase de la soldadura; c) Cordón exterior; d) Interfase de la
soldadura.
109
Figura 4.24. Morfología superficial de las soldaduras expuestas en una solución NACE D1182
con gas de H2S observado por MEB: a) Cordón interior; b) Interfase de la soldadura; c) Cordón
exterior; d) Interfase dela soldadura.
Figura 4.25. Análisis químico por MEB - EDS sobre la superficie de una soldadura expuesta a
un electrolito de H2S (gas).
El efecto microestructural sobre la corrosión del MB y soldaduras son
observadas por MO en la sección transversal de las superficies corroídas
(Figura 4.26). El MB es más susceptible a la corrosión constituida por ferrita y
perlita en cualquiera de los electrolitos (coherente con los resultados obtenidos
en las pruebas electroquímicas), principalmente la ferrita poligonal es propensa
a la corrosión por picaduras (76; 77).
110
Figura 4.26. Micrografías a 200X de la superficie en sección transversal del MB: a) MB - AD
inmerso en H2O; b) MB - S inmerso en 3.5% de NaCl; c) MB - G inmerso en H2S.
Las tres zonas críticas de las soldaduras son aptas a evidenciar corrosión, en
el MB y ZF las fases ferríticas son propensas a la corrosión por picaduras tanto
en el cordón interior y exterior (Figura 4.27 a – e) , en escasos cordones de
soldadura se observan picaduras en la ZAC independiente de la corrosión
uniforme dentro de una solución de H2O; como se apreció por MEB en un
medio de 3.5% de NaCl las picaduras son más profundas en la ZAC (ZACGG y
ZACGF), la ZF es poco vulnerable sin embargo las pocas picaduras son
factibles sobre la FPE (Figura 4.27 f – j), el tipo de corrosión mixta determinada
mediante pruebas electroquímicas se aprecia por MO la remoción uniforme
sobre el MB, ZAC y ZF independientemente de la microestructura; las
superficies de soldaduras expuestas en un medio con gas H2S (Figura 4.27 k –
o) son corroídas de manera uniforme sobre las tres zonas MB, ZAC, ZF; se ve
más irregularidad superficial ocurrida por la remoción del H2S en el proceso
corrosivo convincente con las pruebas electroquímicas sin embargo no es
factible el agrietamiento (77).
111
Figura 4.27. Micrografías a 200X de la sección transversal de soldaduras: a) ZF; b), c) y d) ZAC; e) MB inmerso en H2O; f) ZF; g), h) e i) ZAC; j)
MB inmerso en 3.5% de NaCl; k) ZF; l), m) y n) ZAC; o) MB inmerso en H2S.
112
CONCLUSIONES,
RECOMENDACIONES Y TRABAJO
A FUTURO
De acuerdo a los resultados obtenidos en las técnicas aplicadas para evaluar
la susceptibilidad al HIC y el comportamiento a la corrosión de las soldaduras
por DSAW en un acero API 5L X70 se puede concluir lo siguiente:
La mayoría de los cupones de soladura (excepción de S – 1) y metal base
son susceptibles a la formación de ampollas en la superficie posterior a la
prueba de HIC, lo cual produce la formación de una película insoluble y
permeable de FeS.
En los cupones de soldadura excluyendo S – 1 y S – 5 (2), en las tres zonas
de interés, el MB es más susceptible al agrietamiento por HIC tanto en
especímenes con y sin soldadura a excepción de la muestra S – 4 (2) en
donde tanto en el MB como en la ZAC (ZACGPR y ZACGF) evidencia
agrietamiento, coherente con la literatura donde las soldaduras son propicias
al HIC en estas zonas. Bajo el criterio de aceptación y rechazo, el HIC en
MB no es aceptable en la relación del %CLR de acuerdo al NACE
MR0175/ISO 15156 – 2 e ISO 3183.
Las soldaduras presentan un comportamiento similar en propiedades
mecánicas y las microestructuras para cada soldadura son semejantes
constituidas por FA, FP y P (MB); las tres zonas de la ZAC por ferrita, B
(ZACGG), FP FA y FW, P e islas de M (ZACGF), colonias de perlita
dispersas sobre la matriz de ferrita y zonas constituidas de M al límite de
grano (ZACGPR); FP, FA, FW, FPE y pequeñas islas de M (ZF), por lo cual
el efecto de las microdurezas implica una mayor susceptibilidad al HIC en
113
los valores más elevados y las microestructuras tienen un rol importante al
HIC, siendo congruente los resultados con la literatura.
Los factores principales al agrietamiento por HIC son las inclusiones no
metálicas de MnS, consideradas sitios preferenciales para dar inicio al
agrietamiento, además la propagación de la grieta se da a través de las
microestructuras bandeadas de ferrita y perlita (en el MB con valores más
altos de microdureza), en cambio, en la soldadura susceptible al HIC es
propagada la grieta transgranular desde el MB hasta la ZACGPR y ZACGF a
través del límite del grano constituido por islas de M, la microestructura de
FA da mayor resistencia al HIC en la ZACGG y principalmente en la ZF
concluyendo que es la menos susceptible al HIC.
La degradación superficial del acero API 5L X70 y soldaduras por DSAW se
ve afectada con el tiempo por el medio de exposición, características
microestructurales y los productos de corrosión superficiales.
El comportamiento corrosivo en este material es sensato con la literatura, al
ser más agresivo en una solución NACE 1D182 con H2S donde las Vcorr son
más elevadas y los Ecorr más negativos.
Las tres zonas críticas son susceptibles a la corrosión en los tres electrolitos
del tipo mixto en H2O se presentan picaduras aleatorias y concentradas, en
3.5% NaCl hubo remoción de la superficie y picaduras en la interfase ZAC –
ZF y del tipo uniforme en H2S con degradación superficial. Sin embrago la
corrosión es más acelerada en el MB sin soldar, arrojando resultados de
0.08 mm/año en H2O, 0.17 mm/año en 3.5% de NaCl y 15.54 mm/año en
H2S.
Las estructuras ferríticas son más susceptibles a corroer, principalmente la
FP y P son las más afectadas repercutiendo principalmente en el MB, las
picaduras son propensas en zonas constituidas por FP y FPE.
Las superficies corroídas en las distintas soluciones de prueba forman
películas de corrosión compuestas por: óxidos de hierro, productos de
corrosión más compactos en soluciones de H2O y 3.5% de NaCl, óxidos de
114
hierro y sulfuros de hierro, productos de corrosión menos compactos y
porosos en H2S acelerando el proceso de corrosión en H2S.
Recomendaciones y trabajos a futuro
Con el fin de contribuir en el desarrollo de una investigación más enriquecedora
y constructiva para la aplicación de aceros API 5L en sector de transportación
de gases:
Es recomendable realizar una comparación entre la susceptibilidad al HIC y
SSC del acero API 5L X70 empleado en el presente trabajo.
Hacer una comparación entre distintos materiales API 5L empleados en la
transportación de gases con H2S para evaluar el agrietamiento inducido por
hidrógeno.
Evaluar el tamaño de grano y cuantificación de fases con el fin de corroborar
la importancia en relación al agrietamiento por medios contenidos de H2S.
Posterior a las pruebas de HIC sería relevante realizar pruebas mecánicas
como tensión e impacto con el fin de verificar el efecto en sus propiedades
mecánicas.
Realizar pruebas electroquímicas por permeación que permitan establecer
una relación específica en la difusión y atrapamiento de hidrógeno dentro de
los aceros API 5L X70.
Evaluar mediantes pruebas electroquímicas (CPC, RE) el comportamiento
del acero API 5L X70 bajo distintas condiciones de temperatura y presión en
un medio acuoso.
Evaluar y establecer el comportamiento a la corrosión (velocidad de
corrosión, potenciales de corrosión y corrientes de corrosión) bajo las
mismas pruebas electroquímicas en distintos aceros API 5L empleados
dentro de la industria del transporte de hidrocarburos.
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RESUMEN AUTOBIOGRÁFICO
Autor de la tesis:
Ing. Omar Francisco Montes.
Nacido el 11 de Septiembre de 1990 en Tuxpan, Veracruz.
Padres:
Delfino Francisco Cruz y Bertha Alicia Montes Perales.
Grado a obtener:
Maestría en Tecnología de la Soldadura Industrial.
Título de tesis:
“Estudio del mecanismo de HIC y susceptibilidad a la corrosión en la zona
afectada por el calor y zona de fusión de un acero api 5l x70 unido por el
proceso DSAW”
Escolaridad:
Instituto Tecnológico de Saltillo, Ingeniería en Materiales con especialidad en
Materiales Avanzados (2008 – 2013).
Experiencia laboral:
Prácticas profesionales en el área de Materiales, The Woodbridge Group Saltillo
Lamination S.A. de C.V. Ramos Arizpe, Coahuila (2012 – 2013).
