corrosion a altas temperaturas
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EVALUACIÓN Y COMPARACIÓN DEL DESGASTE CORROSIVO A ALTAS
TEMPERATURAS EN LOS ACEROS INOXIDABLES AUSTENÍTICOS , AISI -
SAE 304H, AISI - SAE 316L Y ACERO AL CARBONO 1020
JAYSON DIOMER MORENO FRANCO
UNIVERSIDAD TECNOLÓGICA DE PEREIRA
FACULTAD DE INGENIERÍA MECÁNICA
PEREIRA
2007
EVALUACIÓN Y COMPARACIÓN DEL DESGASTE CORROSIVO A ALTAS
TEMPERATURAS EN LOS ACEROS INOXIDABLES AUSTENÍTICOS , AISI -
SAE 304H, AISI - SAE 316L Y ACERO AL CARBONO 1020
JAYSON DIOMER MORENO FRANCO
Trabajo de Grado
Director
José Luis Tristancho R.
M.Sc. Ingeniería Metalúrgica.
UNIVERSIDAD TECNOLÓGICA DE PEREIRA
FACULTAD DE INGENIERÍA MECÁNICA
PEREIRA
2007
Nota de aceptación
_____________________________
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Firma de Jurado
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Firma de Jurado
_____________________________
Firma Decano
AGRADECIMIENTOS
Le agradezco a mi familia por el gran apoyo que me dieron durante mi formación
profesional y al Profesor José Luis Tristancho por su paciencia y colaboración en
la ejecución de este proyecto.
CONTENIDO
INTRODUCCIÓN 9 1. OBJETIVOS 11 1.1 OBJETIVO GENERAL 11 1.2 OBJETIVOS ESPECIFICOS 11
2. CORROSIÓN A ALTAS TEMPERATURAS POR SALES FUNDIDAS.
12
2.1 CONCEPTOS BÁSICOS.
12
2.2 MECANISMOS DE FLUJO
15
2.2.1 Flujo básico
17
2.2.2 Flujo ácido
18
2.3 MECANISMOS DE CORROSIÓN EN CALIENTE
19
2.3.1 Deposición química
19
2.3.2 Deposición física
20
2.3.3. Corrosión en calien te tipo l
20
2.3.4. Corrosión en Caliente Tipo II
22
2.3.5 Sulfidación -oxidación
23
2.3.6. Compuestos volátiles
23
2.3.7 Flujo
24
2.4 COSTOS DE LA CORROSIÓN
26
2.5 MÉTODO GRAVIMÉTRICO
27
3. METODOLOGÍA
30
3.1 REVISIÓN BIBLIOGRAFICA
30
3.2 OBTENCIÓN DE LOS MATERIALES DE TRABAJO 31
3.2.1 Composición química de los aceros.
31
3.3 PROCEDIMIENTO EN LA PREPARACIÓN DE PROBETAS
32
4. PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL
33
4.1 CLASIFICACIÓN DE LAS PROBETAS
33
4.2 CALIBRACIÓN DEL HORNO MUFLA 33
4.3 TRATAMIENTO TERMICO DE LAS PROBETAS 33
4.4 LIMPIEZA DE LAS PROBETAS DESPUÈS DEL 34 ENSAYO
4.5 CONVERSIÓN DE DATOS 35
5. RECOLECCIÓN DE DATOS 37
5.1 VELOCIDAD DE CORROSIÓN 37
5.2 GRÁFICAS DE LA VELOCIDAD DE CORROSIÓN
37
6. CONCLUSIONES
41
7. RECOMENDACIONES
43
8. REFERENCIAS BIBLIOGRÁFICAS 9. ANEXOS
44
48
LISTA DE FIGURAS
Pág.
Figura 1. Curvas velocidad de corrosión Vs.Tiempo, una temperatura
de 700 ºC
37
Figura 2. Curvas velocidad de corrosión Vs.Tiempo, a una temperatura
de 750 ºC.
38
LISTAS DE TABLAS
Pág.
Tabla 1. Composición química de los aceros utilizados en el proyecto.
Tabla 2 . Valores de la velocidad de corrosión para los aceros AISI SAE
304H, AISI SAE 316L y acero al carbono 1020; para una
temperatura de exposición constante de 700 ºC.
31
39
Tabla 3. Valores de la velocidad de corrosión para los aceros AISI SAE
304H, AISI SAE 316L y acero al carbono 1020; para una
temperatura de 750 ºC.
39
INTRODUCCIÓN
La transformación de energía térmica en mecánica o en cualquier otra forma de
energía, hace que la eficiencia aumente cuanta más alta sea la temperatura a la
que se lleva a cabo la transformación. Esta es la causa de que se pretenda
trabajar en condiciones extremas con el fin de ahorrar combustible. Esta tendencia
se ve limitada por la respuesta de los materiales bajo estas condiciones a altas
temperaturas.
Las condiciones corrosivas provocan en muchas ocasiones la falla de los
materiales y por consiguiente la salida de servicio de las unidades de proceso de
las que forman parte. Las fallas en los materiales que han sufrido una degradación
metálica por corrosión de alguno de sus componentes suponen altos costos de
mantenimiento, debido a paradas no programadas, dando como resultado
sensibles disminuciones de la productividad de los equipos; además la corrosión
de las superficies de transferencia de calor en sistemas de combustión es el
mayor obstáculo para incrementar la eficiencia térmica de la combustión en planta,
debido a que el ataque por corrosión a alta temperatura de una aleación causa
una disminución del espesor y a su vez disminuye la transferencia de calor por el
carácter aislante del depósito.
Los aceros AISI - SAE 304H y AISI – SAE 316L son utilizados para la construcción
de supercalentadores, recalentadores, paredes y tuberías de caldera; estos
componentes son altamente sensibles al desgaste corrosivo a altas
temperaturas, causado por el depósito de sales fundidas o cenizas de aceite en
fase líquida.
Haciendo uso de los laboratorios que posee la Facultad de Ingeniería Mecánica de
la Universidad Tecnológica de Pereira, se emplearon técnicas gravimétricas para
evaluar la tendencia en el comportamiento de los aceros austeníticos AISI - SAE
304H, AISI - SAE 316L y acero al carbono 1020 que estuvieron en contacto
directo de una mezcla compuesta de 80% V2O5 (Pentóxido de Vanadio) y 20%
Na2SO4 (Sulfato de sodio), a temperaturas de 700°C y 750°C durante un tiempo
de 4 horas; Las probetas, junto con la mezcla corrosiva se colocan en crisoles de
20 ml, los cuales se introducen en un horno tipo mufla.
En el momento de comparar las probetas utilizadas en el ensayo, se pretende
determinar cual de los aceros inoxidables AISI - SAE 304H y AISI - SAE 316L o el
acero al carbono 1020; es el más adecuado en resistencia, durabilidad y costos
para la construcción de supercalentadores, recalentadores, paredes de caldera y
tuberías de caldera.
1. OBJETIVOS
1.1 OBJETIVO GENERAL
Evaluar y comparar el desgaste por corrosión en caliente de los aceros
austeníticos AISI – SAE 304H, AISI - SAE 316L y acero al carbono 1020 por
medio de técnicas gravimetrícas.
1.2 OBJETIVOS ESPECÍFICOS
1. Emplear la técnica de pérdida de peso, adaptada a las condiciones
Especiales de temperatura y composición del medio corrosivo, para analizar
este fenómeno.
2. Comparar los resultados experimentales de los aceros estructurales
Austeníticos AISI – SAE 304H, AISI -- SAE 316L y acero al carbono
1020.
3. Evaluar los resultados experimentales obtenidos.
2. CORROSIÓN A ALTAS TEMPERATURAS POR SALES FUNDIDA S
2.1 CONCEPTOS BÁSICOS
Normalmente la generación de vapor se lleva a cabo mediante la operación de
calderas que utilizan combustibles fósiles, el cual al quemarse produce gases con
alto contenido calórico. El calor generado es transferido a través de las superficies
de los distintos dispositivos de intercambio de calor de las calderas, como
recalentadores, sobrecalentadores y economizadores. Los combustibles fósiles
contienen impurezas de vanadio (350 – 600 ppm), de sodio (50 – 200 ppm), y
además de pequeñas concentraciones de níquel, hierro, calcio, silicio, aluminio,
potasio y manganeso1.
Es del lado de los gases de las calderas y durante la combustión que se producen
cenizas, mismas que contienen compuestos de vanadio, azufre y sodio, los cuales
se forman mediante reacciones químicas entre las mismas impurezas y los gases
de combustión (O2, SO2, SO3). Las cenizas llegan a las superficies exteriores de
los tubos en forma líquida como depósitos de Na2SO4 Y V2O5 2; Produciendo la
corrosión por sales fundidas a alta temperatura. La corrosión de estos sistemas de
combustión, es el principal obstáculo en la eficiencia térmica de las plantas que
1 Paul, I.. D. y Seeley, RR. (1990). Oil Ash Corrosión – A Review of Utility Boiler Experience, Corrosión-90, Pp 267/1-267/15. Las Vegas Nevada, EUA. 2 Wong-Moreno A., Marchán, Salgado R.I y Martinez, L., (1995). Molten Salt Corrosión of heat
queman combustibles fósiles. Durante la combustión del carbón o del aceite
combustible, la mayoría de los compuestos inorgánicos no volátiles forman
cenizas, las cuales están compuestas de mezclas de compuestos inorgánicos
oxidados, de bajo punto de fusión.
Las impurezas más agresivas son el vanadio y el azufre; el vanadio del
combustible se transforma durante el proceso de combustión en V2O5 y el azufre
en la ceniza está en forma de sulfatos alcalinos. Esta clase de compuestos
(Na2SO4 y V2O5) forman un sistema binario que sufre una reacción eutéctica a
temperatura relativamente baja (menor de 600ºC), la cual causa fusión, formando
una capa estable de electrolito sobre la superficie del metal. Los compuestos de
vanadio formados son muy corrosivos y estables bajo condiciones normales de
operación en las calderas.
Este tipo de corrosión ha sido observado en los sobrecalentadores y
recalentadores, los cuales pueden tener temperaturas de 600 °C a 650 °C, y
partes no refrigeradas como soportería, separadores y mamparas que pueden
tener temperaturas de hasta 1000 °C 3.
En aplicaciones industriales los depósitos de sal fundida pueden estar constituidos
por una mezcla de sulfato y vanadato. Luthra y Spacil4, han propuesto que la
composición del depósito está predominantemente determinada por la reacción:
Na2SO4 + V2O5 = 2NaVO3 + SO3 (1)
Y el desplazamiento de la reacción está determinado por la presión parcial de SO3
en el ambiente gaseoso y las actividades de los componentes en el fundido. La
resisting alloys. Corrosión-95, Pp 465/1-465/16, EUA. 3 Cutler, A. J. B., Flatley, T . y Hay, K. A. (1978). Fire-side corrosion in power-stations boiler CEGB Research. 13-26. 4 K. L. Luthra and H. S. Spacil, J. Electrochem. Soc., Vol 129, p. 649, 1982.
reversibilidad de la reacción también ha sido estudiada por Jones y
colaboradores5.
Los metales y aleaciones utilizadas a elevadas temperaturas se protegen por la
formación de una capa de óxido densa, ligeramente adherente y con crecimiento
lento sobre la superficie que está expuesta al gas oxidante a altas temperaturas.
Esta capa puede proteger el material de la oxidación u otro ataque adicional por
algún otro agente corrosivo en el ambiente. Sin embargo, cuando el material está
cubierto una capa delgada de sales fundidas expuesta a un medio ambiente
gaseoso 6, lo cual produce adelgazamiento del espesor de los materiales y por
tanto reduce la vida útil de los mismos.
El intervalo de temperaturas en el cual ocurre el ataque de corrosión en caliente
está comprendido entre 550°C y 700°C; para el sulfa to de sodio, donde la
temperatura más baja se considera como el punto de fusión de la sal y la más alta,
su punto de rocío. La deposición de la película de líquido condensada sobre el
sistema, puede resultar de uno de los dos procesos siguientes: La deposición
química y la deposición física.
La deposición química se presenta cuando la presión de vapor del Na2SO4
(Sulfato de sodio) dentro de la fase gaseosa, a la temperatura del sulfato, excede
su presión parcial de equilibrio.
La deposición física se presenta cuando varias sales, sólidas o líquidas, pueden
desprenderse de una componente corriente arriba. Esta técnica esta basada en la
formación de un vapor del material que se pretende depositar en capa delgada.
5 R. L. Jones, C. E. Williams, S. R. Jones, J. Electrochem. Soc. Vol. 133, p. 227, 1986. 6 Gupta, Dilip K. y Rapp, Robert. (1980). The solubilities of NiO, CO3O4, and ternary oxides in fused Na2 SO4 at 1220 K. Journaal of the Electrochemistry Society Solid State Science and
Para ello, el material en forma de sólido es sometido bien sea a un proceso de
calentamiento hasta la evaporación o bien se 'pulveriza' mediante un bombardeo
intenso con partículas cargadas en forma de iones. En este último caso, los iones
proceden de una descarga eléctrica entre dos electrodos en forma de plasma,
utilizando un gas generalmente inerte (argón.) También es posible bombardear la
muestra con un haz de iones procedentes de una fuente externa de iones. Esta
última técnica permite variar la energía y la intensidad de los iones que alcanzan la
superficie del material a depositar.
La corrosión por sales fundidas tiene básicamente dos etapas: una etapa de
iniciación, durante la cual la velocidad de corrosión es lenta y una de propagación
en la cual una rápida y a menudo ocurre una corrosión catastrófica.
Durante la primera etapa, la aleación es alterada para hacerla susceptible a un
posterior ataque rápido, esta alteración puede incluir el agotamiento del elemento
responsable de la formación del óxido protector (usualmente aluminio o cromo),
formación de sulfuros en la aleación debido a la penetración del azufre a través de
la escama, disolución de óxidos en la sal y crecimiento de esfuerzos en la capa.
Estas alteraciones también pueden ocasionar un cambio en la composición de la
sal hacia condiciones más corrosivas.
2.2 MECANISMOS DE FLUJO.
Las reacciones de flujo de la sal incluyen el flujo básico, en el cual el óxido
reacciona con el Na2O y se disuelve en la sal como especies aniónicas, y el flujo
ácido, en el cual la escama reacciona con el SO3 y se disuelve como una especie
catiónica.7
Technology, 127, 10. 7 J. Bilbao; A. de Miguel; V. Cachorro; V. Tricio; R.E. Viloria Computational Mechanics Publications, Southampton, 1997, pp.853-861.
En un depósito líquido de sulfato de sodio que contiene el ión oxígeno o el Na2O,
la actividad está definida por los potenciales del dióxido de azufre y del oxígeno;
en este mismo fundido, el ión sulfato se descompone de acuerdo a:
SO4-2 =
2
1O2 + SO2 + O-2 (2)
En el flujo ácido, la concentración del ión oxígeno en el fundido es baja comparada
con el valor requerido para mantener el equilibrio en la reacción de disociación del
óxido metálico, según la ecuación:
MO = M+2 + O-2 (3)
En consecuencia a bajas concentraciones del ión oxígeno en el fundido, el flujo
ácido puede ocurrir cuando el óxido del metal se disuelva en el sulfato de acuerdo
a la ecuación anterior. Si la actividad del ión oxígeno en el fundido es alta,
comparada con la requerida para formar aniónes complejos, estos se pueden
formar de acuerdo al equilibrio:
MO + O-2 = MO2-2 (4)
Y el óxido del metal se disuelve en el sulfato como un anión complejo, lo cual es
conocido como flujo básico. Tomando como ejemplo el NiO, su solubilidad
aumenta con el incremento de la actividad de Na2O (decreciendo PSO3) de acuerdo
a la reacción:
2NiO + O-2 + 2
1O2 = 2NiO2
- (5)
La cual corresponde a un flujo básico y se incrementa con la disminución de la
actividad de Na2O de acuerdo a la reacción:
NiO = Ni+2 + O-2 (6)
Que corresponde a un flujo ácido. Similar comportamiento en solubilidad ocurre
con otros óxidos.
Por supuesto la estabilidad de los diferentes aniónes complejos varía y las
condiciones que conlleva flujo ácido de un óxido podría, igualmente, causar flujo
básico en otro óxido y las curvas para los diferentes óxidos se desplazarían a la
izquierda o derecha, dependiendo de la estabilidad relativa de los compuestos
involucrados.
2.2.1 Flujo básico. En general, la teoría propone que la película de óxido
protector se disuelve en la sal en el sitio de reacción y el óxido se precipita en
algún otro sitio donde la solubilidad local es más baja.
La velocidad de oxidación de un metal que sufre corrosión en caliente puede
explicar mejor este mecanismo. Durante el calentamiento, sobre la superficie
metálica, se forma una capa delgada de Cr2O3, la cual se cubre por el Na2SO4
mientras éste se funde. La formación continua del óxido disminuye rápidamente la
presión parcial del oxígeno en la sal y el potencial del azufre se incrementa
promoviendo el transporte a través del óxido y la formación de sulfuros en la
interfaz metal-escama.
El probable mecanismo es el transporte de moléculas de SO2 a través de los
defectos de la capa, tales como microgrietas. La fuente de SO2 es la disociación
del ión sulfato de acuerdo a la ecuación 2; como se puede ver, a medida que el
SO2 y el O2 son consumidos, la actividad del ión óxido en la sal se incrementa
para mantener el equilibrio, provocando que la sal sea más básica. El incremento
en la basicidad será más alto en las áreas donde se forman los sulfuros, es decir,
donde el SO2 se consume más rápidamente, y en esas regiones la capa de Cr2O3
reaccionará para formar iones cromato solubles en el fundido, los cuales difunden
hacia la interfaz sal-gas, donde la concentración del ión óxido es baja,
reprecipitando como Cr2O3.
La disolución del óxido permite entonces que la sal penetre y sea esparcida a lo
largo de la interfaz óxido-metal levantando y quebrando la capa; este rompimiento
del óxido, también permite la penetración del oxígeno que actúa como oxidante de
los sulfuros, de ese modo se libera azufre que posteriormente penetra en el metal.
La regeneración de este proceso produce un óxido de Cr2O3 poroso, similar a una
colmena, permitiendo la difusión del azufre y posteriormente la del oxígeno a lo
largo de los límites de grano del metal. De esta manera las condiciones
establecidas para el flujo básico del Cr2O3 están dadas por la reacción:
Cr2O3 + O-2 = 2CrO2-2 (7)
formando iones cromato en la sal fundida, los cuales migran a través de la capa de
sal hacia los sitios de potencial de oxígeno más alto, esto es, sitios cercanos a la
interfaz sal-gas donde precipitan como Cr2O3, liberando iones oxígeno de acuerdo
a:
2CrO-22 = Cr2O3 + O2- (8)
El alto potencial de oxígeno en esta posición hace que la reacción 6 reverse de tal
manera que la actividad del ión de óxido o Na2O, llegue a ser demasiado baja para
soportar la existencia de los iones complejos8.
8 LAI G. High temperature corrosion of engineering alloys. ASM Intenatiónal. USA. 1996. p. 117- 142.
2.2.2 Flujo ácido. El flujo ácido puede ser subdividido en flujo ácido inducido por
la aleación, en el cual, las condiciones de acidez en la sal son determinadas por la
disolución de las especies desde la aleación, las cuales reaccionan con el Na2O y
en flujo ácido inducido por el gas, en el cual las condiciones de acidez son
establecidas por la interacción con la fase gaseosa.
El flujo ácido debido a la aleación, generalmente resulta de la disolución de los
óxidos metálicos en el Na2SO4 fundido, es decir, molibdatos, tungstanatos y
vanadatos, disminuyendo la concentración del ión óxido en la sal fundida y
haciendo que la sal sea mucho más ácida para que de esta forma ocurra la
disolución de los óxidos en la sal, por disociación. Después de un período corto de
incubación, ocurre una ganancia rápida en peso y de manera acelerada. La capa
de óxido formada sobre la superficie durante la reacción es muy porosa y gruesa,
con una textura en forma estratificada, que se desprende cuando se enfría a
temperatura ambiente.
El ataque ácido inducido por el gas, ocurre cuando la atmósfera contiene
presiones parciales de SO3 relativamente altas; bajo estas condiciones, resulta un
fundido de baja actividad de Na2O o de ión óxido. Esta forma de corrosión en
caliente predomina a bajas temperaturas, entre 600ºC y 800ºC y su mecanismo
exacto es incierto, pero las morfologías de los fenómenos de corrosión producidos,
que por lo general son en forma de picado, han sido bien caracterizadas9.
2.3 MECANISMOS DE CORROSIÓN EN CALIENTE
A temperatura ambiente, la cinética de reacción gas-metal es muy lenta y como el
proceso corrosivo requiere de un mecanismo electroquímico, se necesita de un
9 J. Bilbao; A. de Miguel; V. Cachorro; V. Tricio; R.E. Viloria Computational Mechanics
Publications,
Southampton, 1997, pp.853-861.
electrolito para realizarse. A temperaturas elevadas suele suceder la oxidación
directa sin necesidad del electrolito, la cual se denomina como corrosión seca pero
la presencia de sales fundidas puede modificar el mecanismo de reacción,
haciéndolo de naturaleza electroquímica10. El rango de temperaturas en el cual
ocurre el ataque por corrosión en caliente se estima entre 800ºC y 950ºC, para el
sulfato de sodio, donde la temperatura más baja se considera como el punto de
fusión de la sal y la más alta, su punto de rocío11.
La deposición de la película de líquido condensada sobre el sistema, puede
resultar de uno de los dos procesos siguientes.
2.3.1 Deposición química: se presenta cuando la presión de vapor del Na2SO4
dentro de la fase gaseosa, a la temperatura del sustrato, excede su presión parcial
de equilibrio12.
2.3.2 Deposición física: se presenta cuando varias sales, sólidas o líquidas,
pueden desprenderse de una componente corriente arriba; como por ejemplo, un
filtro de aire, y adherirse al substrato por impacto. Por consiguiente, en la corrosión
en caliente, los sulfuros no son formados por reacción con compuestos de azufre
de la fase gaseosa, sino por la interacción metal-sal.
Debido a que la corrosión, por películas electrolíticas delgadas, tiene
características comunes con la “corrosión atmosférica” de una película acuosa a
temperatura ambiente; el fenómeno ha sido denominado corrosión en caliente.
10 CARRASCOS J. L. ADEVA P. ABALLE M. O y Corrosión a Alta Temperatura de Aleaciones Base Níquel. Centro Naciónal de Investigaciónes Metalúrgicas. Madrid. Vol. 20. p. 35-39. 1989. 11 STRINGER J. Hiht Temperature Corrosión Problems in the Electric Power Industry and Their Solutión. Electric Power Institute. Palo Alto. California 1980. 12 Robert A. Rapp, Hot Corrosión of Materials: a Fluxing Mechanism?, Corrosión Science, 2000, p. 210.
Mientras la corrosión atmosférica acuosa es controlada por la difusión del oxígeno
disuelto en la película de agua, numerosas mediciones han mostrado que en la sal
fundida13,14,15,16 el oxidante soluble en el proceso de corrosión en caliente es el
SO3 (S2O72-).
La corrosión en caliente usualmente se divide en dos amplias categorías,
corrosión en caliente a alta temperatura o tipo uno y corrosión en caliente a baja
temperatura o tipo dos.
2.3.3 Corrosión en caliente tipo l. Denominada HTHC, este mecanismo de
corrosión se observó en el intervalo de temperatura comprendido entre 750°C y
950°C, cuando la película de sal condensada está co mpletamente líquida y con
una velocidad máxima de corrosión a 900°C, consider ando que el punto de fusión
del Na2SO4 es de 884°C 17,18,19.
Una microestructura típica de la corrosión en caliente tipo I, muestra la formación
de sulfuros y un agotamiento o disminución de los componentes activos en el
sustrato metálico. La sulfidación interna de la aleación, debajo del sulfato fundido,
podría desplazar la composición de la sal en dirección básica hacia la superficie
del óxido, mientras el resto de la sal permanecería neutra; luego el óxido podría
13 D.A. Shores, W. C. Fang, J. Electrochem. Soc. 128 (1981), p. 346. 14 W. C. Fang, R. A. Rapp, J. Electrochem. Soc. 130 (1983), p. 2335. 15 H. Numata, A. Nishikata, S. Haruyama, Proc. JIMIS-3, Trans. Jpn. Inst. Suppl. (1983), p. 303. 16 X. Zheng, R. A. Rapp, J. Electrochem. Soc. 140 (1993), p. 2857. 17 CARRASCOS J. L. ADEVA P. ABALLE M. O y Corrosión a Alta Temperatura de Aleaciones Base Níquel. Centro Naciónal de Investigaciónes Metalúrgicas. Madrid. Vol. 20. p. 35-39. 1989. 18 RAPP R. And ZHANG Y. Hot Corrosión of Materials: Fundamenta Studies. JOM. P47 - 55.1994. 19 Robert A. Rapp, Hot Corrosión of Materials: a Fluxing Mechanism?, Corrosión Science, 2000, p. 210.
ser disuelto por el flujo básico y precipitarse en la sal como una capa de óxido
suelta, porosa y no protectora. Por otra parte la solubilidad de elementos como el
molibdeno y el vanadio, provenientes del combustible, podrían desplazar la
composición de la sal en dirección ácida, conduciendo al denominado, flujo ácido.
La cinética y duración del proceso de corrosión se determina por la magnitud y el
gradiente de la basicidad relativa de la sal con respecto a la solubilidad local de las
fases en la capa de óxido, como lo cuantifica la solubilidad en los diagramas de
fases.
La reacción de corrosión electroquímica puede generar una condición de
basicidad altamente localizada y la interfaz óxido-sal es generalmente el sitio
apropiado para las reacciones de reducción electroquímica de las especies
disueltas en la película de sal, siendo esta interfaz la más básica en la película.
Ahora bien, la capa de óxido puede formar solutos ácidos o básicos dependiendo
de la zona de estabilidad en el diagrama de fases. Como la química de la sal es
dominada por el contacto con el sustrato, la reacción de sulfidación conlleva un
incremento en la basicidad.
Para depósitos alcalinos de sulfato, sobre aleaciones, la corrosión en caliente a
alta temperatura comúnmente se observa entre 825ºC y 950ºC, cuando la
temperatura de fusión de la sal condensada está por debajo de la temperatura de
servicio. La corrosión en caliente a baja temperatura ocurre a temperaturas mucho
más bajas donde factores adiciónales mantienen la sal fundida.
2.3.4 Corrosión en Caliente Tipo II. Denominada LTHC, se ubica entre los 700°C
y 750°C, donde la fase líquida de sal es formada ún icamente por la disolución de
varios productos de corrosión20,21,22.
20 K. L. Luthra, D. A. Shores, Electrochem. Soc. 127 (1980), p. 2202. 21 K. L. Luthra, Metall. Trans. 13A (1982), p. 1647, 1843, 1853. 22 K. L. Luthra, J. Electrochem. Soc. 132 (1985), p. 1293.
La LTHC ocurre por debajo del punto de fusión del Na2SO4 puro. Los estudios
realizados para este tipo de corrosión en caliente demuestran que la morfología de
los productos de reacción, se caracterizan por un ataque no uniforme en forma de
huecos con una pequeña formación de sulfuros cerca de la interfaz metal-óxido y
una disminución de Cr o Al en el sustrato de la aleación. La disolución de la
película de óxido es de tipo ácido, sensible a la presión externa de SO3, aquí la
PSO3 es alta, por lo tanto, el óxido es disuelto al igual que el acero expuesto23.
La máxima velocidad de corrosión de aleaciones Fe-Cr se observa cerca de los
700ºC, resultado interpretado por el mecanismo de disolución precipitación. Los
iones Fe3+ son reducidos en la interfaz óxido-sal formando iones Fe2+ y la
contramigración de iones Fe3+, Fe2+, en la película de sal, lleva a la reacción de
reducción del O2 en la interfaz sal-gas, obteniéndose un gradiente de solubilidad
negativo a través de la película de sal24
En sus últimas publicaciones, Luthra reportó la presencia de este mecanismo
corrosivo en aleaciones Co - Cr, Co - Cr - Al y Co - Al y encontró que la disolución
de los compuestos de cobalto previene la formación de una película de óxido
protector de Cr2O3 ó Al2O3 25.
Actualmente se admite que el flujo ácido o básico del óxido, es la etapa inicial,
predominante, de la corrosión en caliente. Se cree que el flujo básico predomina a
alta temperatura, entre 825ºC y 900ºC, mientras que el flujo ácido, debido al SO3
23 RAPP R. And ZHANG Y. Hot Corrosión of Materials: Fundamenta Studies. JOM. P47-55.1994. 24 ROBERT A. RAPP. Chemistry and Electrochemical of Hot Corrosión of Metal. Materials Science and Engineering. P 319-327. 1987. 25 Luthra. Hiht Temperature Corrosión. NACE. USA. 1983.
en la fase gaseosa, es una etapa inicial importante en la corrosión a baja
temperatura, entre 600ºC y 800ºC26.
Dentro de cada categoría de corrosión en caliente existe un periodo de iniciación
donde ocurre poca corrosión, seguida por una etapa de propagación donde toma
lugar una rápida degradación. Los tres mecanismos que describen la etapa de
propagación son: sulfidación-oxidación, compuestos volátiles y flujo.
2.3.5 Sulfidación-oxidación. Este mecanismo describe como el azufre reacciona
con el metal para formar sulfuros superficiales o internos. A medida que avanza el
frente de oxidación en el metal, los sulfuros se oxidan en una película no
protectora. La oxidación del sulfuro libera el azufre que puede migrar más lejos en
el metal, sosteniendo por lo tanto la reacción.
Sin embargo Bornstein y DeCrecente27,28 mostraron que no siempre se observa
una cinética acelerada durante la oxidación de superaleaciones presulfidizadas y
que la cinética acelerada puede ocurrir bajo recubrimientos de Na2CO3 o NaNO3
en ausencia de azufre. Así, por lo menos en algunos casos, se necesitan
mecanismos de corrosión en caliente adiciónales para describir la cinética
acelerada. El mecanismo de sulfidación-oxidación solamente es aplicable a la
corrosión en caliente tipo uno, donde se forman sulfuros interiores.
2.3.6 Compuestos volátiles. Pueden existir algunas condiciones, quizás en
ambientes con halógenos, donde se pueden formar compuestos volátiles bajo la
película de óxido. La migración de estos compuestos, hacia fuera, puede agrietar
las escamas de óxido o su oxidación puede crear una escama porosa y no
26 RAHMEL A. Electrochemical Aspects of Molten-salts-enhanced Corrosión. Material Science and Engineering, 87(1987). P345-352. 27 N. S. Bornstein, M. A DeCrecente: Trans. AIME 245, p. 583, 1969. 28 N. S. Bornstein, M. A DeCrecente: Met. Trans. 2, p. 2875, 1971.
protectora. Esto es análogo a la oxidación de HfC, donde la oxidación libera gas
CO en la interfaz HfC-HfO2, dando como resultado una escama de óxido porosa.
2.3.7 Flujo. Los primeros desarrollos del mecanismo de flujo son atribuidos a
Bornstein y DeCrecente , Goebel y Pettit29 y Goebel, Pettit y Goward30. El
mecanismo de flujo se basa en la disolución de óxidos en sales ácidas o básicas,
luego el óxido sé reprecipita en forma porosa y no protectora dentro de la sal
fundida o en la interfaz sal-gas. La nomenclatura comúnmente aceptada consiste
en describir la oxidación de la sal como un comportamiento ácido-base en
presencia de los iónes O2-, como ocurre con los iónes OH- en solución acuosa; por
ejemplo:
Base = Ácido + O2- (9)
En el caso del NiO disolviéndose en Na2SO4, la reacción de disolución ácida es:
NiO = Ni2+ + O2- (10)
y la reacción de disolución básica es:
2NiO + O2- + 2
1O2 = 2NiO2- (11)
El componente ácido del Na2SO4 es el SO3 y el componente básico es el Na2O.
Para cada óxido, las curvas de solubilidad determinan, con las pendientes
predichas, las contribuciones individuales de los solutos ácidos y básicos simples
no acomplejados. Cada curva, excepto para el SiO2, consta de una pendiente a la
izquierda, que indica la solubilidad básica y otra a la derecha que indica la
solubilidad ácida. Estas solubilidades se pueden describir de la siguiente forma:
Solubilidad básica: MOX + O2- = MOX+12- (12)
29 J. A. Goebel, F. S. Pettit: Met. Trans. 1, p. 1943, 1970. 30 J. A. Goebel, F. S. Pettit, G. W. Goward: Met. Trans. 4, p. 261, 1973.
dLog [ MOX+12-] / d(-Log aNa2O) = -1
Solubilidad ácida: MOX = M2X+ + XO2- (13)
dLog [ M2X+] / d(-Log aNa2O) = +X
Todas las curvas pueden describirse con precisión por estas interpretaciones
simples; es decir, las curvas experimentales de solubilidad obedecen exactamente
tales predicciones, aunque en la práctica, los óxidos Fe2O3 y Cr2O3 fueron
fundidos para exhibir, cada uno, un soluto ácido y uno básico. En el rango de
basicidad del fundido estudiado, el SiO2 no forma un soluto iónico y estas medidas
de baja solubilidad, por consiguiente, son independientes de la basicidad. Como
fue demostrado con el NiO, si un balance de carga es involucrado en la reacción
de disolución, la contribución de solubilidad del soluto dependerá de la PO2; de otra
forma no hay dependencia.
El rango en la basicidad medido entre el mínimo del óxido más básico, Co3O4 y el
mínimo del óxido más ácido Al2O3 o Cr2O3, es de aproximadamente seis órdenes
de magnitud. Afortunadamente, en la operación de una turbina de gas
frecuentemente son estabilizados a una PSO3 en el rango donde los dos óxidos,
Cr2O3 y Al2O3, exhiben el mínimo en sus solubilidades. Las aleaciones que
contienen Cr y Al son por consiguiente excelentes para componentes de turbinas,
ya que forman recubrimientos protectores31. En el caso del sulfato de sodio puro,
cuyo punto de fusión es de 884ºC, la disolución básica ocurre a temperaturas
superiores a su punto de fusión y la ácida a temperaturas menores de este punto.
31 R. A. Rapp, Hot Corrosión o f Materials: a Fluxing Mechanisms?, Corrosión Science 44, 2002, p.209-221
2.4 COSTOS DE LA CORROSIÒN En todo sistema de costos existen dos objetivos generales, uno es proporcionar
información financiera a una entidad económica y el otro es proporcionar
información financiera a la gerencia y a los distintos departamentos para planear y
controlar las actividades de la organización 32; no obstante, en gran medida estos
costos están solapados y su identificación amerita un gran esfuerzo sobre todo
disciplina en la alimentación constante de los sistemas de costos. Tal es el caso,
de los costos por corrosión; los cuales en la mayoría de las empresas son
incluidos indistintamente como labores de mantenimiento preventivo o correctivo
sin disgregarlos; lo cual no permite que las gestiones dirigidas a la optimización de
recursos y minimización de costos se analicen adecuadamente desde su origen.
A nivel industrial se conoce a la corrosión como un factor determinante en la
confiabilidad y reducción de la vida útil de los equipos metálicos usados en la
producción y transformación de un producto, donde el problema de la corrosión es
ignorado o es aceptado como disminución normal en la vida útil de un equipo. No
obstante, esto se traduce en costos para la empresa que pudieran ser
minimizados, conociendo las estrategias a emplear en materia de métodos de
control asociados con este fenómeno.
Según especialistas definen que los costos de la corrosión son cada día más
alarmantes. Anualmente, este fenómeno destruye un cuarto de la producción
mundial de acero, lo cual significa que cada hora 33 toneladas de acero sufren el
32 Koch Gerhardus H. et al. “Corrosión Costs by Industry Secto”, Supplement to Materials Performance, NACE International, (2002), 2-10.
ataque de la corrosión. Es posible proteger con el galvanizado en caliente por lo
menos un tercio de las estructuras de acero, pero este tratamiento preventivo por
lo general no se realiza. De allí la corta vida de obras de infraestructura o
viviendas, y la necesidad de aplicar millonarios programas de mantenimiento que
encarecen la construcción 3333.
La corrosión está minando las estructuras del mundo. El costo de la corrosión en
los países industrializados es del 2% del PIB, donde el reemplazo del material
metálico corresponde a un 42.3%, y las reparaciones en mantenimiento a un
29.4%; los métodos de protección y prevención son del 23.8%, y la parte de
investigación y desarrollo, apenas el 4.5%. La corrosión destruye un cuarto de la
producción mundial del acero. Esto significa 150 millones de toneladas al año, y si
lo llevamos a segundos son 5 ton. Por segundo de acero que se pierden si no
observamos una cultura orientada a preservar los materiales constructivos.
Según investigaciones sobre el costo de la corrosión en Colombia donde se
analizaron los sectores económicos de alimentos, químicos, metalmecánica,
servicios públicos y transporte de las zonas del Caribe y Andina. Para el análisis
de los resultados obtenidos se definieron y calcularon varios índices como
indicadores de la incidencia directa de los fenómenos de corrosión sobre la
actividad económica considerada. Con lo anterior se concluyó que los costos de la
corrosión en Colombia representan aproximadamente 1.21% del PIB del país. 3
2.5 MÉTODO GRAVIMÉTRICO
El método más simple y más implementado para la estimación de la corrosión en
planta y equipos es el análisis de la pérdida de peso de testigos o cupones de
3 33 Metal Samples Corrosion Monitoring Systems, A División of Alabama Specialty Products,
muestreos. Una muestra o cupón prepesado, del metal o aleación a considerar es
introducido en el proceso, para luego ser removido después de un período de
tiempo de exposición razonable. El cupón, es entonces limpiado de todos los
productos secundarios de la corrosión y es repesado. De la pérdida de peso,
haciendo uso de las siguientes fórmulas, se calcula la pérdida de espesor (T) y el
promedio de la tasa de corrosión en dicho período (R):
Velocidad de corrosión (VC)
)()()/(
)(3 hrExposiciónTiempoAExpuestaAreacmgAleaciónladeDensidad
KgPesodePérdidaVC
×××
= (14)
La constante la puede variar al calcular la rata de corrosión en varias unidades:
Simplemente se requiere de un cupón apropiadamente diseñado y un montaje
para el cupón dentro de la línea (portacupón). La medición de la pérdida de peso
aún hoy en día, se sigue manteniendo como el medio más utilizado para
Inc.www.metalsamples.com
Pérdida del Metal
Unid ad (CR) Área de unidad
(A)
K – Factor
mils/año (mpy) 2in 41034.5 x
mils/año (mpy) 2cm 61045.3 X
milímetros/año (mmy) 2cm 41075.8 X
Pérdida del Metal
Unidad (ML) Área de unidad (A) K – Factor
Mills 2in 61.02
Mills 2cm 393.7
determinar las pérdidas vinculadas a la corrosión, siendo el método en uso más
antiguo.
Este método tiene un gran número de ventajas atractivas que hace que mantenga
su popularidad:
• Simplicidad: No necesita de una instrumentación sofisticada para obtener un
resultado.
• Directo: La medición directa es obtenida, sin realizar aproximaciones teóricas
ni modelos físicos-químico complejos.
• Versátil: Es aplicable a todos los ambientes corrosivos, y proveen información
sobre todas las formas de corrosión. Permite apreciar los efectos específicos
de la corrosión a través de un apropiado análisis de laboratorio.
Este método es comúnmente utilizado como medio de calibración, evaluación y
respaldo de otros métodos de monitoreo de corrosión, tales como los métodos
de Polarización Lineal o el de Resistencia Eléctrica.
En situaciones donde son aceptables la data promediada y de lenta obtención, el
monitoreo de pérdida de peso es la técnica preferida.
3. METODOLOGÍA
REVISIÓN BIBLIOGRÁFICA
EVALUACIÓN Y COMPARACIÓN DEL DESGASTE CORROSIVO A ALTAS TEMPERATURAS EN LOS ACEROS INOXIDABLES AUSTENÍTICOS , AISI -
SAE 304H, AISI - SAE 316L Y AISI – SAE 1020
3.1 REVISIÓN BIBLIOGRÁFICA
En este trabajo se ejecutó una búsqueda minuciosa y precisa acerca de los
temas que tienen relación con el proyecto de grado (realización de pruebas,
normalización, análisis y resultados, manejo de equipos, etc...), a través de las
consultas realizadas al director de proyecto de grado, libros, publicaciones que
están en disposición en la biblioteca de la Universidad Tecnológica de Pereira y
fuera de ella.
Dentro del proceso experimental utilizamos los aceros inoxidables austeníticos,
AISI - SAE 304H, AISE - SAE 316L y acero al carbono 1020.
3.2 OBTENCIÓN DE LOS MATERIALES DE TRABAJO.
Para la realización de este proyecto se adquirieron los siguientes materiales de
trabajo:
OBTENCION DE MATERIALES
PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL
DISCUSIÓN
RECOLECCIÓN DE DATOS
INFORME
• Probetas de AISE SAE 304H , probetas de AISI SAE 316L y probetas AISI
SAE 1020; estas probetas tienen dimensiones 9 x 9 x 3 mm, y una mezcla
compuesta de 80% V2O5 (Pentóxido de Vanadio) y 20% Na2SO4 (Sulfato de
sodio); todos estos materiales fueron suministrados por el Ingeniero José Luis
Tristancho.
3.2.1 Composición química de los aceros
Tabla 1. Composición química de los aceros utilizados en el proyecto.
www2.ing.puc.cl/~icm2312/apuntes/materiales/aceros/sabimet.html
Tipo %
Carbono
%
Mangane
so
Max.
%
Fosfor
o
Max.
%
Azufr
e
Max.
%
Silicio
Max.
%
Niquel
%
Crom
o
%
Molib
deno
304
H
0.04 a
0.01
2.00 0.04 0.03 0.75 8 a 10 18 a
20
316
L
0.03 2 0.045 0.03 1 10 a
14
16 a
18
2 a 3
1020 0.15 –
0.25
0.3 – 0.6 0.035 0.05 0,3–
0,5
0.2
max
3.3 PROCEDIMIENTO EN LA PREPARACIÓN DE LAS PROBETAS .
Las probetas utilizadas en este proyecto se les realizó una preparación cuidadosa
con el propósito de obtener unos datos confiables en las pruebas gravimetrícas.
Limpieza de las probetas según Norma ASTM G-1 34.
1. Cada muestra fue cortada a un tamaño de 9 mm x 9 mm x 3 mm, lijada con
papel de carburo de silicio de 600 (SiC) en todas las caras.
2. Las muestra son enjuagadas con agua destilada, desengrasada con
acetona ( 33COCHCH ) y secada bajo un flujo de aire caliente.
3. Los especimenes secos y limpios deben pesarse.
4. PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL
34 G 1 – 90 (Reapproved 1999), Standard Practice for Preparing, Cleaning, and
Evaluating
Corrosion Test Specimens.
4.1 CLASIFICACIÓN DE LAS PROBETAS.
Se clasificaron en 2 grupos las probetas; cada grupo contiene una probeta de
acero AISI SAE 316L, una probeta de acero AISI SAE 304H y una probeta de
acero 1020.
Se determina la temperatura constante que va a tener cada grupo así:
Grupo 1: Se trabajó a una temperatura de 700 ºC.
Grupo 2: Se trabajó a una temperatura de 750 ºC.
4.2 CALIBRACIÓN DEL HORNO MUFLA.
En el inicio del procedimiento experimental se configuró el Horno Mufla con una
incertidumbre de ± 2 ºC; con el propósito de encontrar el funcionamiento óptimo
del equipo para nuestro procedimiento experimental.
4.3 TRATAMIENTO TÉRMICO DE LAS PROBETAS.
Con anterioridad se curaron los crisoles a una temperatura constante de 80 ºC
durante 30 minutos.
Se describe el proceso experimental así:
1. Por facilidad de procedimiento y espacio dentro del horno, tomamos del
grupo 1 las probetas, y las dividimos en dos fases experimentales. En la
primera fase experimental ubicamos en el horno mufla 3 probetas de acero
AISI SAE 316L y 3 probetas de acero AISI SAE 304H.
2. Cerramos el horno mufla y aumentamos gradualmente la temperatura hasta
llegar a una temperatura de 700 ºC; mantenemos constante esta
temperatura durante 1 hora.
3. A la primera hora, retiramos una probeta de acero AISI SAE 316L y una
probeta de acero AISI SAE 304H; cerramos la puerta del horno y
continuamos con el proceso.
4. A la segunda hora retiramos las otras dos probetas, una probeta de acero
AISI SAE 316L y una probeta de acero AISI SAE 304H; cerramos la puerta
del horno y continuamos con el proceso. Realizamos el mismo proceso con
las últimas dos (2) probetas retirándolas del horno a las tres horas de estar
expuestas a la temperatura de 700 ºC.
5. De la primera fase quedan tres (3) probetas de acero al carbono 1020 se
Realiza la exposición de temperatura en el horno; se va a realizar el mismo
procedimiento estipulado en e l punto 1, 2, 3 y 4; la temperatura de exposición
va a ser de 700 ºC durante un tiempo de exposición de tres (3) horas.
6. Para las probetas de la fase 2 aplicamos el mismo procedimiento experimental
de los puntos 1, 2, 3, 4, 5; y la temperatura de exposición va a ser de 750 ºC
constante, durante un tiempo de 3 horas.
4.4 LIMPIEZA DE LAS PROBETAS DESPUÉS DEL ENSAYO
Al terminar en ensayo de la exposición de las probetas a las temperaturas ya
establecidas se sigue el siguiente procedimiento de limpieza:
1. Se les pasa un cepillo de alambre suavemente por la superficie, quitando la
capa corrosiva que se forma en la superficie del acero.
2. Se aplica sustancia ácida para limpiar la capa corrosiva de la superficie de la
probeta según norma ASTM-G1. Las muestras se limpian con agua destilada y
químicos de alta calidad de reactivos; en la prueba se utilizó el compuesto
para Stailess Steels: 100 mL nitric acid 3HNO , sp gr 1.42 - Reagent water to
make 1000 Ml.
3. Las muestras se pasan por un flujo de aire caliente; posteriormente se pesan
nuevamente las muestras, anotando los resultados.
4.5 CONVERSIÓN DE DATOS.
Para trabajar con mayor facilidad en la fase experimental, se le dio una
designación de valores en letras a las probetas.
La designación se realizó de la siguiente manera:
• Grupo 1. Para una temperatura de 700 ºC
Probeta 1, acero carbono 1020 = A1
Probeta 2, acero carbono 1020 = A2
Probeta 3, acero carbono 1020 = A3
Probeta 1, acero 304H = B1
Probeta 2, acero 304H = B2
Probeta 3, acero 304H = B3
Probeta 1, acero 316L = C1
Probeta 2, acero 316L = C2
Probeta 3, acero 316L = C3
• Grupo 2. Para una temperatura de 750 ºC
Probeta 1, acero carbono 1020 = A4
Probeta 2, acero carbono 1020 = A5
Probeta 3, acero carbono 1020 = A6
Probeta 1, acero 304H = B4
Probeta 2, acero 304H = B5
Probeta 3, acero 304H = B6
Probeta 1, acero 316L = C4
Probeta 2, acero 316L = C5
Probeta 3, acero 316L = C6
5. RECOLECCIÓN DE DATOS
5.1 VELOCIDAD DE CORROSIÓN.
Para determinar que espécimen tiene mayor resistencia a la corrosión, se tomó
como punto de partida la velocidad de corrosión para cada acero, utilizando el
análisis gravimétrico; este tipo de comportamientos se pueden observar en las
figuras 1 y 2; donde se representan la velocidad de corrosión versus tiempo de
exposición.
La información de ganancia de pesos se encuentran el anexo A. En el anexo B se
presentan algunas fotografías tomadas dentro de la fase experimental.
5.2 GRÁFICAS DE LA VELOCIDAD DE CORROSIÓN.
Figura 1 . Velocidad de corrosión en los aceros AISI SAE 304H, AISI SAE 316 L
y acero al carbono 1020; a una temperatura constante de 700 ºC
-20000
0
20000
40000
60000
80000
100000
120000
140000
160000
180000
0 0,5 1 1,5 2 2,5 3 3,5
TIEMPO (hrs)
VE
LOC
IDA
D D
E C
OR
RO
SIO
N (
mpy
)
ACERO 1020
ACERO 304H
ACERO 316L
Figura 2 . Velocidad de corrosión en los aceros AISI SAE 304H, AISI SAE 316 L
y acero al carbono 1020; a una temperatura constante de 750 ºC.
-50000
0
50000
100000
150000
200000
250000
300000
350000
0 0,5 1 1,5 2 2,5 3 3,5
TIEMPO (hrs)
VE
LOC
IDA
D D
E C
OR
RO
SIO
N (
mpy
)
ACERO 1020
ACERO 304H
ACERO 316L
Estas gráficas proporcionan la tendencia que tiene cada uno de los aceros que se
sometieron a temperaturas constantes de 700 ºC y 750 ºC; se observa que los
aceros al exponerlos a estas temperaturas a tiempos determinados, generan un
comportamiento en las velocidades de corrosión.
Al exponer los aceros durante una (1) hora a temperatura constante, la velocidad
de corrosión es máxima; al pasar la hora de exposición la velocidad de corrosión
disminuye tendiendo a estabilizarse.
A mayor temperatura durante un tiempo de exposición determinado la velocidad
de corrosión aumenta, por lo que se determina que la velocidad de corrosión es
directamente proporcional al aumento de temperatura y tiempo de exposición.
En la tabla 1 y 2; se puede observar los valores de la velocidad de corrosión a
diferentes temperaturas.
Tabla 2 . Valores de la velocidad de corrosión para los aceros AISI SAE 304H,
AISI SAE 316L y acero al carbono 1020; para una temperatura de
exposición constante de 700 ºC.
T = 700 C
PERDIDA DE PESO DENSIDAD AREA
Constant ( K) in Corrosion Velocidad de Corrosión PERDIDA DEL
(g) ALEACION (cm^2) Rate Equation (mpy) METAL
(g/cm^3) (milímetros)
A.1 0,3018 7,86 0,81 3,45x 10^6 163542,5502 0,474036377
A.2 0,3832 7,86 0,81 3,45x 10^6 103826,2181 0,601891119
A.3 0,237 7,86 0,81 3,45x 10^6 42809,34879 0,372255207
B.1 0,0112 7,94 0,81 3,45x 10^6 6008,023136 0,01741456
B.2 0,0251 7,94 0,81 3,45x 10^6 6732,204497 0,039027272
B.3 0,0431 7,94 0,81 3,45x 10^6 7706,720154 0,067014958
C.1 0,0217 7,98 0,81 1.00 x 10^4 x D 11582,19623 0,033571583
C.2 0,0378 7,98 0,81 1.00 x 10^4 x D 10087,7193 0,058479532
C.3 0,0574 7,98 0,81 1.00 x 10^4 x D 10212,25904 0,088802253
Tabla 3 . Valores de la velocidad de corrosión para los aceros AISI SAE 304H,
AISI SAE 316L y acero al carbono 1020; para una temperatura de
750 ºC.
T = 750 C
PERDIDA DE PESO DENSIDAD AREA
Constant (K) in Corrosion Velocidad de Corrosión PERDIDA DEL
(g) ALEACION (cm^2) Rate Equation (mpy) METAL
(g/cm^3) (milímetros)
A.4 0,5272 7,86 0,81 3,45x 10^6 285684,6669 0,828071498
A.5 0,6058 7,86 0,81 3,45x 10^6 164138,6297 0,951528288
A.6 0,5761 7,86 0,81 3,45x 10^6 104061,0373 0,904878585
B.4 0,0648 7,94 0,81 3,45x 10^6 34760,70529 0,100755668
B.5 0,0952 7,94 0,81 3,45x 10^6 25534,09833 0,148023758
B.6 0,1035 7,94 0,81 3,45x 10^6 18506,85698 0,160929191
C.4 0,0998 7,98 0,81 1.00 x 10^4 x D 53267,42783 0,154398342
C.5 0,1643 7,98 0,81 1.00 x 10^4 x D 43846,88573 0,254184845
C.6 0,2313 7,98 0,81 1.00 x 10^4 x D 41151,48984 0,357839042
De los siguientes resultados, se observa que los aceros AISI SAE 304H y AISI
SAE 316L son los más resistentes según la velocidad de la corrosión encontrada
bajo las condiciones establecidas, a temperaturas de 700°C y 750°C durante un
tiempo de 3 horas.
Se observa el comportamiento parabólico durante las 3 horas de exposición de
los aceros, debido quizá a la formación de una capa superficial compacta 32OCr
que disminuye su velocidad de desgaste por corrosión, la cual es controlada por el
transporte de iones en la capa de óxido y no por la difusión de oxidantes en el
fundido; El acero que tuvo un mayor arco parabólico fue el acero al carbono 1020.
Se puede contemplar que a mayor temperatura, es mayor el incremento en la
velocidad de corrosión. Pero a mayor tiempo de exposición la velocidad de
corrosión tiende a estabilizarse de un valor máximo a un valor mínimo constante.
En la tabla 1 y 2 se presentan los resultados de la velocidad de corrosión de los
aceros de estudio. En ellas se mide el potencial de la velocidad corrosiva
generado por un depósito de sal; esta última fue medida por pruebas gravimétricas
que experimentó el material después de extraer los productos de oxidación-
corrosión. La influencia de la temperatura sobre la corrosión por depósitos de
ceniza cuya oxidación (oxidación entre V/Na y el contenido de azufre) varía en un
amplio rango, queda de manifiesto en las figuras 1 y 2; hasta 750 ºC la intensidad
del ataque corrosivo de un deposito de sales fundidas se incrementa con la
temperatura, ya que depende del efecto de la temperatura sobre la oxidación de la
aleación.
6. CONCLUSIONES
� La técnica gravimétrica, es una buena herramienta para determinar y
evaluar la velocidad de corrosión para algunos materiales que están
expuestos ante un ambiente corrosivo de sales fundidas a altas
temperaturas.
� Al no tener los implementos de laboratorio adecuado para la limpieza de las
piezas se pueden ocasionar variaciones de los valores de la velocidad de
corrosión generando márgenes de error considerables.
� El acero 304H es el más resistente a un ambiente corrosivo de sales
fundidas a altas temperaturas, según la velocidad de corrosión dada por las
pruebas gravimetrícas. Este resultado es generado por la conformación de
una capa superficial compacta 32OCr que disminuye su velocidad de
desgaste por corrosión, la cual es controlada por el transporte de iones en
la capa de óxido y no por la difusión de oxidantes en el fundido,
ocasionando una menor velocidad de corrosión.
� El acero al carbono 1020 es el acero menos resistente a un ambiente
corrosivo de sales fundidas a altas temperaturas, según la tendencia dada
por pruebas gravimétricas. Este resultado es por la alta velocidad corrosiva
que sufre el material perdiendo gran cantidad de material de la superficie.
� A mayor temperatura en un medio de ambiente corrosivo de sales fundidas
para los aceros de estudio, hay una mayor velocidad de corrosión,
deteriorando la resistencia de los materiales.
� De la gráfica Velocidad de corrosión Vs. Tiempo de exposición; se puede
observar que las curvas para cada material tienen un comportamiento
parabólico con una tendencia a estabilizarse en determinado valor.
7. RECOMENDACIONES
� Se recomienda que en futuros trabajos en pruebas gravimétricas se amplíe el
tiempo de exposición de los aceros, con el propósito de obtener unos
resultados más detallados.
8. REFERENCIAS BIBLIOGRÁFICAS
3. Paul, I.. D. y Seeley, RR. (1990). Oil Ash Corrosión – A Review of Utility
Boiler Experience, Corrosión-90, Pp 267/1-267/15. Las Vegas Nevada,
EUA.
4. Wong-Moreno A., Marchán, Salgado R.I y Martinez, L., (1995). Molten Salt
Corrosión of heat resisting alloys. Corrosión-95, Pp 465/1-465/16, EUA.
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9. ANEXOS
FOTOS TOMADAS A LOS ACEROS QUE FUERON UTILIZADOS EN LAS
PRUEBAS GRAVIMETRÍCAS.
Foto 1 . Aceros 1020 expuesto a temperatura de 700 ºC y 750 ºC durante 1 hora
de exposición.
Foto 2 . Aceros 1020 expuesto a temperatura de 700 ºC y 750 ºC durante 2 horas
de Exposición.
Foto 3 . Aceros 1020 expuesto a temperatura de 700 ºC 3 horas de exposición.
Foto 4 . Aceros 304H expuesto a temperatura de 700 ºC y 750 ºC durante 1
hora de Exposición.
Foto 5 . Aceros 304H expuesto a temperatura de 700 ºC y 750 ºC durante 2
horas de Exposición.
Foto 6 . Aceros 304H expuesto a temperatura de 700 ºC y 750 ºC durante 3
horas de Exposición.
Foto 7 . Aceros 316L expuesto a temperatura de 700 ºC y 750 ºC durante 1
hora de Exposición.
Foto 8 . Aceros 316L expuesto a temperatura de 750 ºC durante 2 horas de
Exposición.
Foto 9 . Foto del agente corrosivo que se va a utilizar el mezcla compuesta de
80% V2O5 (Pentóxido de Vanadio) y 20% Na2SO4 (Sulfato de sodio.
Foto 10 . Foto después del decapado realizado a las piezas.