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1 CORPORACIÓN MEXICANA DE INVESTIGACIÓN EN MATERIALES DIVISIÓN DE ESTUDIOS DE POSGRADO EVALUACIÓN MICROESTRUCTURAL DEL AGRIETAMIENTO POR HIDRÓGENO EN UNIONES SOLDADAS POR SAW DE ACERO MICROALEADO X-70 PARA CONDUCCIÓN DE GAS AMARGO. POR DIANA CAROLINA ROMO MENDOZA MONOGRAFÍA EN OPCIÓN COMO ESPECIALISTA EN TECNOLOGÍA DE LA SOLDADURA INDUSTRIAL SALTILLO, COAHUILA DICIEMBRE 2015
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CORPORACIÓN MEXICANA DE INVESTIGACIÓN EN MATERIALES
DIVISIÓN DE ESTUDIOS DE POSGRADO
EVALUACIÓN MICROESTRUCTURAL DEL AGRIETAMIENTO POR HIDRÓGENO EN UNIONES SOLDADAS POR SAW DE ACERO MICROALEADO X-70 PARA CONDUCCIÓN DE GAS AMARGO.
POR
DIANA CAROLINA ROMO MENDOZA
MONOGRAFÍA
EN OPCIÓN COMO ESPECIALISTA EN TECNOLOGÍA DE LA SOLDADURA INDUSTRIAL
SALTILLO, COAHUILA DICIEMBRE 2015
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CORPORACIÓN MEXICANA DE INVESTIGACIÓN EN MATERIALES
DIVISIÓN DE ESTUDIOS DE POSGRADO
EVALUACIÓN MICROESTRUCTURAL DEL AGRIETAMIENTO POR HIDRÓGENO EN UNIONES SOLDADAS POR SAW DE ACERO MICROALEADO X-70 PARA CONDUCCIÓN DE GAS AMARGO.
POR
DIANA CAROLINA ROMO MENDOZA
MONOGRAFÍA
EN OPCIÓN COMO ESPECIALISTA EN TECNOLOGÍA DE LA SOLDADURA INDUSTRIAL
SALTILLO, COAHUILA DICIEMBRE/2015
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DEDICATORIA
El trabajo monográfico va principalmente dedicado a Dios por darme las
fuerzas suficientes de seguir adelante y ponerme siempre en el camino correcto
a pesar de que algunas veces me he negado a aceptar lo que me está dando, y
sobre todo por iluminar siempre mi camino cuando siento que no hay salida, sin
mi fe hacia él no sería lo que soy y mucho menos aprendería lo que ahora se.
A mi padre quien fue el que me empujo a estudiar esta especialidad, que
gracias a su inmenso apoyo, consejos y regaños este estudio no hubiera sido
posible. A él que siempre me ha empujado para ir por más y quien me inspira
para superarme como persona profesional, a él le debo todo lo que ahora soy, y
le pido a Dios poderle regresar tan solo un poco de lo mucho que me ha dado.
A mi madre a quien me ha enseñado que a pesar de lo mal que pueda llegar
a estar siempre hay que tener una sonrisa puesta, y quien siempre está
apoyándome en todo, por ese gran amor hacia mí, gracias.
A ellos dos que son mi principal motor en la vida, quienes amo con todo mi
corazón y a los cuales nunca terminare de pagarles todo lo que me han dado.
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AGRADECIMIENTOS
Uno de los principales lugares en donde fue realizado este trabajo
monográfico fue en Corporación Mexicana de Investigación en Materiales
(COMIMSA), gracias a sus instalaciones y laboratorio porque sin ellas trabajo
no hubiera sido posible.
Consejo Nacional de Ciencia y Tecnología (CONACYT), en el cual gracias a
su apoyo que brinda a todas esas personas a las cuales estén interesadas en
un estudio de posgrado,
A mi tutor el doctor Eduardo Hurtado Delgado, por su apoyo en el trabajo
monográfico, sus explicaciones, revisiones, correcciones y sobre todo por sus
ideas para resolver los problemas que se presentaron en el desarrollo de la
monografía.
A mis profesores, asesores y sinodales, por todos sus conocimientos
aportados en el trascurso de este año.
A mis compañeros y amigos en el posgrado de COMIMSA, los cuales
hicieron este camino ameno, con los cuales compartí momentos muy
agradables y algunas veces no tanto, gracias.
Y finalmente a mi padre José Luis Romo López y a mi madre Gloria
Mendoza Cabrera que gracias a ellos esto no hubiera sido posible, faltarían
palabras para agradecerles por todo lo que han hecho por mí.
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ÍNDICE SÍNTESIS ......................................................................................................... 10
CAPÍTULO 1. INTRODUCCIÓN ....................................................................... 11
1.1 Antecedentes .......................................................................................... 11
1.2 Objetivos ................................................................................................. 13
1.2.1 Objetivo general ................................................................................... 13
1.2.2 Objetivos específicos............................................................................ 13
1.3 Justificación ............................................................................................. 14
1.4 Planteamiento del problema .................................................................... 14
1.5 Aportación tecnológica ............................................................................ 14
CAPÍTULO 2. MARCO TEÓRICO .................................................................... 15
2.1 Acero de baja aleación alta resistencia (HSLA) ...................................... 15
2.1.1 Aceros API 5L ...................................................................................... 19
2.1.2 Especificación API ................................................................................ 19
2.1.3 Composición típica del acero ............................................................... 22
2.1.3.1 Desgasificación del contenido de hidrógeno ......................................... 23
2.2 Fabricación de la línea de conducción .................................................... 25
2.2.1 Soldadura por arco sumergido (SAW) ..................................................... 25
2.2.1.1 Principios del funcionamiento ............................................................... 26
2.2.1.2 Equipo ................................................................................................... 28
2.2.1.3 Materiales ............................................................................................. 29
2.2.1.4 Metales base ......................................................................................... 29
2.2.1.5 Electrodos ............................................................................................. 30
8
2.2.1.6 Fundentes ............................................................................................. 30
2.2.2 Soldabilidad .......................................................................................... 31
2.2.3 Soldadura para aceros de baja aleación de alta resistencia mecánica
................................................................................................................... 31
2.2.4 Aplicaciones generales del proceso.................................................. 32
2.2.5 Variables de operación ..................................................................... 33
2.2.6 Calidad de la soldadura .................................................................... 33
2.2.7 Tipos de soldaduras.......................................................................... 34
2.3 Agrietamiento inducido por hidrógeno (HIC) ........................................... 34
2.3.1 Daño por hidrógeno .......................................................................... 34
2.3.1.1 Agrietamiento en frío en soldaduras en aceros HSLA .......................... 37
2.3.2 Tipos de ataque por hidrógeno ......................................................... 37
a) Ataque por hidrógeno a baja temperatura ............................................. 37
b) Ataque por hidrógeno a altas temperaturas ........................................... 41
2.3.5 Generación de hidrógeno ................................................................. 42
2.3.6 Localización del hidrógeno en el acero ............................................. 43
2.3.7 Difusión del hidrógeno en el acero ................................................... 44
2.3.8 El efecto del sulfuro de hidrógeno .................................................... 48
2.3.9 Influencia de los defectos microestructurales que provocan el daño
por hidrógeno ............................................................................................. 48
CAPÍTULO 4. CASO DE ESTUDIO .................................................................. 60
4.1 Metodología ............................................................................................. 60
4.2 Material: API 5L X-70 .............................................................................. 61
4.3 Maquinado del material ........................................................................... 62
4.4 Cupones de soldadura ............................................................................ 62
9
4.5 Proceso de soldadura de arco sumergido (SAW) ................................... 63
4.6 Probetas para agrietamiento por hidrógeno ............................................ 66
4.7 Prueba de agrietamiento inducido por hidrógeno. ................................... 69
4.8 Caracterización ....................................................................................... 73
CAPÍTULO 5. ANALISIS Y RESULTADOS ...................................................... 74
5.1 Resultados de microscopia óptica del metal base y soldadura. .............. 74
5.2 Resultados de pruebas de HIC ............................................................... 75
5.3 Microscopía electrónica de barrido. ......................................................... 79
CAPÍTULO 6. CONCLUSIONES ...................................................................... 82
3. BIBLIOGRAFÍA ............................................................................................. 84
10
SÍNTESIS
Una de las grandes problemáticas en la fabricación de ductos es la
formación de grietas, las cuales son producidas por la presencia del hidrógeno
en donde uno de sus promotores principales es el H₂S, cuando llega a
descomponerse provoca que se formen átomos de hidrógeno los cuales entran
al material, estos átomos de hidrógeno llegan a formar una molécula la cual
provoca una presión interna en el material y lleva al agrietamiento, y
posteriormente a una fractura del material.
En el presente trabajo monográfico se realizó un estudio en probetas de
acero API X-70 soldadas por medio de un proceso SAW las cuales se
sometieron a un esfuerzo y fueron expuestas a ambientes corrosivos por medio
de una prueba llamada agrietamiento por corrosión bajo esfuerzos en un
ambiente de sulfuro (SSC, por sus siglas en ingles) para provocar la presencia
de grietas y estudiarlas, realizando un análisis por medio de microscopia óptica
y electrónica de barrido, para poder determinar los promotores de nucleación y
crecimiento de grieta.
11
CAPÍTULO 1. INTRODUCCIÓN
1.1 Antecedentes
Desde la primera aplicación del acero en estructuras en el siglo XIX el
aumento del uso de los metales para la construcción ha estado cercanamente
vinculado al desarrollo de propiedades del material y sus métodos de
producción. Con ello se han logrado significativos avances en resistencia,
economía, versatilidad de diseño, fabricación y técnicas de instalación (1).
La demanda mundial se ha incrementado para la transportación de petróleo
y gas, debido a la construcción de líneas que puedan resistir alta presión y
obtener una transportación eficiente (2).
Los aceros de alta resistencia y baja aleación (HSLA, en sus siglas en
inglés), o aceros microaleados, son diseñados para proveer mejores
propiedades mecánicas y/o más grado de resistencia a la corrosión que los
aceros convencionales. Estos aceros no son considerados comúnmente como
aceros aleados porque son diseñados para satisfacer propiedades mecánicas
antes que una composición química. La composición química de un acero
12
específico de HSLA puede variar para diferentes espesores del producto para
satisfacer las propiedades mecánicas requeridas (3).
Dentro de la industria petrolera la utilización de aceros microaleados es muy
demandante para la conducción de sustancias químicas, tal como el petróleo o
gas, y algunas veces para sistema de inyección de agua.
La limitación particular del acero está relacionada al producto que puede ser
transportado en las líneas de conducción construidas con esté acero. El
problema más severo en el servicio de las líneas de conducción es el tipo de
material y la corrosión (4).
El acero por consecuencia se encuentra en constante contacto con
compuestos de hidrógeno, o medios que lo aportan, en estas condiciones son
más probables a sufrir los efectos del hidrógeno que los componentes que son
expuestos a este medio por un periodo de tiempo corto.
Desde hace varios años se han reportado una gran cantidad de fallas de
aceros que están en contacto con el hidrógeno en el norte de América,
provocando daños graves. Entre ellos el cambio de tuberías las cuales llevan
altos costos económicos o hasta el riesgo de explosiones que pueden llevar a la
pérdida de vidas humanas (5).
El aumento del hidrógeno en el acero se crea a partir del contacto con el H2S
(el cual se descompone en hidrógeno atómico), provocando que el acero llegue
a obtener fracturas, en el pasado se han reportado una gran cantidad de
componentes fracturados (4).
El H2 dentro del acero, se encuentra por lo general en defectos tales como:
límites de grano, vacancias, dislocaciones, entre otros. Sin embargo, la
susceptibilidad a la corrosión inducida por hidrógeno (HIC, por sus siglas en
inglés) se relaciona particularmente con la composición del acero, prácticas de
desoxidación e historia del proceso, ya que estos parámetros afectan la
13
morfología de las inclusiones metálicas y los materiales habilitan el acomodo
del hidrógeno (6).
1.2 Objetivos
1.2.1 Objetivo general
Compilar, organizar y analizar la información bibliográfica relacionada con
las causas y mecanismos de la fractura producida por agrietamiento por
hidrógeno en uniones soldadas por SAW en aceros microaleados.
1.2.2 Objetivos específicos
● Documentación del efecto y mecanismo de absorción del hidrógeno de una
unión soldada de acero microaleado, durante su uso.
● Documentación de la presencia de hidrógeno durante la fabricación de los
aceros microaleados.
● Identificación del proceso de soldadura más empleado en la fabricación de
gasoductos y su impacto en la absorción de hidrógeno.
● Realizar un caso de estudio para el análisis microestructural del agrietamiento
inducido por hidrógeno en una unión de soldadura por SAW de acero
microaleado X-70.
14
1.3 Justificación
La importancia de la realización de este trabajo monográfico es proporcionar
y comprender información relacionada con el efecto del agrietamiento inducido
por hidrógeno en uniones de soldadura en un acero microaleado X-70. El cual
es altamente dañino, llegando a provocar la fractura del material. El daño por
hidrógeno está ligado a que este elemento genera una presión interna que
supera la cedencia del material, ocasionando pérdidas tanto económicas como
humanas.
1.4 Planteamiento del problema
En la industria petrolera se requiere de aceros microaleados para la creación
de tubos que cumplan con ciertas especificaciones, debido a que suelen estar
en contacto con sustancias que provocan la acumulación de hidrógeno. Una de
las especificaciones más importantes en la microestructura del material debido
a que esta influye para que el hidrógeno quede atrapado en el material. Por lo
tanto, es preciso tener un control adecuado del contenido de esté, durante la
fabricación de tubos.
1.5 Aportación tecnológica
Integración de un documento de consulta que describa la evaluación de los
cambios microestructurales en la etapa inicial de la formación de las grietas
producidas por hidrógeno en aceros con soldadura por arco sumergido.
15
CAPÍTULO 2. MARCO TEÓRICO
2.1 Acero de baja aleación alta resistencia (HSLA)
Los aceros de baja aleación de alta resistencia conocidos como HSLA, o
aceros microaleados, son diseñados para proveer mejores propiedades
mecánicas que un acero convencional y son más resistencia en una atmósfera
corrosiva. Los HSLA no son considerados como un acero aleado porque son
diseñados para obtener propiedades mecánicas específicas, pudiendo variar la
composición química (aceros HSLA tienen resistencias de más que 275-550
MPa, ó 40-80 Ksi). La composición química de un acero HSLA podría variar
para diferentes productos así como las propiedades mecánicas requeridas pero
se caracterizan porque tienen bajo contenido de carbono (0.05 a 0.25%C) para
producir una adecuada formabilidad y soldabilidad, y tienen manganeso arriba
del 2%. También se emplean combinaciones en pequeñas cantidades de
diversos elementos como lo son cromo, níquel, molibdeno, cobre, nitrógeno,
vanadio, niobio, titanio y zirconio.
El niobio (Nb), vanadio (V), y titanio (Ti) son formadores de carburos y
nitruros. Partículas finas de carburos o nitruros en estos metales tienden a
obstaculizar el movimiento de los límites de grano, así reduce el tamaño de
grano para hacer que el crecimiento de grano sea más difícil. La reducción en el
16
tamaño de grano en aceros HSLA incrementa su resistencia y tenacidad al
mismo tiempo. Entre los carburos y nitruros de Nb, V y Ti, el nitruro de titanio
(TiN) es más estable; llevándolo a tener la más pequeña tendencia de
descomponerse y disolverse a altas temperaturas. Esto hace que sea más
eficaz para limitar la magnitud de crecimiento de grano en la soldadura (7).
Los aceros HSLA son comúnmente procesados en condiciones de laminado
convencional. Los aceros también pueden ser fabricados con el proceso de
laminación controlada, normalizados o con endurecimiento por precipitación,
según el requerimiento de las propiedades. Algunas de las principales
aplicaciones de los aceros HSLA son tubos de conducción de gas o petróleo,
barcos, automóviles, estructuras marítimas, equipos de maquinaria pesada, y
tanques de presión (3).
Los aceros HSLA se dividen en seis categorías (3):
- Aceros resistentes a la intemperie (weathering), contienen una
cantidad de elementos aleantes como cobre y fósforo para mejorar la
resistencia a la corrosión atmosférica y fortalecimiento por solución
sólida.
- Aceros microaleados ferrítico-perlíticos, los cuales contienen, muy
pequeñas adiciones (generalmente menos que 0.10%) de elementos
formadores de carburos o carbonitruros como niobio, vanadio, y titanio
para el endurecimiento por precipitación, refinamiento de grano y posible
control de la temperatura de transformación.
- Aceros perlíticos en su condición de laminado, los cuales pueden
incluir aceros carbono-manganeso que podrían tener pequeñas
adiciones de otros elementos aleantes para aumentar la resistencia,
tenacidad, formabilidad, y soldabilidad.
- Aceros de ferrita acicular, los cuales son aceros de bajo contenido de
carbono con una excelente combinación de esfuerzos de cedencia,
soldabilidad, formabilidad, y buena tenacidad.
17
- Aceros doble fase, los cuales tienen una microestructura de martensita
dispersa en una matriz de ferrita y promueve una buena combinación
deductilidad y alta resistencia a la tensión.
- Aceros con inclusiones de forma controlada, lo cual proporciona
mejor ductilidad y tenacidad a través del espesor por la pequeña adición
de calcio, zirconio, titanio o elementos de tierras raras de tal manera que
la forma de las inclusiones de sulfuro son cambiadas, dispersadas,
formando glóbulos esféricos.
- Aceros resistentes a la fractura inducida por hidrógeno, con bajo
contenido de carbono y azufre, inclusión y segregación de manganeso
controlada, además de contenidos de cobre mayores de 0.26%.
Estas siete categorías no son necesariamente de un grupo distinto, los
aceros HSLA puede tener características de más de un grupo (3).
Los aceros de alta resistencia baja aleación tienen una clasificación de grado
de acuerdo a la Sociedad de Ingenieros Automotrices (SAE, por sus siglas en
ingles), los cuales son identificados en una nomenclatura de 6 dígitos que
describen el nivel de resistencia, composición química general, nivel de carbono
y desoxidación o control de inclusión de sulfuros (8).
Los grados de HSLA se describen a continuación (8):
- Primero, segundo y tercer carácter. Mínimo esfuerzo de cedencia
expresado en miles de libras por pulgada cuadrada (ksi): 35, 40, 45, 50,
50, 70 y 80 expresados como 035, 040, 045, 050, 060, 070, y 080
respectivamente.
- Cuarto carácter. Composición química general:
• Tipo X: los aceros HSLA son aleados con elementos formadores de
carburos y nitruros, entre ellos se encuentra el Nb, Ti y V,
(0.005% min. Cada uno), los cuales se utilizan con C
(0.13% máx.), Mn y P (0.06%) para lograr la mínima
resistencia a la cedencia especificada y S (0.015% máx.).
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La diferencia entre la resistencia a la tensión y la mínima
resistencia a la cedencia especificada debe ser de 70 MPa.
•Tipo Y: igual que el tipo X, nada más que la diferencia entre la
resistencia a la tensión y la mínima resistencia a la cedencia especificada
cambia a 100 Mpa (15 Ksi).
• Tipo Z: con el mismo significado de X pero con 20 Ksi (140 Mpa) de
diferencia entre la especificación mínima de cedencia y la resistencia a la
tensión.
- Quinto carácter. Nivel general de carbono.
• H: Máximo nivel de carbono 0.23%
• L: Máximo nivel de carbono 0.13%
- Sexto carácter. Práctica de desoxidación o de control de inclusión de
sulfuros (Calmado o reposado):
• K: Calmado con práctica de grano fino
• F: Calmado con práctica de grano fino y control de inclusiones de
sulfuros.
Algunas clasificaciones de los aceros HSLA, se incorporan con
frecuencia a construcciones soldadas y esto generalmente significa que
la composición química debe ser restringida para minimizar el riesgo del
agrietamiento inducido por hidrógeno después de la soldadura. La
restricción química por lo general significa que el acero será del tipo
carbono-manganeso con una pequeña adicción de niobio o vanadio para
asegurar tanto el refinamiento de grano y endurecimiento por
precipitación (9).
19
2.1.1 Aceros API 5L
El uso de este tipo de aceros se aplica para tuberías submarinas, tuberías
de alta presión y ductos de alta resistencia. Los aceros para tubos se pueden
dividir en cuatro grupos como se observa en la Tabla 2. 1 (10).
Tabla 2. 1 Clasificación API 5L tubería de conducción (10).
2.1.2 Especificación API
API se refiere al Instituto Americano del Petróleo (API por sus siglas en
inglés). El acero que se utiliza en la industria petrolera es clasificado de acuerdo
a la norma API, la cual se basa en aplicación y resistencia mecánica (10), en la
Tabla 2. 2 se muestra la clasificación de API y sus usos (3).
Tabla 2. 2 Clasificación API 5L tubería de conduccion y sus aplicaciones
(3).
API 5L identifica el grado de acero por el esfuerzo de cedencia como X42 -
X80, donde el número se refiere a la clasificación de la resistencia que va de 42
Categoría Producto
2B Especificación para fabricación de acero estructural y líneas
5CT Especificación para revestimientos y tubos
5D Especificación para tubería de perforación
5L Especificación de conductos
Especificación API
20
Ksi o 52,000 Psi, o en unidades métricas, 289 (Mpa), donde 145.04 psi es 1Mpa
en la Tabla 2. 3 muestra las propiedades mecánicas del material.
Aunque la especificación API 5L surgió en 1920, esto se convirtió en la
referencia internacional básica cerca de 1948. Al mismo tiempo, el grado de
resistencia más alto fue X42. El estándar ISO ahora incluye grados más arriba
hasta X80 (4).
Los grados X cubiertos por la norma API 5L son X42, X46, X52, X56, X60,
X65, X70 y X80, y algunos grados intermedios. Los tubos utilizados en líneas de
producción se fabrican de acuerdo a la norma API (10).
Tabla 2. 3 Propiedades mecánicas de los aceros API (4).
Una de las funciones más importantes de la especificación API 5L es la
clasificación de dimensiones y tolerancias de la unión de la tubería, incluyendo
dimensiones estándar, espesor, longitud de unión, ovalamiento y la rectitud.
Los materiales de fabricación de las estructuras en ambientes marinos son
los aceros API 5L. Estos aceros son microaleados, resistentes a la corrosión,
empleados en la industria petrolera en ambientes marinos y secos.
Relación
lb/in² Mpa lb/in² Mpa YS/TS
A25 25,000 172 45,000 310 0.556
A 30,000 207 48,000 331 0.625
B 35,000 241 60,000 413 0.583
X42 42,000 289 60,000 413 0.7
X46 46,000 317 63,000 434 0.73
X52 52,000 358 66,000 455 0.788
X56 56,000 386 71,000 489 0.789
X60 60,000 413 75,000 517 0.8
X65 65,000 448 77,000 530 0.844
X70 70,000 482 82,000 565 0.854
X80 80,000 551 90,000 620 0.889
Grado
Resistencia mínima a
la cedencia
Resistencia mínima
a la tracción
21
Un aumento en la cantidad de ácido sulfhídrico disminuye notablemente la
vida en servicio de las tuberías de conducción. El daño por hidrógeno derivado
de la corrosión en soluciones acuosas de ácido sulfhídrico se incrementa por la
presencia del ZAC (zona afectada por el calor) esto debido al tipo de proceso al
que fueron sometidos los materiales en etapa de formado.
La tubería se fabrica de acero microaleado con niobio, titanio, vanadio y bajo
carbono (menor del 0.1% peso), por medio del proceso de laminación
controlada termomecánicamente (TMCP, por sus siglas en inglés), resultando
una adecuada resistencia, tenacidad y soldabilidad debido al refinamiento de
grano y al endurecimiento, por precipitación de carbonitruros de Nb-Ti con
diferente tamaño y morfología, durante el laminado, enfriamiento y enrollado.
Con respecto a la práctica de aceración los desarrollos tecnológicos han
permitido la producción de aceros con elementos microaleantes controlados en
ppm, permitiendo una mejor respuesta cuando se someten a procesos
termomecánicos. Por ejemplo con contenidos de carbono (menor del 0.05% de
peso) se mejora la soldabilidad y se reduce el endurecimiento de la zona
afectada por el calor. Los bajos contenidos de azufre disminuyen la
susceptibilidad al agrietamiento por hidrógeno y los bajos contenidos de fósforo
reducen la tendencia al endurecimiento en regiones segregadas. El control de la
morfología de las inclusiones mejora la tenacidad y la degradación de tuberías
debido a la presencia de H2S (4).
22
2.1.3 Composición típica del acero
Los elementos aleantes se agregan para alterar las propiedades del acero
pero también tienen un impacto sobre el desarrollo de la corrosión.
La especificación API 5L permite un rango amplio de composición, indicando
únicamente el nivel máximo de elementos aleantes, en la Tabla 2. 4 se muestra
la composición química de los aceros API 5L. Esta tolerancia permite al acero
obtener una resistencia específica, tenacidad, y soldabilidad (4).
Tabla 2. 4 Composiciones químicas de un acero API 5L %e.p. (11).
C Mn S V Nb Ti
Max ͥ Max ͥ Min Max Max Max Max Max
L175 o A25 0.21 0.6 0.03 0.03
L175P o A25P 0.21 0.6 0.045 0.08 0.03
L210 o A 0.22 0.9 0.03 0.03
L245 o B 0.28 1.2 0.03 0.03 c,d c,d d
L290 o X42 0.28 1.3 0.03 0.03 d d d
L320 o X46 0.28 1.4 0.03 0.03 d d d
L360 o X52 0.28 1.4 0.03 0.03 d d d
L390 o X56 0.28 1.4 0.03 0.03 d d d
L415 o X60 0.28 ͤ 1.4 ͤ 0.03 0.03 f f f
L450 o X65 0.28 ͤ 1.4 ͤ 0.03 0.03 f f f
L485 o X70 0.28 ͤ 1.4 ͤ 0.03 0.03 f f f
L175 o A25 0.21 0.6 0.03 0.03
L175P o A25P 0.21 0.6 0.045 0.08 0.03
L210 o A 0.22 0.9 0.03 0.03
L245 o B 0.26 1.2 0.03 0.03 c,d c,d d
L290 o X42 0.26 1.3 0.03 0.03 d d d
L320 o X46 0.26 1.4 0.03 0.03 d d d
L360 o X52 0.26 1.4 0.03 0.03 d d d
L390 o X56 0.26 1.4 0.03 0.03 d d d
L415 o X60 0.26 ͤ 1.40 ͤ 0.03 0.03 f f f
L450 o X65 0.26 ͤ 1.45 ͤ 0.03 0.03 f f f
L485 o X70 0.26 ͤ 1.65 ͤ 0.03 0.03 f f f
Grado de
acero
P
FORMACIÓN DE TUBO SIN COSTURA
FORMACIÓN DE TUBOS POR SOLDADURA
23
c: al menos que se acuerde de otra manera, Nb + V ≤ 0.06%
d: Nb + V + Ti ≤ 0.15%
e: al menos que se acuerde de otra manera
f: al menos que se acuerde de otra manera , Nb + V + Ti ≤ 0.15%
i: para cada reducción de 0.01%C, por debajo de la concentración máxima
prevista para el carbono, un aumento del 0.05% por encima de la concentración
máxima especificada por Mn es permisible, hasta un máximo de 1.65% para los
grados ≥L245 o B, pero ≤ L360 o X52, hasta un máximo de un 1.75% para los
grados ˃L360 o X52, pero ˂L485 o X75; y hasta un máximo de 2.00% para el
grado L485 o X70.
2.1.3.1 Desgasificación del contenido de hidrógeno
Para prevenir el agrietamiento inducido por hidrógeno en la colada o durante
la fundición, el acero líquido es desgasificado en vacío para bajar el contenido
de hidrógeno a 2 ppm o menos.
Los equipos para lograr un bajo contenido de hidrógeno son más caros, por lo
tanto algunas empresas no cumplen con la especificación requerida (12).
En la Figura 2. 1 se muestra una imagen de un proceso de desgasificado al
vacío (13).
24
Figura 2. 1 Representación de un proceso de desgasificación durante un
proceso de fundición (13).
25
2.2 Fabricación de la línea de conducción
Los tubos fabricados para la industria del petróleo y gas, son fabricados por
medio de algunos de los siguientes métodos: sin costura, soldadura longitudinal
por soldadura de resistencia eléctrica, soldadura helicoidal o espiral y soldadura
longitudinal utilizando soldadura por arco sumergido (4).
2.2.1 Soldadura por arco sumergido (SAW)
La soldadura por arco sumergido (Submerged arc welding o SAW por sus
siglas en inglés) produce la coalescencia de metales calentándolos con un arco
entre un electrodo de metal desnudo y el metal base. El arco y el metal fundido
están “sumergidos” en un manto de fundente granular el cual se funde sobre el
metal base. No se aplica presión, y el metal de aporte se obtiene del electrodo y
en ocasiones de un suministro complementario como una varilla para soldar o
gránulos metálicos.
Figura 2. 2 Proceso de soldadura por arco sumergido (14).
26
El proceso de soldadura por arco sumergido mostrado en la Figura 2. 2 es
capaz de soldar aceros de bajo y medio carbono, aceros de alta resistencia baja
aleación (HSLA), aceros templados y revenidos, níquel y aleaciones de níquel,
y muchos aceros inoxidables. El proceso promueve una alta cantidad de
material de aporte el cual lo hace excelente para secciones medias y gruesas
de placas y conductos. También, el proceso produce una profunda penetración
lo cual quiere decir que se requiere de menos preparación de borde para
obtener penetración. Los aceros con un espesor arriba de ½ pulgada (12.7 mm)
pueden ser soldados sin una preparación de borde. El proceso es normalmente
limitado a una posición de alimentación plana y horizontal (flat and horizontal
fillet) debido al uso del fundente para proteger el charco de soldadura (14).
En la soldadura por arco sumergido, el arco está cubierto por el fundente, el
cual desempeña un papel preponderante porque (15):
1) La estabilidad del arco depende del fundente.
2) Las propiedades mecánicas y químicas del depósito de soldadura final
se pueden controlar con el fundente.
3) La calidad de la soldadura puede ser afectada por la forma que se
maneja el fundente.
SAW es un proceso de soldadura de producción versátil capaz de soldar
con corrientes de hasta 2000 amperes de corriente alterna o corriente continua,
empleando uno o varios alambres o tiras de metal de aporte. Es posible usar
fuentes de potencia tanto de corriente alterna como de corriente continua en la
misma soldadura (15).
2.2.1.1 Principios del funcionamiento
En la soldadura por arco sumergido, el extremo de un electrodo continuo de
alambre desnudo se inserta en un montículo de fundente que cubre el área o la
unión que se va a soldar. Se enciende un arco empleando uno de seis métodos
de iniciación de arco. Un mecanismo alimentador de alambre comienza a
27
introducir el electrodo en la unión a una velocidad controlada, y el alimentador
se desplaza manual o automáticamente a lo largo de la soldadura. En la
soldadura mecanizada o automática, el trabajo puede desplazarse debajo de un
alimentador de alambre estacionario.
En todo momento, se alimenta fundente adicional adelante del electrodo y a
su alrededor, y se distribuye continuamente sobre la unión. El calor producido
por el arco eléctrico funde progresivamente parte del fundente, el extremo del
alambre y los bordes adyacentes del metal base, crean un charco de metal
fundido debajo de una capa de escoria líquida. El baño fundido cerca del arco
presenta mucha turbulencia, y burbujas de gas ascienden rápidamente a la
superficie del charco. El fundente flota sobre el metal fundido y protege por
completo la atmosfera de la zona de soldadura.
El fundente líquido puede conducir algo de corriente eléctrica entre el
alambre y el metal base, pero el arco eléctrico es la fuente de calor
predominante. El manto de fundente que flota sobre el charco de soldadura
evita que los gases atmosféricos contaminen el metal de soldadura y disuelva
las impurezas del metal base y del electrodo, que entonces flotan sobre el
charco. Además, el fundente puede agregar ciertos elementos de aleación al
metal de soldadura, o extraerlos de él.
Al avanzar la zona de soldadura a lo largo de la unión, el metal de soldadura
primero y luego el fundente líquido se enfrían y solidifican, formando una franja
de soldadura con una capa protectora de escoria encima.
Es importante eliminar por completo la escoria antes de efectuar otra pasada
de soldadura.
Entre los factores que determinan si conviene o no usar soldadura por arco
sumergido están (15):
1) La composición química y las propiedades mecánicas que debe tener el
depósito final.
2) El espesor del metal base que se va a soldar
3) La accesibilidad de la unión.
4) La posición en que se va a soldar.
28
5) La frecuencia o la cantidad de soldaduras que se van a efectuar.
En la Figura 2. 3 se ilustra un equipo de un proceso de arco sumergido con sus
componentes principales (15).
Figura 2. 3 Equipo de un proceso de soldadura por arco sumergido (SAW)
(15).
2.2.1.2 Equipo
El equipo requerido para soldadura por arco sumergido consiste en (14):
1) Una fuente de potencia
2) Un sistema suministro de electrodo
3) Un sistema de distribución de fundente
4) Un mecanismo de desplazamiento
29
5) Un sistema de control del proceso
El equipo opcional incluye sistemas de recuperación de fundente y equipo de
posicionamiento o manipulación (14).
2.2.1.3 Materiales
La soldadura por arco sumergido se emplea para fabricar ensambles de casi
todos los metales empleados en la actualidad, desde aceros al carbono
“ordinarios” hasta aleaciones exóticas con base de níquel. La mayor parte de
los aceros y aleaciones se pueden soldar fácilmente con alambres y fundentes
comerciales, aunque algunos metales requieren alambres de electrodo
especiales de composición química precisa y fundentes especiales diseñados
para conferir a la unión soldada propiedades específicas (15).
2.2.1.4 Metales base
Las que siguen son clases generales de metal base que se pueden soldar
(15):
1) Aceros al carbono con contenidos de carbono de hasta 0.29%.
2) Aceros de baja aleación (con resistencia a la cedencia hasta 100 ksi (690
Mpa).
3) Aceros al cromo-molibdeno (0.5 a 9% de Cr y 0.5 a 1% de Mo).
4) Aceros inoxidables
5) Aleaciones con base níquel
La gama de composiciones de las aleaciones que pueden soldarse por arco
sumergido se ha expandido al aparecer electrodos y fundentes apropiados. Las
combinaciones electrodo-fundente por lo regular pueden clasificarse según las
especificaciones de un código. Los datos de combinaciones alambre-fundente
especial para metales base de uso menos extendido se pueden obtener de los
fabricantes de fundente (15).
30
2.2.1.5 Electrodos
Los electrodos para arco sumergido producen depósitos de soldadura que
coinciden con los metales base de acero al carbono, acero de baja aleación,
aceros de alto carbono, aceros de aleación especial, aceros inoxidables,
aleaciones de níquel y aleaciones especiales para aplicaciones de
recubrimiento. Estos electrodos se suministran como alambre sólido desnudo y
como electrodos compuestos con núcleo metálico.
Los fabricantes de electrodos preparan electrodos compuestos que duplican
aleaciones complejas encerrando los elementos de aleación requeridos en un
tubo de metal de una composición más ordinaria.
Los electrodos de acero suelen estar recubiertos de cobre, excepto los
destinados a materiales resistentes a la corrosión o a ciertas aplicaciones
nucleares. El recubrimiento de cobre prolonga la vida en almacenamiento,
reduce el desgaste por rozamiento con el tubo de contacto y mejora la
conductividad eléctrica.
El diámetro de los electrodos para soldadura por arco sumergido varia de 1.6
a 6.4 mm (1 16⁄ a ¼ pulgadas) (15).
2.2.1.6 Fundentes
Los fundentes protegen el charco de soldadura de la atmosfera al cubrir el
metal con escoria fundida. Los fundentes limpian el charco de soldadura,
modifican la composición química del metal de soldadura e influyen en la forma
que adquirirá la franja de soldadura y en las propiedades mecánicas que tendrá.
Los fundentes son compuestos minerales granulares que se mezclan de
acuerdo con diversas formulaciones. Dependiendo del método de fabricación
elegido, los diferentes tipos de fundentes se fusionan, aglomeran o se mezclan
por medios mecánicos (15).
31
2.2.2 Soldabilidad
Los elementos de aleación (carbono, azufre, fosforo, silicio, manganeso,
cromo, molibdeno, níquel, aluminio, vanadio y niobio) afectan la soldabilidad del
acero. La soldadura es una estructura fundida, y el acero adyacente para la
soldadura es calentado dentro de la región austenítica y entonces recocido por
los subsecuentes pases de soldadura. Como resultado de esta acción hay
cambios en la composición y morfología del acero. Durante la soldadura, algo
de hidrógeno gaseoso es disuelto dentro de la austenita e intentará escapar
cuando el material se convierte a ferrita. Si se ha formado martensita o bainita
en el material, el intento de escape puede liderar un agrietamiento por
hidrógeno.
Se han desarrollado fórmulas empíricas para promover una guía sobre el
nivel de aleantes que pueden ser aceptados mientras mantienen soldabilidad y
previenen el agrietamiento por hidrógeno. Las dos más importantes fórmulas
son: la fórmula internacional (usada en especificación API 5L) y la fórmula
ITO.BESSYO, también conocida como el parámetro de medida de
agrietamiento (PCM). Éste factor usa factores empíricos para ajustar cada
elemento alenté para un carbono equivalente (CE) para una relación simple de
números obtenidos (4).
2.2.3 Soldadura para aceros de baja aleación de alta
resistencia mecánica
Los aceros de baja aleación y alta resistencia mecánica son aceros con
adiciones químicas relativamente bajas, por lo regular del 1% de Cr, Cu, Ni, Cd
y V. El fabricante por lo regular suministra estos aceros en las condiciones de
rolado, normalizado o revenido y templado, dependiendo de los requisitos de
especificación del material. Los aceros que se sueldan con electrodos
consumibles de SAW cubiertos por ANSI/AWS A5.23 incluyen las
32
especificaciones ASTM A242, A537 Clases 1 y 2, A572 grados 42-65, A588 y
A633 Grados A-E. Cabe señalar que algunos de estos aceros también pueden
soldarse con electrodos consumibles especificados en ANSI/AWS A5.17; la
elección depende de los requisitos de propiedades mecánicas.
Los aceros ASTM A242 y A588 son resistentes a la oxidación. En algunas
aplicaciones estos materiales deben soldarse con combinaciones de
electrodo/fundente que produzca soldaduras con el misma apariencia de
propiedades mecánicas y resistencia a la oxidación que el material base (15).
2.2.4 Aplicaciones generales del proceso
El proceso SAW se usa en una amplia gama de aplicaciones industriales. La
alta calidad de la soldadura, las elevadas tasas de deposición, la penetración
profunda y la adaptabilidad a la operación automática hacen que el proceso sea
apropiado para la fabricación de ensambles grandes soldados.
La fabricación de recipientes a presión, la construcción de barcos, barcazas
y carros de ferrocarril, la fabricación de tuberías y la manufactura de
componentes estructurales que requieren largas soldaduras.
El proceso se emplea para soldar materiales que van desde láminas de 1.5
mm (0.06 pulg) de espesor hasta componentes gruesos y pesados. La
soldadura por arco sumergido no es apropiada para todos los metales y
aleaciones. Se le utiliza mucho con aceros al carbono, aceros estructurales de
baja aleación y aceros inoxidables. Une algunos aceros estructurales de alta
resistencia mecánica, aceros de alto carbono y aleaciones de níquel, pero es
posible obtener mejores propiedades de unión en esos metales empleando un
proceso con menor aporte de calor al metal base, como la soldadura por arco
de metal y gas.
La soldadura por arco sumergido se emplea para soldar uniones a tope en la
posición plana, para soldaduras de filete en las posiciones plana y horizontal, y
para recubrimientos en la posición plana. Si se cuenta con herramental y
33
fijaciones especiales, es posible soldar uniones traslapadas y a tope en la
posición horizontal (15).
2.2.5 Variables de operación
El control de las variables de operación en la soldadura por arco sumergido
es indispensable para obtener tasas de producción elevadas y soldaduras de
buena calidad. Estas variables, en orden aproximado de importancia, son las
siguientes (16):
1) Amperaje de soldadura
2) Tipo de fundente y distribución de partículas
3) Voltaje de soldadura
4) Velocidad de soldadura
5) Tamaño del electrodo
6) Extensión del electrodo
7) Tipo de electrodo
8) Anchura y espesor de la capa de fundente
2.2.6 Calidad de la soldadura
El metal de soldadura depositado por arco sumergido suele ser limpio y estar
libre de porosidad perjudicial gracias a la excelente protección proporcionada
por el manto de escoria fundida. Si llega a haber porosidad, puede estar en la
superficie de la franja de soldadura o debajo de una superficie.
Algunos de los problemas que se puede presentar es el agrietamiento de la
soldadura del acero por lo regular están asociados al agrietamiento por metal
líquido. Los orígenes de éste problema pueden estar en la geometría de la
unión, las variables de soldadura o los esfuerzos en el punto en que el metal de
soldadura se está solidificando (15).
34
2.2.7 Tipos de soldaduras
La soldadura por arco sumergido se usa para producir soldaduras de ranura
de filete, de tapón y de recubrimiento. La de ranura por lo general se realiza en
la posición plana, y las de filete, en la posición plana y horizontal. La razón es
que es más fácil contener el charco de soldadura y la capa de fundente en
estas posiciones. Sin embargo, existen técnicas sencillas para producir
soldaduras de ranura en la posición horizontal. Es posible lograr buenas
soldaduras por arco sumergido con una pendiente abajo con ángulos de hasta
15 grados respecto a la horizontal. El recubrimiento y las soldaduras de tapón
se realizan en la posición plana (15).
Las soldaduras efectuadas con éste proceso se pueden clasificar con
respecto a lo siguiente (15):
1) Tipo de unión.
2) Tipo de ranura
3) Método de soldadura ( semiautomático o mecanizado)
4) Posición de soldadura (plana u horizontal)
5) Deposición con una o varias pasadas
6) Operación con uno o varios electrodos
7) Una o varias fuentes de potencia (en serie, en paralelo o con conexiones
individuales)
2.3 Agrietamiento inducido por hidrógeno (HIC)
2.3.1 Daño por hidrógeno
La presencia de hidrógeno en solución sólida en metales y aleaciones está
relacionada principalmente con el diámetro pequeño de éste elemento y con su
capacidad de difundir con cierta facilidad en el estado sólido. En consecuencia,
la presencia del hidrógeno en los aceros no es deseada ya que altera
35
considerablemente las propiedades mecánico-metalúrgicas de estos materiales
y puede llevarlos a la fractura. Diversos factores contribuyen para elevar o
disminuir la solubilidad y/o difusión de hidrógeno en los aceros. Los principales
son: temperatura, composición química, estructura cristalina, tiempo de
exposición, estado de esfuerzo, presencia de gases y líquidos del medio
ambiente, la concentración de hidrógeno en el acero, la presión, condiciones
superficiales del material, entre otras (6).
El daño por hidrógeno es un término utilizado para referirse a una variedad
de fenómenos destructivos, por ejemplo, la SSC (corrosión bajo esfuerzos en
un ambiente de sulfuros), fractura inducida por hidrógeno en la dirección del
esfuerzo (SOHIC, por sus siglas en inglés), la fractura inducida por hidrógeno
(HIC, por sus siglas en inglés) y el deterioro por hidrógeno, que pueden afectar
los metales cuando contienen hidrógeno atómico (difusible). Las causas son, en
general, dos: el hidrógeno puede disolverse en el metal a una temperatura
elevada (entre mayor sea la temperatura, más fácil se realiza la difusión), luego,
el metal se enfría rápidamente hasta una temperatura baja que provoca una
sobresaturación de hidrógeno. Por otro lado, el hidrógeno puede introducirse
directamente a una temperatura baja (menos de 100°C aproximadamente)
debido a la corrosión que involucra “promotores de hidrógeno”; el “promotor de
hidrógeno” más importante en los yacimientos es el sulfuro de hidrógeno (17).
El mecanismo de agrietamiento inducido por hidrógeno, ocurre en los aceros
de baja aleación que son comúnmente utilizados para los recipientes a presión
y tuberías en la industria del petróleo y gas. El hidrógeno que se encuentra en
contacto con el acero se descompone en su forma atómica la cual difunde en el
acero y luego se recombina para formar hidrógeno molecular, particularmente
en las inclusiones del acero, tales como el sulfuro de manganeso. El aumento
de presión de hidrógeno alrededor de las inclusiones lleva a la formación de
grietas como se muestra en la Figura 2. 4. La unión de esas grietas,
internamente o hacia la superficie del acero, da como resultado la fractura
36
escalonada (SWC, por sus siglas en ingles) que puede destruir la integridad del
componente. Cerca de la superficie del acero, las fracturas pueden provocar la
formación de ampollas (18).
El ampollamiento superficial es formado cuando la grieta cerca de la
superficie no puede propagarse para promoverse más adentro del acero (19).
Los daños por el HIC se presentan con mayor frecuencia en componentes
fabricados con placas conformadas a partir de rollos que en aquellos
construidos con materiales sin costura.
Hay diversas teorías del agrietamiento inducido por hidrógeno, tal como la
teoría de la presión interna, la teoría de la descohesión mejorada por hidrógeno
(HEDE, por sus siglas en ingles), y la plasticidad localizada mejorada por
hidrógeno (HELP, por sus siglas en ingles), son consideradas para explicar la
fragilización por hidrógeno. Entre estas teorías, la teoría de la presión interna
propuesta por Zappfe y Tetelman es la más aceptada para explicar el fenómeno
de agrietamiento por hidrógeno (19).
Figura 2. 4 Muestra una grieta por HIC en un acero API (a) X70 y (b) X60
(20)
El HIC ocurre generalmente a temperaturas por debajo de los 100°C y en
presencia de ciertas sustancias corrosivas llamadas promotores de hidrógeno,
tales como el sulfuro de hidrógeno, para la formación del HIC no se necesita la
aplicación de un esfuerzo externo.
37
La susceptibilidad al HIC es particularmente relacionada a la composición
del acero, prácticas de desoxidación e historia del proceso, ya que estos
parámetros afectan la morfología de las inclusiones no metálicas y los
materiales habilitan la acomodación del hidrógeno (17) (18).
2.3.1.1 Agrietamiento en frío en soldaduras en aceros HSLA
La contracción térmica durante el enfriamiento de la soldadura puede
producir cierta cantidad de deformación y la presencia de hidrogeno puede
fragilizar el acero y llevarlo hasta la fractura.
Los factores que determinan la susceptibilidad al agrietamiento en la zona
afectada por el calor son la composición química, la reacción del acero al ciclo
térmico, la microestructura producida y la morfología, y orientación de
inclusiones. Generalmente se acepta que mientras más rápido se enfrié la
ZAC es más compleja su microestructura y es más susceptible a la fisuración
debido a que se llega a formar martensita (5).
2.3.2 Tipos de ataque por hidrógeno
Los tipos más comunes de ataque por hidrógeno son: a) Ataque por
hidrógeno a baja temperatura (LTHA) (debajo de 200°C) y B) Ataque por
hidrógeno a alta temperatura (HTHA) (5).
a) Ataque por hidrógeno a baja temperatura
El ataque por hidrógeno a baja temperatura es definido por un número de
mecanismos:
- Agrietamiento inducido por hidrógeno (HE). La acumulación de
hidrógeno atómico por medio de absorción catódica, el acero se
38
convierte en “frágil”; en el cual muestra una pérdida en ductilidad y
tenacidad.
- Fractura inducida por hidrógeno (HIC). En la fase gaseosa, se forma
una capa de adsorción sobre la superficie del acero, la cual es
permeable por hidrógeno atómico, que se difunde favorablemente en
sitios donde se vuelve a formar el hidrógeno molecular. Cuando se
aumenta la presión de H₂ en esos sitios, ello conduce a la formación de
burbujas de hidrogeno, agrietamiento longitudinal, y al agrietamiento
escalonado (5).
Los constituyentes duros pueden alentar la nucleación y crecimiento de
grietas de HIC. Esta conclusión está de acuerdo con Omwega. La
propagación de grietas de HIC por etapas, también es conocida como
agrietamiento escalonado (SWC, por sus siglas en inglés) como se
muestra en la Figura 2. 5 (18).
Figura 2. 5 Agrietamiento por HIC en modo SWC (18).
- Fractura inducida por hidrógeno con la dirección del esfuerzo
orientada (SOHIC). Es un mecanismo similar al HIC, SOHIC tiende
apilarse en dirección del espesor, típicamente en la zona afectada por el
39
calor de soldadura donde los esfuerzos residuales son altos y en áreas
de alta tensión aplicada o áreas de concentración de tensión (5).
En la Figura 2. 6 muestra la propagación de grieta con un modo SOHIC
en la microestructura bainítica. La propagación de grieta de HIC está en
una dirección paralela a la dirección del esfuerzo. La existencia de
esfuerzos residuales incrementa los esfuerzos internos en el área
alrededor de la grieta de HIC y genera esfuerzos localizados, los cuales
producen una segunda grieta perpendicular a la dirección de la fuerza de
tensión. Un campo de tensión de estas grietas genera la deformación de
bandas, las cuales unen los bordes de las grietas. Esta pequeña
coalescencia de grietas y la unión de dos grietas de HIC. La repetición de
éste proceso produce la falla por corrosión bajo esfuerzos, la cual es un
procedimiento conocido como agrietamiento inducido por hidrógeno de
orientación de esfuerzos, conforme a Takahashi y Ogawa y Miranda (18).
Figura 2. 6 Grieta interna en el metal soldado, el cual muestra la
propagacion con el modo SOHIC (18).
- Agrietamiento por corrosión bajo esfuerzos con un ambiente de
sulfuro (SSCC o SSC, conocido por sus siglas en ingles). En SSCC,
40
los átomos de hidrógeno permanecen disueltos en el acero, son
altamente movibles, y, bajo la influencia de un esfuerzo, produce una
fractura frágil en aceros susceptibles o áreas duras. Éste mecanismo es
muy dependiente de la composición química del acero, microestructura,
resistencia, y el nivel de esfuerzos residuales (5).
Se encuentran dos tipos de grietas de SSC, las cuales son llamadas SSC
tipo I y SSC tipo II de acuerdo con Kaneko. El SSC tipo I puede ser atribuido a
los constituyentes de M/A (martensita/austenita) que recubren los límites de
grano de la austenita como se muestra en la Figura 2. 7 (a); mientras que un
SSC del tipo II presenta un modo transgranular, es evidente que el camino de la
grieta pasa a través de un una fase bainítica como se muestra en la Figura 2. 7
(b) (18).
Figura 2. 7 Morfología de grietas de SSC: (a) Tipo I (b) Tipo II (18).
La vía de falla del SSC tipo I ocurre en 2 formas. La primera es la formación
de grietas-ampollamiento inducidas por hidrógeno (HIBC, por sus siglas en
inglés) paralelas al esfuerzo aplicado. En la segunda forma, la grieta por
ampollamiento se une junto a la aplicación de esfuerzo perpendicular al
esfuerzo aplicado como el SSC tipo II. Aunque el HIC no ocurre bajo la
aplicación de un esfuerzo y el HIBC ocurre bajo la aplicación de esfuerzos, el
HIBC se forma en el primer estado de SSC tipo I tiene dos tipos de similitudes
41
con el HIC. El primer parecido es que el mecanismo de formación para ambos
HIC y HIBC puede ser explicado por la teoría de la presión interna, y el otro es
que ambos HIC y HIBC se propagan a lo largo de la dirección de rolado del
acero después de la nucleación de grieta (21).
- Agrietamiento bajo esfuerzo asistido por hidrógeno (HISC). Cuando
un acero sostiene una carga en el cual el acero contiene hidrógeno
podría fallar cuando llega a un límite de tensión que está por debajo de la
resistencia a la tensión medida en pruebas de corta duración. Éste
desarrollo es denominado HSC, retarda la falla, o demora la falla frágil
en baja tensión. Esto es comúnmente encontrado en algunos servicios
donde la aplicación del acero contiene hidrógeno o es expuesto a un
ambiente que lo contiene (5).
2.3.4 Ataque por hidrógeno a altas temperaturas
El ataque por hidrógeno a alta temperatura (HTHA, por sus siglas en
inglés) es una forma de decarburización interna asociada con aceros que
son expuestos a hidrógeno a una alta temperatura y presión. El ataque
ocurre arriba de 200°C, y por los daños causados en el material no puede
ser solucionado por un tratamiento térmico de revenido. Los aceros
sometidos a HTHA sufren un daño interno permanente, en el cual reduce la
resistencia y ductilidad.
El ataque por hidrógeno a alta temperatura es causado por la nucleación,
crecimiento, y coalescencia del metano, principalmente a lo largo del límite
de grano. El metano es producido por una reacción interna entre carbono e
hidrógeno. Éste fenómeno ha sido observado por muchos años en la
industria petroquímica y en el amoniaco sintético (5).
42
2.3.5 Generación de hidrógeno
El hidrógeno que se difunde a través del acero es atómico, en el cual se
encuentran tres fuentes de generación capaces de suministrar el hidrógeno las
cuales son (22):
- Vía química. Se considera un proceso de corrosión metálica de un
medio acuoso acido, en donde puede presentarse una descomposición
del agua.
nH₂O → nH⁺ + nOH¯ (1)
Y el proceso de corrosión metálica, lleva asociada la reacción:
Metal ↔ Metal ⁿ⁺₍ₐq₎ + ne¯ (2)
Luego los electrones cedidos por el metal pueden reaccionar con el
hidrógeno protónico de la forma:
ne¯ + nH⁺ ↔ n/2H₂ ↑ (3)
- Vía electroquímica. En Éste caso el hidrógeno se produce en una celda
electroquímica, por descomposición de un potencial externo. Éste se
genera en la superficie del metal (que actúa como cátodo) y obedece,
dependiendo de la acidez de la solución, a la siguiente reacción total del
hidrógeno:
H₃O + e¯ ↔ ½ H₂ ↑ + H₂O (4)
Y de acuerdo a la alcalinidad:
43
H₂O + e¯ ↔ ½ H₂ + OH¯ (5)
- Vía gaseosa. En condiciones normales de presión y temperatura el
hidrógeno es un gas molecular, pero bajo determinadas condiciones y en
especial, en presencia de una superficie metálica, puede producirse su
descomposición molecular dando lugar a que la superficie metálica se
recubra de una capa de hidrógeno atómico dispuesto a entrar al metal.
2.3.6 Localización del hidrógeno en el acero
Desde el punto de vista microestructural el hidrógeno se localiza en el acero
en sus defectos, como son: los límites de grano, vacancias, dislocaciones, entre
otros. Éste punto de vista se conoce en la permeación de hidrógeno como
atrapamiento. Éste término se utiliza para designar la interacción del hidrógeno
con los defectos internos de la red cristalina en la superficie del material. El
atrapamiento del hidrógeno por medio de trampas (como la interface cementita-
ferrita) es gobernado por la energía libre disponible para el movimiento de los
átomos de hidrógeno y por la naturaleza de las trampas. Los tipos de trampas
que se encuentran en un sistema se pueden clasificar de la siguiente manera
(22):
- Trampas reversibles. Son aquellas en las cuales el hidrógeno tiene un
corto tiempo de residencia a la temperatura de interés y es equivalente a
baja energía de interacción.
- Trampas irreversibles. Son aquellas con una mínima velocidad de
liberación de hidrógeno y alta energía de interacción, tales como límites
de grano, interfaces entre matriz y partículas incoherentes y el interior de
poros. Debido a su energía de interacción con el hidrógeno, estas son
más relevantes para la ocurrencia del daño.
44
La energía de interacción con el hidrógeno y la naturaleza de algunas
trampas, y el efecto sobre el agrietamiento debido a éste se muestran en la
Tabla 2. 5 (6).
Tabla 2. 5 Energía de interacción de hidrógeno con las trampas presentes
en la microestructura del acero (6).
2.3.7 Difusión del hidrógeno en el acero
El movimiento de hidrógeno en el acero ocurre por la migración de átomos a
través de la red, ya que la forma atómica del hidrógeno es más pequeña que
una molécula de hidrógeno. La fuerza motriz que permite el movimiento del
hidrógeno es proporcionada por gradientes térmicos y por gradientes de
potencial químico del hidrógeno en el interior del acero que son proporcionales
al gradiente de concentración en la red o a un gradiente hidrostático de un
campo de tensiones elásticas que actúan sobre un componente (5).
Tipo de trampa Energía de atrapamiento
(Kj/mol)
Categoría a
temperatura ambiente
Límites de grano 59 Fuerte
Interface con cementita 84 Fuerte
Dislocaciones 26.9-31 ModeradaMicrocavidades con hierro
deformado en frío 30.8 - 40.6 Fuerte
Interfaces con óxido de hierro 47.3 Fuerte
Microcavidades en acero AISI 4340 55.9 Fuerte
Interface con MnS 72.4 Fuerte
Interface con Al2O3 79 Fuerte
Interface con TiC 87 Fuerte
45
El agrietamiento inducido por hidrógeno es desarrollado por un proceso de
corrosión de sulfuros sobre la superficie del acero en presencia de una solución
de sulfuro de hidrógeno como se muestra en la Figura 2. 8 (23).
Figura 2. 8 Mecanismo de la absorción de hidrógeno en una placa de
acero expuesta en un ambiente H₂S (23).
La reacción de corrosión más aceptable del acero expuesto a un gas
amargo es la siguiente (24):
- Se presenta una reacción anódica
Fe →Fe²⁺ + 2e⁻
- Disociación de reacción
H₂S→H⁺ + HS⁻
HS⁻ → H⁺ + S²⁻
46
En hidrógeno atómico entra en el acero por difusión y es generado en la
superficie. La reacción de reducción catódica en acido involucra la reducción
directa de ion hidrógeno así:
2H⁺ + 2e⁻ → 2Hads
La recombinación ocurre cuando el hidrógeno atómico reducido se
recombina con otro átomo para formar una molécula de hidrógeno:
Hads + Hads → H₂ (gas)
De esta forma, en presencia de un agente que inhiba la recombinación de
los átomos de hidrógeno, estos pueden penetrar y difundirse dentro de la
estructura del acero, cambiando su condición de hidrógeno adsorbido a
hidrógeno absorbido.
La presencia de un gas de sulfuro de hidrógeno (H2S) en una solución ácida
o iones de sulfuro de hidrógeno (HS-) en una solución neutra y alcalina reduce
el rango de la formación del hidrógeno gaseoso sobre la superficie del acero
(24).
Hads → Habs
Luego que el hidrógeno es absorbido puede localizarse en trampas, sitios
intersticiales, combinarse o salir del acero (22).El hidrógeno puede ser
localizado en carburos, carbunitruros, límites de grano y otras regiones con una
alta concentración de esfuerzos que sirve como un defecto estructural (19).
Generalmente, estos sitios son planos y orientados en la dirección paralela de
la dirección de rolado de los aceros para conductos (24).
47
La movilidad del hidrógeno en la estructura de los aceros se puede producir
de la siguiente manera (6):
- Difusión intersticial que es la difusión del hidrógeno a través de los
intersticios de la red cristalina; en general sigue las leyes de Arrhenius y
de Fick.
- Transporte de hidrógeno por las dislocaciones en atmosferas de Cottrell,
cuando ocurre deformación plástica. En éste caso, el hidrógeno es
arrastrado por la línea de la dislocación en su movimiento.
- Cortocircuito de difusión, que ocurre en la red donde la difusión es más
rápida. Es el caso de los límites de grano y a lo largo de los núcleos de
dislocaciones.
En la Figura 2. 9 se ilustra los 3 mecanismos mencionados anteriormente
Figura 2. 9 Muestra los diferentes mecanismos de trampas (23).
48
2.3.8 El efecto del sulfuro de hidrógeno
El sulfuro de hidrógeno, H₂S, es altamente agresivo para los materiales
metálicos. Según el material, el H₂S puede causar corrosión general, corrosión
por picaduras, agrietamiento bajo esfuerzos inducido por sulfuros (SSC),
agrietamiento por corrosión bajo esfuerzos (SCC), agrietamiento inducido por
hidrógeno (HIC), agrietamiento inducido por hidrógeno bajo esfuerzos
orientados (SOHIC) y deterioro por hidrógeno y puede promover la pérdida del
material por corrosión. Las concentraciones de H₂S de solo 50 ppm disueltas en
los fluidos de perforación, puede causar que el acero sometido a altas tensiones
falle en cuestión de minutos (17).
2.3.9 Influencia de los defectos microestructurales que
provocan el daño por hidrógeno
Generalmente, es reportado que el agrietamiento inducido por hidrógeno en
el acero es cercanamente relacionado con las inclusiones y microestructura.
En la Figura 2. 10 se muestra claramente la propagación de grietas de una
manera cuasi-clivaje siguiendo las segundas fases duras tal como BF (ferrita
bainítica) y M/A (martensita/ austenita). Para promover la resistencia al HIC,
varias tecnologías para la fabricación del acero se requiere: la adición de
apropiados elementos aleantes, altas limpiezas (desgasificación y
desoxidación) y tratamientos de Ca. Sin embargo, el control de la
microestructura en el acero es importante. Para la resistencia del HIC en el
acero, la formación de BF y MA debería ser retenida durante el proceso termo-
mecánico controlado (24).
49
Figura 2. 10 Imágenes del MEB muestran el camino de propagación del
HIC; (a) BF en un valle sobre la fractura superficial de HIC y (b)
propagación del HIC siguiendo MA (24)
La difusividad del hidrógeno en los materiales de estructura cristalina cúbica
centrada en las caras (FCC) es en general pequeña comparada con aquella en
los materiales con estructura cristalina centrada en el cuerpo (BCC). Lo anterior
puede ser explicado por la fracción de espacios ocupados por los átomos en la
red cristalina, es decir, el factor de empaquetamiento, que para las estructuras
FCC es de 0.74 y para las BCC es de 0.68. Además, éste factor de
empaquetamiento puede ser interpretado como la barrera cristalina que debe
superar el hidrógeno para su camino de difusión.
Las microestructuras más duras y de forma acicular son las más
susceptibles a sufrir daño por hidrógeno. En forma general es aceptada la
siguiente relación con respecto a su susceptibilidad al daño por hidrógeno. De
mayor a menor se tiene: martensita ˃ bainita ˃ perlita laminar ˃ martensita
revenida a alta temperatura ˃ ferrita ˃ cementita globular (6).
El efecto de la microestructura sobre la resistencia del H₂S va de la mano tal
como con microestructuras de ferrita/perlita, bajo/alto contenido de bainita,
martensita templada y martensita revenida (18).
50
Carneiro, mostró que una microestructura refinada y homogénea, templada y
revenida como la bainita/martensita tienen el mejor desempeño con respecto a
la susceptibilidad del HIC y SSC. De otra manera, los investigadores
encontraron que la ferrita acicular y ultrafina, tienen la resistencia óptima al HIC
y mejores propiedades mecánicas, pero la ferrita acicular tiene mejor resistencia
al SSC que la ferrita ultrafina (18).
La adición de titanio a metales soldados de HSLA alienta la nucleación de
ferrita acicular en la microestructura e incrementa la ductilidad del metal soldado
(18).
La ferrita acicular, fue primero descrita por Smith en los años de 1970, ha
sido conocida como una microestructura óptima con una excelente combinación
de alta resistencia y buena tenacidad a bajas temperaturas en aceros soldados.
Esto es debido principalmente a la relación de una alta densidad de
dislocaciones y a la naturaleza del grano fino de la estructura de ferrita acicular,
la cual mejora la tenacidad de la soldadura. La estructura ferrita acicular en la
región de soldadura consiste en una disposición bastante caótica de placas de
ferrita en muchas diferentes direcciones dentro de algún grano austenítico
dado. Esto principalmente nuclea en inclusiones no metálicas en metales
soldados. Aunque en general inclusiones no metálicas promueven la formación
de ferrita acicular son extremadamente restringidas en los aceros para
conductos. Esto indica que la ferrita acicular nuclea en otros sitios. Como una
gran deformación en la región de la austenita no recristalizada produce muchos
defectos tal como dislocaciones y defectos de apilamiento dentro de los granos
de austenita deformada, es probable que sea el medio más eficaz de la
formación de ferrita acicular (25).
La Figura 2. 11 muestra el mecanismo de formación de ferrita acicular: la
ferrita acicular comienza a iniciar en los sitios de nucleación dentro de los
granos de austenita por la transformación de cizallamiento sin un cambio de la
composición. A continuación, crece por la formación de núcleos secundarios en
las interfaces de ferrita acicular pre-existente. En esta etapa (Figura 2. 11 b),
51
como la ferrita acicular se forma a temperaturas algo más altas, los átomos de
carbono sobresaturados en la ferrita acicular pueden repartirse en la austenita
residual adyacente para mantener una composición de equilibrio. Finalmente, la
reacción se detiene cuando la austenita enriquecida de carbono se convierte en
estable a la temperatura de reacción (Figura 2. 11 c). En resumen, la ferrita
acicular muestra un comportamiento similar a la transformación de ferrita-
bainita; es decir, el mecanismo de formación se rige tanto por la trasformación
de cizallamiento como por la difusión. Sin embargo, a diferencia de la ferrita-
bainita que nuclea en los límites del grano de austenita, la ferrita acicular en
aceros de bajo carbono es principalmente iniciada en los sitios de nucleación
dentro del grano de austenita, tales como dentro de subestructuras de
dislocación (25).
Figura 2. 11. Mecanismo de nucleación y crecimiento de ferrita acicular
(25).
Se ha reportado que los tipos de inclusiones más severa para el HIC, son
inclusiones largas y elongadas de MnS (como se muestra en la Figura 2. 12 la
nucleación de grieta de HIC desde una inclusión de MnS (19)) y los grupos de
óxido, incrementan la susceptibilidad del HIC en el acero. En la tecnología de
fabricación de acero, los tratamientos de adición calcio son necesarios para
controlar la forma de las inclusiones (24).
52
Figura 2. 12 Nucleación de grieta de HIC desde una inclusión de sulfuro de
manganeso (19).
En la Figura 2. 13 se muestra la nucleación de grieta en una sola inclusión
y/o en un grupo de inclusiones de óxido. En la Figura 2. 13 a y c muestra una
fractura superficial de HIC la cual revela una iniciación de grieta típica en un
grupo de óxidos. Tan pronto como ocurre el HIC en un grupo de óxidos, la
manera de propagación de la grieta se da de una forma cuasi-clivaje. También,
ocurre el HIC en una inclusión simple de óxido como se presenta en la Figura
2. 13 d y e. La Figura 2. 13 d muestra el valle resultado de interconexiones de
algunos sitios de nucleación, como es mostrado en la vista magnificada en la
Figura 2. 13 e. En particular, micro-hoyuelos de 1μm fueron observados en
cada sitio de nucleación de HIC como se muestra en la Figura 2. 13 f. Esto
significa que los micro-hoyuelos de sitios de nucleación se propagan al punto
donde puede avanzar como grieta de clivaje el cual se trasforma en un tamaño
critico de grieta para una grieta de cuasi-clivaje. La formación de micro-
hoyuelos puede ser debido al aumento de la plasticidad localizada mejorada por
hidrógeno (HELP por sus siglas en inglés). En otras palabras, la concentración
de hidrógeno es localizado cerca de la punta de la grieta, cuando el hidrógeno
entra a la punta de las grietas, la deformación se facilita localmente cerca de la
punta de modo que el crecimiento de la grieta se produce por un proceso de
53
micro-huecos-coalescentes localizados que se produce en ambientes inertes
(24).
Figura 2. 13 Imágenes por MEB muestran la nucleación del HIC en un
acero API X70; (a),(b) y (c) nucleación de HIC en un grupo de inclusiones
de óxidos y (d), (e) y (f) nucleación de HIC en una inclusion simple de
óxido (24).
Las inclusiones más susceptibles al HIC del grupo de óxidos son: óxido de
aluminio, óxidos de aluminio-calcio-silicio (19).
54
Otros tipos de defectos que inducen la nucleación de grieta de HIC se
muestra en la Figura 2. 14 en la cual demuestra dos tipos de defectos
estructurales en donde la Figura 2. 14 b muestra un tipo de defecto estructural
como precipitados de carburos tal como (Ti, Nb, V) (C, N). Éste tipo de
precipitados no son disueltos, son muy duros, frágiles y no coherentes con la
matriz del metal. Las zonas adyacentes a estos precipitados son regiones de
alta concentración de esfuerzos que son propensas al agrietamiento. Otro
importante tema es el camino de propagación de la grieta en la Figura 2. 14 c y
d muestra dos puntos importantes acerca de la propagación de la grieta por
HIC. En primer lugar, las grietas que inician a partir de inclusiones y otros
defectos pueden unirse para hacer largas grietas. En segundo lugar, como
muestra la Figura 2. 14 c y d, la segregación de algunos elementos tal como
carbono, silicio, nitrógeno y sulfuro se ve a través de la grieta. Los elementos de
segregación hacen esta región sea más dura, frágil y propensa a la propagación
de grieta (19).
55
Figura 2. 14 (a) la iniciación de grietas de HIC después de 3 horas de carga
a partir de precipitados de carbonitruros complejos tales como (Ti, Nb,
V) (C, N) y (b) mapeo por EDS de la zona de inicio de la grieta, (c) Imagen
SEM de propagación de sitios de grietas de HIC y (d) un mapa EDS desde
el sitio de crecimiento de la grieta (19).
Como se mencionó anteriormente, la teoría más aceptable para explicar el
HIC en aceros para conductos es la teoría de la presión interna. Sin embargo,
basado sobre el mecanismo de HELP, dos fenómenos son considerados. El
primero, las dislocaciones son consideradas como trampas reversibles de
hidrógeno en los aceros de transporte. La absorción del hidrógeno y su solución
sólida facilita el movimiento de dislocaciones. La segregación de hidrógeno
cerca de los límites de grano puede dar lugar al aumento de movimiento de
dislocaciones alrededor del límite de grano. Como resultado, la fractura puede
pasar alrededor del límite de grano debido a una cantidad más alta de
hidrógeno que produce un debilitamiento en esta región. En segundo, el
hidrógeno facilita el deslizamiento planar mediante la reducción de la
interacción de las dislocaciones. Éste fenómeno puede incrementar el
fenómeno de apilamiento que lleva a liderar el inicio del daño. Éste mecanismo
56
es también responsable de la fractura frágil debido a la pérdida de ductilidad.
También es notable que la fragilización por hidrógeno en el acero éste asociado
con una mayor plasticidad en la punta de la grieta. En éste caso, el campo de
tensión alrededor de la punta de la grieta y el deslizamiento puede ocurrir a una
más baja tensión que la requerida para la deformación plástica (19).
57
CAPÍTULO 3. ANÁLISIS Y
DISCUSIÓN DE LA BIBLIOGRAFÍA
Como resultado de la revisión bibliográfica, se considera realizar el análisis
de cada uno de los siguientes aspectos: Acero API 5L-X70, proceso de
soldadura por arco sumergido (SAW), tipos de agrietamiento por hidrógeno,
mecanismo de disociación del hidrógeno, factores metalúrgicos que provocan el
agrietamiento por hidrógeno.
Los aceros de baja aleación de alta resistencia, son aceros implementados
en la fabricación de ductos para la transportación de petróleo y gas, por las
características atribuidas a los elementos microaleantes que se añaden en su
proceso de fabricación, los cuales dan un material con una alta resistencia y
buena tenacidad. Los HSLA por la norma API 5L son clasificados según el
grado de resistencia, el acero API 5L-X70 es utilizado para la fabricación de
tubos de alta presión.
Una de las problemáticas más notable en la falla de ductos de transporte se
debe al agrietamiento por hidrógeno, porque el material se encuentra en
58
constante contacto con ácido sulfhídrico, provocando la entrada de hidrógeno
en el acero. Se ha reportado que la falla se ha incrementado por la presencia de
la ZAC.
Para la fabricación de los ductos se utilizan procesos de soldadura, uno de
los más utilizados es el proceso por arco sumergido, en el cual el metal de
aporte y el arco se encuentran sumergidos en un fundente granular. El proceso
promueve un alto rango de deposición que lo hace excelente para soldar placas
medias y gruesas. Durante la soldadura, algo de hidrógeno gaseoso es disuelto
dentro de la austenita e intentará escapar cuando el material se convierta a
ferrita. Si se forma martensita o bainita en el material, el intento de escape
puede llevar a un agrietamiento por hidrógeno.
Existen referencias bibliográficas en las que se investigan el efecto del
agrietamiento por hidrógeno en los aceros API 5L-X70, en los cuales se evalúa
sin soldadura y con soldadura por arco sumergido. En ellos se hace un análisis
de la disociación del hidrógeno y el efecto de los defectos metalúrgicos para la
aparición del agrietamiento por hidrógeno.
También se llevó un análisis que presenta el agrietamiento por hidrógeno en
sus diferentes mecanismos, ya que existen varias formas en las cuales sucede
esta problemática. Estos mecanismos se refieren al HIC, SSC, SOHIC y HSC.
El análisis de estos procesos ha llevado a establecer que el agrietamiento por
hidrógeno se puede explicar por varias teorías, pero se ha llegado a la
conclusión que la más destacada es la teoría de la presión interna propuesta
por Zappfe y Tetelman (19).
En la revisión bibliográfica, se puede mostrar que para el entendimiento del
agrietamiento por hidrógeno debe de entenderse la disociación del hidrógeno
en el metal que está en contacto con fluidos que contienen hidrógeno; se hace
énfasis en las reacciones de corrosión más aceptadas, las cuales constan de
59
una reacción anódica, reacciones de disociación, reducción catódica,
provocando esta la reducción directa del ion de hidrógeno. Una vez que se
tienen iones de hidrógeno y un inhibidor que impide la formación de hidrógeno
molecular, éste puede difundir dentro del material.
Se ha reportado que existen diversos sitios en los cuales el hidrógeno puede
localizarse una vez que ha sido absorbido, tales como son los límites de grano,
inclusiones, defectos microestructurales y dislocaciones entre otros.
La literatura ha reportado que la microestructura frágil es un problema
fundamental en esta problemática debido a que se ha reportado que las
microestructuras más duras y de forma acicular son más susceptibles al
agrietamiento por hidrógeno, como la martensita. Por otra parte se ha
encontrado que la ferrita acicular y ultrafina tiene la mejor resistencia para el
agrietamiento por hidrógeno (18).
En cambio el tipo de inclusiones más severas que incrementan la
susceptibilidad son las inclusiones largas y elongadas de MnS y los grupos de
óxidos. Es debido a esto que durante la fabricación de los aceros API se evita la
formación de estos tipos de inclusiones, por esta razón se ha llevado a cabo la
implementación de tratamientos con calcio, los cuales sirven para controlar la
forma de las inclusiones. Los precipitados de carburos, provocan el
agrietamiento debido a que tienen alta concentración de esfuerzos (24).
Para el entendimiento de la propagación de grietas se ha reportado que las
concentraciones de hidrógeno son localizadas cerca de la punta de la grieta
provocando que se facilite la deformación de la punta y su crecimiento depende
de muchos factores tal como micro-huecos, segregación y el choque de otras
grietas (19).
60
CAPÍTULO 4. CASO DE ESTUDIO
El caso de estudio considerado en éste trabajo de investigación bibliográfica
consiste en el análisis de la evaluación microestructural del agrietamiento por
hidrógeno en uniones soldadas por SAW de acero microaleado X-70.
4.1 Metodología
Las actividades para la realización del caso de estudio se organizaron de la
siguiente manera: recepción del material, preparación de los cupones de
soldadura, unión de los cupones por medio de un proceso SAW.
Una vez que el material fue unido, se extrajeron muestras para poder
llevarlas a una técnica de agrietamiento por hidrógeno. Las cuales fueron
caracterizadas para llevar a cabo la evaluación microestructural en el material.
La evaluación microestructural se llevó a cabo por medio de microscopia
óptica (MO) utilizando un equipo marca Nikon ECLIPSE MA200 y microscopia
electrónica de barrido (MEB) utilizando un equipo marca TESCAN MIRA3. Una
61
vez obtenidos los resultados se llevaron a cabo las conclusiones. En la Figura
4. 1 se muestra un esquema del proceso realizado.
Figura 4. 1 Esquema del procedimiento del caso de estudio.
4.2 Material: API 5L X-70
El uso de éste tipo de acero es para la fabricación de tubos para el
transporte de gas y petróleo, el grado X-70 es utilizado para la fabricación de
tuberías a alta presión. La composición química correspondiente del acero fue
determinada por medio de una espectrometría de emisión óptica, donde los
resultados obtenidos se observan en la Tabla 4. 1.
Tabla 4. 1 Composición química de un acero API 5L X-70.
Las propiedades mecánicas del material utilizado en el caso de estudio se
muestran en la Tabla 4. 2, en donde dichos resultados son obtenidos por medio
1. Material API 5L X-70
2. Maquinado 3. Cupón
4. Proceso de soldadura SAW
5. Probetas para agrietamiento por
hidrógeno
6. Prueba de agrietamiento inducido por hidrógreno
7. Caracterización 8. Resultados 9.Conclusiones
62
de una prueba de tensión, la cual es un método para la verificación de sanidad
de la soldadura por medio de la especificación API 5L.
Tabla 4. 2 Propiedades mecánicas de un acero API 5L X-70.
4.3 Maquinado del material
El material a unir requiere de una preparación con bisel en doble V. Las
dimensiones se muestran en la Figura 4. 2.
Figura 4. 2 Diseño de bisel en doble V.
4.4 Cupones de soldadura
Las medidas de los cupones de soldadura del API 5L X-70 se presentan en
la Figura 4. 3, los cuales constan de una medida de 304mm por 380mm. La
soldadura aplicada debe de ir en dirección del rolado del material.
63
Figura 4. 3 Dimensiones del cupón de soldadura.
4.5 Proceso de soldadura de arco sumergido (SAW)
EL proceso se llevó a cabo por medio de un robot semiautomático de marca
Miller el cual está conformado por: un cofre de control de parámetros, material
de aporte enrollado, una tolva para el fundente, un cabezal de soldadura, cables
y una fuente de corriente como se presenta en la Figura 4. 4. Los parámetros
utilizados están establecidos en la Tabla 4. 3. Los parámetros experimentales
fueron seleccionados de un trabajo de maestría en el cual se definió el proceso
de soldadura apto para un acero API 5L-X70 en donde la muestra de dicho
parámetro es V1 (Validación 1) y otro parámetro con un amperaje bajo y se
seleccionó el 15 (cupón 15).
Cada cupón de soldadura consta de dos parámetros diferentes, esto es debido
al diseño que se mostró en la Figura 4. 2, donde cuenta con un bisel chico y un
bisel grande.
64
Figura 4. 4 Proceso semiautomático de soldadura por arco sumergido
(SAW).
Tabla 4. 3 Parámetros de soldadura por SAW.
El material de aporte utilizado es EM13K-H8 el cual es un electrodo de
medio manganeso, utilizado para un proceso SAW como indica la
especificación A 5.17 de la AWS, donde específica los electrodos y fundentes
adecuados para un acero al carbono en soldaduras por arco sumergido (26). Su
composición química corresponde al de la Tabla 4. 4.
65
Tabla 4. 4 Composición química del electrodo EM13K-H8 pertenecientes a
un electrodo de medio-manganeso (26).
Al realizar una soldadura por arco sumergido, se forma un arco eléctrico
entre un electrodo metálico y la pieza de trabajo. Éste arco y el metal están
sumergidos en una capa de fundente granular. El fundente utilizado fue marca
lincolweld-761 y su composición química se observa en la Tabla 4. 5.
Tabla 4. 5 Composición química del fundente lincolweld-761.
Tanto el fundente como el metal de aporte se encuentran especificados en la
norma AWS como F7A2-EM13K.H8 (26).
66
4.6 Probetas para agrietamiento por hidrógeno
Las dimensiones de las probetas para agrietamiento por hidrógeno son de
12.7 cm de largo por 1.2 cm de ancho, las cuales se adecuan a un dispositivo
para corrosión bajo esfuerzos. La Figura 4. 5 muestra las probetas extraídas
del cupón V1 y 15, en donde se extrajeron 2 probetas de cada cupón, donde las
muestras se establecen como: 15-1, 15-2, V1-2 y V1-2.
Figura 4. 5 Probetas para agrietamiento por hidrógeno.
Las muestras utilizadas se sometieron a un maquinado para la eliminación
del exceso de soldadura (corona), como se muestra en la siguiente Figura 4. 6
67
Figura 4. 7 Diseño de dispositivo para corrosión bajo esfuerzos conforme a
la norma G39.
Figura 4. 6 Eliminación de corona en las probetas para agrietamiento por
hidrógeno.
Las cuales fueron montadas en un dispositivo diseñado de acuerdo con la
norma ASTM G39, ya que es utilizado para llevar a cabo el procedimiento B
(NACE Standard Bent-Beam Test) de la ANSI/NACE Standard TM0177-96. El
dispositivo se muestra en la Figura 4. 7. En donde el dispositivo no se
encuentra calibrado para la verificación del esfuerzo, debido a que solo se está
aplicando una deflexión al material, y para su verificación se utilizó un indicador
de caratula.
En la Figura 4. 8 se muestra el dispositivo con la muestra montada para
poder llevarla al ambiente corrosivo, en la cual se aplica un rango de deflexión
que va desde 0.2 mm (para las muestras V1-2 y 15-2) – 0.4 mm (para muestras
V1-1 y 15-1). La medida de la deflexión se realizó por medio de un indicador de
micrómetro.
68
Figura 4. 8 Dispositivo con muestra montada e indicador de carátula para
medida de la deflexión.
Para la verificación de la deflexión de la muestra se hizo una medida que va
desde la base del dispositivo hacia la superficie de la muestra, como se muestra
en la Figura 4. 9
Figura 4. 9 Medida de la altura desde la base del dispositivo al material a
examinar.
69
4.7 Prueba de agrietamiento inducido por hidrógeno.
La prueba de agrietamiento por hidrógeno se realizó conforme a la norma
NACE-TM0284-96 (27). El cual es un procedimiento que establece un método
de prueba para evaluar la resistencia al agrietamiento por hidrógeno en aceros
utilizados para ductos y tanques de presión.
Para la realización de la prueba las muestras deben ser desengrasadas con
una solución adecuada y enjuagadas con un apropiado solvente. En el cual se
utilizó acetona como se muestra en la Figura 4. 10.
Figura 4. 10 Limpieza de muestras en acetona.
Una vez terminado el paso de limpieza, las muestras son colocadas en un
reactor sellado en donde se utiliza la solución A especificada en la normativa
NACE-TM0284-96 (27), la cual consiste de gas de nitrógeno para purgar, H₂S
(gas), NaCl, CH₃COOH. Como primer paso para llevar el procedimiento se debe
dar una purga con nitrógeno por al menos una hora en un rango de 100 cm³/min
por litro como es demostrado en la Figura 4. 11.
70
Figura 4. 11 Momento de purga con nitrógeno.
La solución de la prueba consistió de 250.00 gramos de NaCl y 25.00 gramos
de CH₃COOH y 4725 ml de agua destilada. El pH inicial deberá ser de 2.7 ⁺/⁻
0.1. Una vez terminada la purga de nitrógeno, el H₂S (gas) deberá estar
burbujeando a través de la solución por 60 minutos, después de eso, una
presión positiva del gas del H₂S podrá ser mantenida en un rango de flujo de
gas constante para asegurar que la solución está saturada de H₂S la Tabla 4. 6
describe las condiciones en las cuales fue llevada la prueba de HIC. La Figura
4. 12 es la representación de la muestra al final de la prueba.
71
Tabla 4. 6 Condiciones en las cuales se llevo a cabo el ensayo de HIC.
Figura 4. 12 Finalización de la prueba de agrietamiento por hidrógeno.
En la Figura 4. 13 se puede observar cómo queda la probeta después de las
72 horas expuestas al H₂S.
72
Figura 4. 13 Exposición final de las muestras por 72 horas.
Las muestras se limpian para la evaluación de la presencia de agrietamiento
por hidrógeno. La Figura 4. 14 muestra las probetas con los efectos del
hidrógeno.
Figura 4. 14 Muestras después de la esposición al H₂S, en los cuales la
fotografía a) Muestras superficiales y b) Muestras del lado transversales.
73
4.8 Caracterización
Una vez obtenidas las muestras se llevan a una serie de pasos para su
análisis por medio de microscopia óptica y electrónica de barrido. En el cual las
muestras fueron cortadas, desbastadas con lijas de carburo de silicio que van
desde la 120-600, y finalmente un pulido empleando pasta de diamante de 3μm
y 0.25μm. Posteriormente las muestras fueron atacadas utilizando una solución
de nital al 5% con el fin de poder observar la microestructura. Cuando se
termina la preparación de las muestras se llevan a un análisis tanto por medio
de microscopio óptico Figura 4. 15 y microscopio electrónico de barrido, con el
objetivo de observar la microestructura alrededor de la grieta y detección de
algunos defectos ya que estos provocan la nucleación y propagación de grieta.
Figura 4. 15 Microscopio óptico y microscopio electronico de barrido.
74
Figura 5.1 Microestructura de un acero API X-70 a 20X.
CAPÍTULO 5. ANALISIS Y
RESULTADOS
5.1 Resultados de microscopia óptica del metal base y
soldadura.
La Figura 5.1 muestra la microestructura del material, el cual está
conformado por ferrita y perlita, evidenciando que los granos claros son
correspondientes a la fase ferritica y los granos obscuros son correspondientes
a la fase perlítica.
Una vez que al material base se le aplica el proceso de soldadura su
microestructura se verá afectada por el calor que es aportado por el proceso,
75
provocando que se forme una zona afectada por el calor y una zona de fusión
correspondiente a la soldadura. Dichas zonas están presentadas en la Figura
5.2 en donde la zona afectada por el calor es una zona conformada por ferrita
acicular, ferrita equiaxial, ferrita-bainita y perlita. Mientras que en la zona de
fusión está conformada por ferrita acicular, límites de grano ferrítico y ferrita
Widmanstätten.
Como es notorio en ambas zonas una de las fases predominantes es la
ferrita acicular, conocida también como morfología intergranular nucleada de la
ferrita en la cual existen obstáculos entre los granos, la ferrita puede nuclear en
las inclusiones dentro del grano austenítico. Se presenta bajo condiciones de
enfriamiento continuo, esto lleva a que pueda presentarse una variedad de
formas dependiendo de la composición del acero, rango de enfriamiento y las
características de las inclusiones (10).
Figura 5.2. Microestructura en la soldadura a) microestructura en la zona
afectada por el calor a 20X b) microestructura en la zona de fusión a 20X.
5.2 Resultados de pruebas de HIC
Una vez que las muestras fueron expuestas al H₂S, se prepararon
metalúrgicamente para un análisis en el microscopio óptico. La Figura 4. 14
muestra los resultados después de la prueba en donde el espécimen 15-1
76
revela una grieta que casi fractura la muestra, mientras que todas los demás
especímenes tienen ampollamiento superficial.
El ampollamiento superficial es formado cuando la grieta cerca de la
superficie no puede propagarse para promoverse más adentro del acero (19).
La Tabla 5.1 muestra los resultados de las pruebas de agrietamiento por
hidrógeno en donde se encuentran las medidas de las grietas tanto su longitud
como su ancho. En donde la muestra V1-1 tiene el resultado mayor que consta
de una grieta de 7.31 mm de longitud y un ancho de grieta de 1.34 mm,
mientras que la muestra con menor tamaño de grieta es la 15-2 con una
longitud de 0.52 mm y un ancho de 0.017 mm. En cuanto a los resultados de
ampollamiento la muestra con mayor número de ampollas es la muestra V1-1 la
cual consta de 5 ampollas que tienen un tamaño entre 4.25 mm y 3.14 mm, y la
muestra con menos ampollas es la 15-1 la cual contiene 1 ampolla que mide
entre 2.98 mm y 1.23 mm.
Estos resultados son debido a que a las muestras V1-1 y 15-1 obtuvieron
una deflexión de 0.40mm a comparación de las otras dos muestras que
contienen una deflexión de 0.20mm entre más sea el esfuerzo aplicado mayor
será la concentración de hidrógeno en el material, sin embargo, en la muestra
15-1 presento una relajación debido a la grieta presente, por lo tanto no se
presentó un mayor número de ampollas, y ni una longitud y ancho de grieta
mayor.
77
Tabla 5.1. Resultados del tamaño de grieta y numero de ampollas en las
muestras.
La Figura 5.3 demuestra la presencia de grietas en el acero, en donde
dichas grietas tienen un comportamiento representativo de HIC y de SSC.
Figura 5.3. Agrietamiento por hidrógeno con aspecto escalonado, 100X .
Todas las muestras (15-1, 15-2, V1-1 y V1-2) mostraron el mismo
comportamiento que está representado tanto en la Figura 5.3 la cual está a
100X y es correspondiente al espécimen 15-1. En la Figura 5.4 representa un
mapeo de la misma muestra a 20X.
78
Figura 5.4 Mapeo del agrietamiento a 20X.
La lectura ha reportado que el comportamiento de la grieta en forma
escalonada es representativo a un proceso de HIC, mientras un
comportamiento transgranular e intergranular y la unión de 2 grietas o más son
representativos a un proceso de SSC, ya que esté proceso se puede presentar
de 2 tipos. Un comportamiento mixto puede observarse en la Figura 5.5, el cual
pertenece a la muestra 15-1 donde la propagación de la grieta va de forma
transgranular e intergranular, la presencia de las grietas se presentó de la
misma forma en todas las muestras. Se observa la presencia de una fase
bainítica donde el comportamiento del agrietamiento va de forma transgranular.
La presencia de la fase bainítica en el material se encuentra presente en la
parte cercana a la superficie del material, debido a los procesos de enfriamiento
en donde lo más cercano a la superficie es lo primero en enfriarse en
comparación al núcleo del material.
Figura 5.5. Comportamiento del agrietamiento por hidrógeno, 20X.
Las grietas presentes en los especímenes se encuentran en el metal base
excepto por la muestra 15-2 en la cual presento una grieta en la zona afectada
79
por el calor (ZAC), exhibida en la Figura 5.6, donde se muestra que la grieta fue
tomada a 5X, 50X a diferentes tiempos de ataque debido a impurezas de
oxidación que presentaba la muestra y no podría apreciarse la estructura.
Figura 5.6. Grieta en la zona afectada por el calor a) 5X sin ataque b) 50X
con un ligero ataque con nital a 2 segundos c) 50X con un ataque de nital
de 6 segundos.
5.3 Microscopía electrónica de barrido.
Las muestras fueron analizadas por medio de microscopia electrónica de
barrido la cual consiste en hacer incidir un haz de electrones sobre la muestra,
al chocar los electrones con la superficie de la muestra rebotan dando como
resultado los electrones secundarios, el equipo los detecta y a partir de ellos
forma la imagen.
En la Figura 5.7 se muestra una imagen MEB, la fractura de la muestra 15-1
en la cual es una fractura frágil, la cual ocurre sin una deformación plástica y
por propagación rápida de una grieta, la fractura de la muestra es causada
debido a que se produjo una corrosión intergranular en la cual el medio
corrosivo entró al material produciendo así la fractura. Por medio del MEB el
cual contiene un detector de energía dispersiva (EDS) se puede llevar a un
análisis de la distribución de elementos en la superficie que son mostrados en la
Figura 5.8 puede observarse la presencia de azufre que es el principal elemento
del medio corrosivo de H₂S.
80
Sin embargo, en la literatura la fractura frágil es el resultado de una prueba
de SSC (5).
Figura 5.7. Imagen por medio del MEB de la muestra facturada 15-1 en la
cual es evidente la presencia de una fractura fragil.
Figura 5.8. Resultados de la distribución de elementos en la fractura de la
muestra 15-1 por medio del EDS.
En la Figura 5.9 muestra el comportamiento de la grieta en el resto de las
muestras, las cuales no llegaron al punto de la fractura, se puede observar
como las grietas tienen una trayectoria tanto transgranular como intergranular.
81
Por medio de EDS se detectó en las muestras 15-2, V1-1 y V1-2 la presencia
de óxidos de silicio los cuales favorecieron la propagación de la grieta.
Mientras que en la Figura 5.9 V1-1 se detecta la presencia de partículas de
carburos, los cuales son frágiles y duros, y son considerados como regiones
altas de concentración de esfuerzos que son susceptibles al agrietamiento.
Figura 5.9 Resultados por MEB para las muestras: 15-2, V1-1 y V1-2.
82
CAPÍTULO 6. CONCLUSIONES
Una de las grandes problemáticas que enfrentan los ductos para el
transporte de petróleo y gas, es el agrietamiento por hidrógeno. El cual es un
fenómeno que llega a fracturar el metal, y es producido por diversos factores.
Por lo tanto las conclusiones de éste proyecto monográfico fueron las
siguientes:
• Las uniones de soldadura fueron resistentes al agrietamiento por hidrógeno
debido a la presencia de la fase ferrita acicular en la zona afectada por el calor
y en la zona de fusión.
• La muestra 15-2 muestra una grieta la cual no es atribuida al agrietamiento
por hidrógeno, es debido a los esfuerzos residuales resultantes del proceso de
soldadura.
• La presencia del ampollamiento en la superficie es debido a que el
agrietamiento presente en las muestras se encuentran cerca de la superficie.
• El material base es más susceptible a la presencia de grietas producidas por
hidrógeno en la superficie, debido a que se detecta la presencia de bainita que
es una de las fases más propensas a presentar dicho fenómeno y la cual es
producida por el proceso de fabricación del acero.
• Entre mayor sea la deflexión del material mayor será la cantidad de grietas,
por lo tanto tiende a generar una grieta con mayor longitud y ancho, y se
obtendrá mayor cantidad de ampollas en la superficie.
83
• El comportamiento de la grieta en todas las muestras es similar al
comportamiento de SSC tipo 1, el cual es notorio que la grieta pasa a través del
grano y otra alrededor del grano, al igual se menciona que en éste tipo de
mecanismo se presenta el ampollamiento por hidrógeno.
• La muestra 15-1 presenta una fractura frágil en donde es un modo de fractura
típico para un proceso SSC.
• Por medio la técnica de EDS se detectó la presencia de óxidos de silicio los
cuales sirven como sitios de nucleación y crecimiento de grietas, los cuales se
encuentran en el metal base.
• En el metal base se detectó la presencia de partículas de carburos, los cuales
son duros y frágiles, y por lo tanto son sitios propensos para el agrietamiento
por hidrógeno.
84
3. BIBLIOGRAFÍA
1. RAOUL, Joël. Use and aplication of high-performance steels for steel
structures. s.l. : Iabse, 2005.
2. Bai, Qiang y Bai, Yong. Subsea pipeline design, analysis, and installation.
s.l. : Gulf Professional Publishing, 2014.
3. Handbook, A.S.M. Properties and selection: irons, steels, and high
performance alloys. s.l. : ASM international, 1990. págs. 262, 263, 657. Vol.
vol.1.
4. Palmer, Andrew C. y King, Roger A. Subsea pipeline engineeering. second
edition. s.l. : PennWell Books, 2008.
5. Timmis, Peter F. Solutions to hydrogen attack in steels. 1997.
6. Urube Pérez, Iván, Velosa Pacheco, Aldrin Belisario y Zabala Capacho,
Luis Eduardo. Fundamentos del dañor por hidrógeno en los aceros. Cali,
Colombia : El hombre y la maquina, 2011.
7. Kou , Sindo. Welding Metallurgy. Second edition. New York : s.n., 1987.
8. Meza Vazquez, Salvador. Soldabilidad de aceros HSLA termogalvaniados
para aplicaciones automotrices. Nuevo León, México : s.n., 2004.
9. Rothwell, A.B y Gray, J. Malcom. Welding of HSLA (microalloyed) structural
steels. Rome, Italy : American Society for Metals, 1976.
10. Hernandez Castro, Juan Enrique. Estudio de la suceptibilidad a la
corrosion bajo esfuerzo de uniones en tuberias de acero API 5L, X70 obtenidas
por soldadura SMAW y MMA. Monterrey : s.n., 2013. Tesis doctoral.
Universidad Autónoma de Nuevo León.
11. Institute American petroleum. Specification for Line Pipe. Forty-fifth. 2012.
12. Turkdogan, E.T. Fundamentals of steelmaking. [ed.] Institute of Materials.
Great Britain : s.n., 1996.
85
13. Holger, Arnold y Arne, Vollmers. Secondary Metallurgy for BOF
Steelmaking. HKM-Iron & Steelmaking. Germany : s.n., 2006.
14. Hobart Institute of Welding Technology. Welding guide. Ohio, USA : s.n.,
2013.
15. American Welding Society. Welding Handbook. [ed.] Annette O'Brien.
Ninth Edition. 2004. Vol. 2.
16. The welding institute. Submerged-arc welding. 1978.
17. Siv, howard. Salmueras de formatio - Compatibilidad con los metales.
2006.
18. Effects of alloying elements and microstructure on the susceptibility of the
welded HSLA steel to hydrogen-induced cracking and sulfide stress cracking.
Beidokthi, Behrooz, Dolati, A. y Koukabi, A.H. Tehran, Iran : Materials
Science and Engineering: A, 2009, Vol. 507, págs. 167–173.
19. The mechanism of failure by hydrogen induced cracking in an acidic
environment for API 5L X70 pipeline steel. M.A. Mohtadi-Bonab, J.A. Szpunar,
R. Basu, M. Eskandari. Saskatchewan, Canada : s.n., 2015, International
journal of hydrogen energy, págs. 1096-1107.
20. A comparative study of hydrogen induced cracking behavior in API 5L X60
and X70 pipeline steels. Mohtadi-Bonab, M. A., Szpunar, J.A. y Razavi-Tousi,
S.S. Saskatchewan, Canada : s.n., 2013, Engineering Failure Analysis, Vol. 33,
págs. 163-175.
21. Relationship between hydrogen-induced cracking and type I sulfide stress
cracking of high-strength linepipe steel. Kim, Wan Keun, y otros. Republic of
Korea : s.n., 2010, Scripta Materialia, Vol. 62, págs. 195–198.
22. Quinto Herrera, Denyse Elaine y Vega Plazas, William Javier. Corrosión
bajo esfuerzo en ambientes de H2S humedo en uniones soldadas de acero al
carbono. 2005.
23. An effective finite element model for the prediction of hydrogen induced
cracking in steel pipelines. Abderrazak Traidia, Marco Alfano, Gilles
Lubineau, Sebastien Duval, Abdelmounam Sherik. Saudi Arabia : s.n., 2012.
86
24. Effect of environmental and metallurgical factors on hydrogen induced
cracking of HSLA steels. Wan Keun Kim, Seong Ung Koh, Boo Young Yang,
Kyoo Young Kim, y otros. 12, Republic of Korea : s.n., 2008, Corrosion
Science, Vol. 50, págs. 3336-3342.
25. Transformation behavior and microstructural characteristics of acicular ferrite
in linepipe steels. Min Kim , Young, Lee, Hakcheol y J. Kim , Nack . 1,
Republic of Korea : s.n., 2008, Materials Science and Engineering: A, Vol. 478,
págs. 361-370.
26. American Society of Mecechanical Engineers. Specification for carbon
steel electrodes and fluxes for submerged arc welding. s.l. : AWS.
27. Nace International the Corrosion Society. Evaluation of Pipeline and
Pressure Vessel Steels for Resistance to Hydrogen-Induced Cracking. [aut.
libro] ANSI.
28. Evaluación de la resistencia a corrosión sobre tensión y fragilización por
hidrógeno de soldaduras circunferenciales de aceros API 5L X80 fabricados en
Brasil. Forero Ballesteros, Adriana, Cunha Ponciano, José Antônio y Boot,
Ivani de S. Rio de Janeiro, Brasil : s.n., 2012, ION, Vol. 25.
87
Lista de Tablas
Tabla 2. 1 Clasificación API 5L tubería de conducción (10). ............................ 19
Tabla 2. 2 Clasificación API 5L tubería de conduccion y sus aplicaciones (3). . 19
Tabla 2. 3 Propiedades mecánicas de los aceros API (4). ............................... 20
Tabla 2. 4 Composiciones químicas de un acero API 5L %e.p. (11). ............... 22
Tabla 2. 5 Energía de interacción de hidrógeno con las trampas presentes en la
microestructura del acero (6). ........................................................................... 44
Tabla 4. 1 Composición química de un acero API 5L X-70. .............................. 61
Tabla 4. 2 Propiedades mecánicas de un acero API 5L X-70. .......................... 62
Tabla 4. 3 Parámetros de soldadura por SAW.................................................. 64
Tabla 4. 4 Composición química del electrodo EM13K-H8 pertenecientes a un
electrodo de medio-manganeso (26). ............................................................... 65
Tabla 4. 5 Composición química del fundente lincolweld-761. ......................... 65
Tabla 4. 6 Condiciones en las cuales se llevo a cabo el ensayo de HIC. ......... 71
Tabla 5.1. Resultados del tamaño de grieta y numero de ampollas en las
muestras. .......................................................................................................... 77
Lista de Figuras
Figura 2. 1 Representación de un proceso de desgasificación durante un
proceso de fundición (13). ................................................................................ 24
Figura 2. 2 Proceso de soldadura por arco sumergido (14). ............................. 25
Figura 2. 3 Equipo de un proceso de soldadura por arco sumergido (SAW) (15).
.......................................................................................................................... 28
Figura 2. 4 Muestra una grieta por HIC en un acero API (a) X70 y (b) X60 (20)36
Figura 2. 5 Agrietamiento por HIC en modo SWC (18). .................................... 38
Figura 2. 6 Grieta interna en el metal soldado, el cual muestra la propagacion
con el modo SOHIC (18). .................................................................................. 39
Figura 2. 7 Morfología de grietas de SSC: (a) Tipo I (b) Tipo II (18). ................ 40
Figura 2. 8 Mecanismo de la absorción de hidrógeno en una placa de acero
expuesta en un ambiente H₂S (23). .................................................................. 45
88
Figura 2. 9 Muestra los diferentes mecanismos de trampas (23). .................... 47
Figura 2. 10 Imágenes del MEB muestran el camino de propagación del HIC; (a)
BF en un valle sobre la fractura superficial de HIC y (b) propagación del HIC
siguiendo MA (24) ............................................................................................. 49
Figura 2. 11. Mecanismo de nucleación y crecimiento de ferrita acicular (25). . 51
Figura 2. 12 Nucleación de grieta de HIC desde una inclusión de sulfuro de
manganeso (19). ............................................................................................... 52
Figura 2. 13 Imágenes por MEB muestran la nucleación del HIC en un acero
API X70; (a),(b) y (c) nucleación de HIC en un grupo de inclusiones de óxidos y
(d), (e) y (f) nucleación de HIC en una inclusion simple de óxido (24). ............. 53
Figura 2. 14 (a) la iniciación de grietas de HIC después de 3 horas de carga a
partir de precipitados de carbonitruros complejos tales como (Ti, Nb, V) (C, N)
y (b) mapeo por EDS de la zona de inicio de la grieta, (c) Imagen SEM de
propagación de sitios de grietas de HIC y (d) un mapa EDS desde el sitio de
crecimiento de la grieta (19).............................................................................. 55
Figura 4. 1 Esquema del procedimiento del caso de estudio. ........................... 61
Figura 4. 2 Diseño de bisel en doble V. ............................................................ 62
Figura 4. 3 Dimensiones del cupón de soldadura. ............................................ 63
Figura 4. 4 Proceso semiautomático de soldadura por arco sumergido (SAW). 64
Figura 4. 5 Probetas para agrietamiento por hidrógeno. ................................... 66
Figura 4. 6 Eliminación de corona en las probetas para agrietamiento por
hidrógeno. ......................................................................................................... 67
Figura 4. 7 Diseño de dispositivo para corrosión bajo esfuerzos conforme a la
norma G39. ....................................................................................................... 67
Figura 4. 8 Dispositivo con muestra montada e indicador de carátula para
medida de la deflexión. ..................................................................................... 68
Figura 4. 9 Medida de la altura desde la base del dispositivo al material a
examinar. .......................................................................................................... 68
Figura 4. 10 Limpieza de muestras en acetona. ............................................... 69
Figura 4. 11 Momento de purga con nitrógeno. ................................................ 70
Figura 4. 12 Finalización de la prueba de agrietamiento por hidrógeno. .......... 71
89
Figura 4. 13 Exposición final de las muestras por 72 horas. ............................. 72
Figura 4. 14 Muestras después de la esposición al H₂S, en los cuales la
fotografía a) Muestras superficiales y b) Muestras del lado transversales. ...... 72
Figura 4. 15 Microscopio óptico y microscopio electronico de barrido. ............. 73
Figura 5.1 Microestructura de un acero API X-70 a 20X. .................................. 74
Figura 5.2. Microestructura en la soldadura a) microestructura en la zona
afectada por el calor a 20X b) microestructura en la zona de fusión a 20X. ..... 75
Figura 5.3. Agrietamiento por hidrógeno con aspecto escalonado, 100X . ....... 77
Figura 5.4 Mapeo del agrietamiento a 20X. ...................................................... 78
Figura 5.5. Comportamiento del agrietamiento por hidrógeno, 20X.................. 78
Figura 5.6. Grieta en la zona afectada por el calor a) 5X sin ataque b) 50X con
un ligero ataque con nital a 2 segundos c) 50X con un ataque de nital de 6
segundos. ......................................................................................................... 79
Figura 5.7. Imagen por medio del MEB de la muestra facturada 15-1 en la cual
es evidente la presencia de una fractura fragil. ................................................ 80
Figura 5.8. Resultados de la distribución de elementos en la fractura de la
muestra 15-1 por medio del EDS. ..................................................................... 80
Figura 5.9 Resultados por MEB para las muestras: 15-2, V1-1 y V1-2. ............ 81
