Evaluación ultrasónica de las fases formadas de un acero inoxidable dúplex 2205 tratado térmicamente a 750 °C y su comportamiento frente a la corrosión

Paola Trocoli-Montesino, Edda Rodríguez-Prato*, Adalberto Rosales-Mendoza, Wilfrido González-Hermosilla

^a Universidad Simón Bolívar, Dpto. de Ciencias de los Materiales, Apartado 89000, Caracas 1080, Venezuela

(*Autor para la correspondencia: eprato@usb.ve)

1. INTRODUCCIÓNTOP

Los aceros inoxidables dúplex incluyen un amplio rango de aleaciones que presentan una microestructura mixta de granos de ferrita (α) y austenita (γ) en proporciones equilibradas. Esta distribución de fases hace que estos aceros tengan simultáneamente buenas propiedades mecánicas y de resistencia a la corrosión (Gunn, 1997; Karlsson, 1999). Además de las fases mayoritarias α y γ, se puede presentar una variedad de fases secundarias indeseables que se forman por efecto de los elementos aleantes y de los tratamientos térmicos, entre ellas destacan los nitruros hexagonales (Cr₂N), fase sigma (σ), fase chi (χ), austenita secundaria (γ₂), fase R, fase π, fase G, M₇C₃, M₂₃C₆ y fase τ (Gunn, 1997; Mateo y Llanes, 1997; Karlsson, 1999). La precipitación de pequeñas cantidades de las fases χ y σ afecta drásticamente a las propiedades mecánicas y de resistencia a la corrosión características de estos aceros (Gironès et al., 2007; Fargas et al., 2009; Gao et al., 2018). La fase σ es una fase intermetálica no magnética, de estructura tetragonal, cuya precipitación es observada en un rango de temperaturas entre los 600 y 1000 ºC y ocurre principalmente a través de la descomposición eutectoide de α en σ y γ₂. Esta reacción comienza en la interfase α/γ, en la que la descomposición de la fase α ocurre por la alta velocidad de difusión de los elementos que conforman la fase σ, como el Cr y el Mo, motivada por la similitud de la estructura tetragonal de la fase σ y la estructura BCC de la fase α (Gunn, 1997; Karlsson, 1999). La precipitación de la nueva fase origina que la matriz quede enriquecida de Ni, elemento estabilizador de la fase γ, dando como resultado la formación de γ₂ con una composición química muy aproximada a la de la fase γ generada a altas temperaturas (Gunn, 1997; Karlsson, 1999; Pohl et al., 2007).

En contraste con la fase σ, la precipitación de la fase χ es termodinámicamente metaestable, ocurre entre 750 y 950 ºC, y siempre tiene lugar previamente a la formación de la fase σ. Tal como sucede con la fase σ, la fase χ se forma frecuentemente en la interfase α/γ y crece hacia la fase α. Con el comienzo de la precipitación de la fase σ, la fase χ se transforma parcialmente para formar σ y, generalmente, ambas pueden coexistir simultáneamente, lo que dificulta su estudio de forma individual. Trabajos previos (Michalska y Sozańska, 2006; Escriba et al., 2009), indican que la composición de la fase χ es más rica en Mo y presenta un mayor peso atómico que la fase σ, lo que la hace identificable por microscopía electrónica de barrido (MEB) con electrones retrodispersados, aun cuando generalmente es identificada por microscopia electrónica de transmisión (TEM). La fase χ es menos importante que la fase σ debido a que su fracción en volumen es inferior, no obstante, ésta no debe ser ignorada debido a que su precipitación genera un efecto desfavorable en la resistencia mecánica y la corrosión del material, el cual es comparable al efecto que tiene la fase σ. Esto es particularmente significativo si se utiliza este tipo de aceros en medios altamente agresivos, tales como plantas de desulfuración, aviación, plantas de manufactura y de procesos químicos, entre otras (Gunn, 1997; Karlsson, 1999).

Numerosos estudios realizados sobre distintos tipos de aceros inoxidables dúplex, han evaluado el efecto de los tratamientos térmicos como la causa principal de la aparición de distintas fases intermetálicas (Ghosh y Mondal, 2008; Escriba et al., 2009; Fargas et al., 2009). La presencia de las fases, χ, σ y γ₂ reduce la resistencia a la corrosión por picadura y la formación de resquicios, debido al empobrecimiento de Cr y Mo en la matriz. Es la fase γ₂ empobrecida en Cr y Mo, que precipita adyacente a la fase σ, la que se corroe preferentemente. Cabe destacar que este tipo de empobrecimiento en la matriz es mucho más significativo con la presencia de fase σ que con las fases χ y R, dado que su tamaño de grano es frecuentemente mucho mayor (Karlsson, 1999). Además, estudios realizados por Ginn y Gooch (1998), indican que los precipitados de fase σ que se forman a bajas temperaturas son más perjudiciales que una fracción equivalente formada a temperaturas elevadas. Es así como la resistencia a la formación de picaduras depende más del tamaño máximo de los intermetálicos que de la fracción volumétrica presente en el acero.

Desde hace más de dos décadas las técnicas ultrasónicas se utilizan como una herramienta de evaluación en la caracterización de materiales, permitiendo evaluar la influencia de la microestructura sobre la velocidad de propagación de la onda, particularmente con la presencia de precipitados y de diferentes fases (Rodríguez et al., 2011a). Estudios recientes en aleaciones metálicas han evaluado la influencia de la microestructura sobre los parámetros acústicos, entre los que destacan la velocidad longitudinal y la transversal (Jayakumar et al., 1991; Hakan y Orkun, 2005; Rajkumar et al., 2007). Pocos trabajos han analizado la variación de estas variables ultrasónicas en aceros inoxidables dúplex, siendo uno de ellos el mostrado por Macedo et al. (2009), para evaluar la formación de ferrita prima (α´) en probetas de aceros UNS S31803 tratadas térmicamente entre 425 y 475 ºC. Ruiz et al. (2009) estudiaron el efecto de los cambios microestructurales en probetas laminadas de aceros inoxidables dúplex por medio de mediciones ultrasónicas, mostrando la sensibilidad de estos parámetros ultrasónicos (coeficiente de atenuación en modo longitudinal y velocidad de la onda transversal) a los cambios que se presentan en el material por efecto del tratamiento térmico, tales como las transformaciones de fase y la precipitación de segundas fases. Finalmente, Rodríguez et al. (2011a) evaluaron probetas de acero inoxidable dúplex 2205 tratadas térmicamente entre 875 y 950 °C con el fin de estudiar la correlación entre la atenuación y la velocidad de la onda ultrasónica con el tamaño de grano y las fases, mostrando que el tamaño promedio de grano, la distribución y su morfología afectan al comportamiento de las señales ultrasónicas, puesto que la velocidad de la onda ultrasónica en materiales policristalinos está controlada por el módulo de elasticidad del material (E) y la densidad, así como también por la microestructura, la textura y la presencia de fases secundarias.

Dado que la corrosión localizada es la causa principal del fallo prematuro de materiales metálicos, resulta imprescindible poder cuantificar la presencia y distribución de los precipitados y las variaciones en sus dimensiones en función del tiempo (Nayar, 2002). Sin embargo, las características microestructurales de este tipo de acero influyen notablemente en la detección exacta de discontinuidades, generando altos niveles de ruido, así como también una altísima atenuación en la señal ultrasónica.

Habitualmente esta cuantificación no se realiza en servicio sino cuando hay un deterioro considerable en las propiedades del material y la misma se puede hacer de forma no destructiva aplicando técnicas de evaluación microestructural in situ. El método ultrasónico por contacto directo es una de las técnicas que permite el estudio y caracterización de los materiales. Así pues, al efectuar la evaluación ultrasónica, las características microestructurales del material pueden afectar a la respuesta ultrasónica. La velocidad de la onda longitudinal y el coeficiente de atenuación asociado a la interacción con la microestructura son dos de los parámetros más comúnmente utilizados por esta técnica en la caracterización de materiales (Rodríguez et al., 2011a).

En la presente investigación se evalúa el comportamiento de probetas de acero inoxidable dúplex 2205 tratadas térmicamente a 750 °C, haciendo uso de técnicas ultrasónicas y electroquímicas. El estudio pretende correlacionar la microestructura de las probetas tratadas térmicamente con las señales ultrasónicas y los parámetros electroquímicos, y de esta manera obtener una información del comportamiento que permita deducir el estado microestructural del material.

2. MATERIALES Y MÉTODOSTOP

2.1. MaterialesTOP

El material estudiado es un acero inoxidable dúplex comercial 2205 (UNS S31803/EN1.4462) en forma de barra cilíndrica y con un tratamiento de solubilización a 1050 ºC, suministrado por la empresa SANDVIK de Venezuela. Las probetas de 50,00 mm de longitud y 20,07 mm de espesor se trataron térmicamente a 750 ºC y se prepararon metalográficamente de acuerdo con la norma ASTM E3-01 (2007) para ser caracterizadas por microscopía óptica (MO) y electrónica de barrido (MEB).

2.2. Evaluación UltrasónicaTOP

La evaluación ultrasónica por contacto directo se llevó a cabo considerando la cara frontal de las probetas sobre la que se hizo el pulido, haciendo incidir el haz ultrasónico en dirección paralela al eje de cada una de ellas. El estudio se realizó utilizando aceite como medio de acoplamiento acústico, el detector de fallos Krautkramer USN-58L y transductores de 0,25 pulgadas de haz normal y frecuencias de 2,25; 3,5; 5,0; 10,0 y 22,0 MHz. La velocidad de propagación de la onda ultrasónica longitudinal se determinó por medio de la diferencia del tiempo de llegada de la señal registrada en el detector ultrasónico, considerando para ello dos ecos sucesivos en la evaluación de cada una de las probetas. El coeficiente de atenuación en cada una de las probetas se determinó en base a la comparación de las amplitudes de los ecos de fondo.

2.3. Evaluación ElectroquímicaTOP

Se utilizó la técnica de resistencia de polarización lineal (R_p), para ello se empleó una solución de NaCl 3,5% a temperatura ambiente. Esta técnica se aplicó con el uso de un Potenciostato General-Purpose Model 2049 de AMEL Instruments. La escala de potencial se fijó en 10 mV más electronegativos en relación al potencial de corrosión (E_corr) correspondiente, se empleó una velocidad de barrido de potencial de 10 mV·min^-1 en sentido anódico. Posteriormente y de forma adicional, se procedió a la obtención de la curva completa de polarización. Para ello, se fijó nuevamente la escala de potencial en 300 mV más electronegativo que el E_corr. Se registraron los valores de densidad de corriente en función del potencial hasta alcanzar 300 mV por encima de E_corr. El potencial se midió con respecto al electrodo de referencia de Ag/AgCl.

Adicionalmente, se utilizó una tercera técnica electroquímica, para determinar la resistencia a la corrosión por picadura se empleó el método de curvas de polarización cíclica galvanostática escalonada (PCGE) de acuerdo con lo establecido en la norma ASTM G100-89 (1999), utilizando la misma solución electrolítica de NaCl al 3,5% y un potenciostato/galvanostato General-Purpose Model 2049 AMEL Instruments. El proceso galvanostático se realizó con escalones de densidad de corriente de 20 μA·cm^-2 y una duración de 2 min cada uno. El ensayo se inició en 0 μA·cm^-2 hasta alcanzar un máximo de 120 μA·cm^-2, para posteriormente regresar escalonadamente a la condición inicial (0 μA·cm^-2). Las curvas registraron los cambios de potencial con respecto al tiempo para cada escalón de densidad de corriente. Los potenciales también se refirieron con respecto a Ag/AgCl.

3. RESULTADOSTOP

3.1. Caracterización MicroestructuralTOP

La Fig. 1 muestra la microestructura del acero inoxidable dúplex 2205 en estado de recepción. Se observa una microestructura mixta de grano fino, donde la matriz es la fase α (zona oscura) y porciones en forma de islas constituyen la γ (zona clara), en fracciones volumétricas aproximadamente iguales. La fracción de área se determinó mediante MO cuantitativa, resultando un 49% de fase α y un 51% de fase γ.

La Fig. 2 muestra la evolución microestructural de cada una de las probetas tratadas a 750 ºC para distintos periodos de tiempo (2, 3, 4, 6 y 8 h), con el objetivo de promover la precipitación de fases secundarias. Al observar las imágenes se distinguen zonas más claras alrededor del borde de grano α/α, además se aprecia la formación de fase σ en las interfases α/γ y α/α, visualizándose con un alto contraste (zona muy oscura). La evolución microestructural, en función del tiempo de tratamiento térmico, muestra que las reacciones de precipitación consumen gradualmente la fase α, debido a que las fases secundarias crecen y se expanden a lo largo de la misma. La alta susceptibilidad de los aceros inoxidables dúplex a la formación de fases intermetálicas es atribuida a la composición química de la fase α, debido a que es más rica en elementos formadores de fase σ, como lo son el Cr y Mo, y más pobre en elementos de estabilización de γ, como el C, N y Ni (Escriba et al., 2009). La alta velocidad de difusión de los elementos que componen la fase σ, originada por la semejanza entre la estructura tetragonal de la fase σ y la estructura BCC de la fase α en la red cristalina, tiene como consecuencia la precipitación preferencial de la fase σ a partir de la α (Gunn, 1997; Rodríguez et al., 2011a). La Fig. 3 muestra el porcentaje de la fracción de área promedio de cada una de las fases determinado mediante MO cuantitativa. A medida que aumenta el tiempo de tratamiento se puede detallar el crecimiento de las dimensiones de las fases secundarias, no obstante, su distribución dentro de la microestructura se considera heterogénea.

La Fig. 3 revela también el cambio en la fracción de área de las fases secundarias con respecto al tiempo de tratamiento térmico. Se observa un incremento significativo de las fases secundarias hasta 2 h de tratamiento térmico, seguido de un aumento progresivo hasta alcanzar 8 h. Sin embargo, el cambio en la fracción de área no es significativo a medida que aumenta el tiempo de tratamiento. Esto puede atribuirse a que la fase χ precipita en pequeñas proporciones en comparación con la fase σ. Además, por ser una fase metaestable, precipita durante tiempos de tratamiento breves y es reemplazada por la fase σ cuando las probetas son sometidas a tiempos de tratamiento más prolongados. Por otro lado, las mediciones del tamaño de grano austenítico muestran un incremento a medida que aumenta el tiempo de tratamiento, desde 18 μm a 23 μm. Existe cierta semejanza entre el crecimiento del tamaño de grano y el incremento de la fracción de área austenítica (ver Fig. 3). El aumento de la fase γ se asocia a la precipitación de fase σ. Es decir, tiene lugar principalmente por la formación de γ₂ durante la reacción eutectoide de la fase α y al consumo progresivo de la fase α provocado por la precipitación de σ y χ a lo largo de la misma.

En la Fig. 4 se presenta la evolución microestructural mediante el uso de MEB de cada una de las probetas tratadas a 750 °C por distintos periodos de tiempo, las cuales revelan detalladamente la presencia y precipitación de fases secundarias (σ y χ), tanto en el límite de grano α/α como en la interfase α/γ. También se detalla la precipitación preferencial de estas fases en el interior de los granos de α consumiéndola progresivamente, comportamiento que coincide con el indicado por Escriba et al. (2009). En general, la fase σ precipita como partículas individuales con formas relativamente compactas en la interfase α/γ, lo cual coincide con las observaciones de Chen y Yang (2001). Las micrografías exhiben una morfología del tipo coralino para la fase σ, en la que la presencia y tamaño aumenta gradualmente con el tiempo de tratamiento, Rodríguez et al. (2011b). Por otra parte, se aprecian zonas altamente contrastadas alrededor de la fase σ, éstas evidencian la precipitación de fase χ a lo largo de los límites de grano α/γ y α/α sobre la fase σ. Asimismo, se distinguen numerosos puntos o agujas a lo largo de la fase α, en especial en la probeta tratada durante 3 h, lo que podría estar relacionado con la formación de otras fases. Sin embargo, los estudios realizados no permitieron determinar las fases a que correspondían específicamente.

Las Figs. 5 y 6 muestran los resultados obtenidos mediante el análisis químico elemental (EDS) de las probetas tratadas durante distintos tiempos. Se distinguen zonas muy brillantes con alto contraste entre los bordes de grano α/α y α/γ, las cuales revelan un incremento en el porcentaje de Mo por efecto de la presencia de la fase χ. De igual manera, se observa un aumento de Cr en los bordes de grano α/α y α/γ, indicando la precipitación simultánea de las fases χ y σ.

La Fig. 7 muestra la aparición de γ₂ en el interior de la fase α representada por una morfología en forma de placas en la probeta tratada durante 8 h. Dicha morfología hace suponer que es del tipo widmanstätten que se forma en un rango de temperaturas entre 650 y 850 ºC, en el que la difusión es más rápida (Gunn, 1997). La forma acicular de la fase γ₂ coincide con el estudio de Badji et al. (2008), en el que observaron agujas finas distribuidas a través de los granos de fase α al someter muestras de acero inoxidable dúplex 2205 a 850 °C durante 30 min.

El análisis localizado de la fase γ en forma de láminas delgadas de la Fig. 8, confirma que estas se enriquecen en Cr y se empobrecen en Ni en comparación a la γ original, tal y como indicó el estudio de Ghosh y Mondal (2008), en el cual se observó una microestructura compuesta de austenita widmanstätten en la interfase α/γ en el interior de la α, acompañada por la formación de las fases σ y χ.

3.2. Evaluación UltrasónicaTOP

3.2.1 Mediciones de velocidad y coeficiente de atenuaciónTOP

La Fig. 9 muestra las medidas de la velocidad de la onda longitudinal y del coeficiente de atenuación en función del tiempo de tratamiento térmico a 750 ºC para las distintas frecuencias utilizadas. Los resultados obtenidos con los palpadores de 2,25; 5,0 y 22,0 MHz muestran una leve disminución de la velocidad hasta 2 h de tratamiento. El descenso de la velocidad se debe posiblemente a la disminución de la fase α más que a la fracción de fases intermetálicas y a la formación de γ₂. La fase α se caracteriza por poseer mayor rigidez que la γ, por lo tanto, el efecto de esta fase es más significativo en este periodo de tiempo (2 h) (Rajkumar et al., 2007; Rodriguez et al., 2011a). A partir de 2 h de tratamiento, las mediciones de velocidad sugieren que la variación observada en la velocidad no solo debe estar relacionada con las fases α y γ, sino más bien con la presencia de precipitados y fases secundarias que aparecen por efecto del tratamiento térmico. Es así como el leve incremento de la velocidad ultrasónica longitudinal es atribuido al incremento del módulo de elasticidad (E) de la matriz durante la precipitación de la fase σ y χ, desde un 10,21% hasta un 13,56%. Cabe destacar, que el efecto de los precipitados intermetálicos ha sido correlacionado con la velocidad en diversas investigaciones entre las que destacan los realizados por Rodríguez et al. (2001b) durante la precipitación de la fase sigma a 850 °C, Jayakumar et al. (1991) en la precipitación de γ´ y Kumar et al. (2000) en aceros ferríticos (9Cr-1Mo) con la precipitación de finos precipitados de Cr₂N y Fe₂Mo (Jayakumar et al., 1991; Kumar et al., 2000; Rodríguez et al., 2011b). Por otra parte, al utilizar los palpadores de 3,5 y 10,0 MHz, los valores de velocidad longitudinal se mantienen con poca variación y el incremento ocurre a tiempos prolongados. Este comportamiento puede asociarse a la poca fracción de fases secundarias que precipita a tiempos cortos.

En cuanto a los valores del coeficiente de atenuación (ver Fig. 9), los resultados muestran una variación que coincide con los cambios microestructurales que tienen lugar por efecto del tratamiento térmico, particularmente por la precipitación de las fases χ, σ y la formación de γ₂, junto con una variación considerable del tamaño de grano que se produce a medida que aumenta el tiempo de tratamiento. Los resultados revelan incrementos en la atenuación a determinados tiempos (2, 3 y 4 h) para cada uno de los palpadores utilizados, particularmente en aquellos tiempos en los que el tamaño y la morfología de los precipitados cambia significativamente así como también el tamaño de grano austenítico, lo que corrobora el efecto de la cantidad, tamaño y morfología de las fases presentes sobre las propiedades acústicas del material (Rodríguez et al., 2011a).

En el caso de los palpadores de 22,0; 10,0 y 2,25 MHz (ver Fig. 9), una vez que se alcanza un máximo en el coeficiente de atenuación, éste muestra una leve variación que tiende a la disminución a medida que aumenta el tiempo de tratamiento. Este comportamiento se debe, probablemente, a la estabilización de los porcentajes de cada una de las fases y del tamaño de grano austenítico que se produce a medida que aumenta el tiempo de tratamiento (Rodríguez et al., 2011b). No obstante, los palpadores de 5,0 y 3,5 MHz presentaron un descenso del coeficiente de atenuación a 6 h de tratamiento, seguido de un aumento a 8 h. Esto indica que dichas frecuencias detectan transformaciones microestructurales relevantes a 8 h de tratamiento, tales como el incremento en las proporciones de las fases χ y σ.

3.2.2 Cálculo del módulo de elasticidad longitudinalTOP

En la Fig. 10 se muestran los valores del módulo de elasticidad (E) calculados en base a los valores promedio de la velocidad de la onda longitudinal, determinada para cada una de las muestras tratadas. Se aprecia un incremento de E a medida que aumenta la fracción de precipitados y de la fase austenítica.

3.3. Medidas ElectroquímicasTOP

3.3.1. Corrosión UniformeTOP

Con el objetivo de cuantificar la resistencia a la corrosión uniforme de las muestras tratadas térmicamente, se utilizó la técnica R_p. Este tipo de aceros son habitualmente empleados en ambientes marinos en los que la deposición de cloruros sobre la superficie metálica es inevitable. La Tabla 1 muestra un descenso de R_p a medida que aumenta el tiempo de tratamiento térmico. La probeta (patrón) en estado de recepción presenta el valor de R_p más elevado (138,61±1,73 Ω cm²), en comparación a la probeta tratada durante 8 h (72,63±2,22 Ω cm²). Este comportamiento podría ser atribuido a la precipitación de las fases σ y χ, debido a que pueden actuar como heterogeneidades dando origen a la formación de pilas galvánicas que causan un empobrecimiento de los elementos aleantes responsables de las buenas propiedades pasivantes, promoviendo así la pérdida de resistencia a la corrosión. Diversos estudios han mostrado que al transcurrir el tiempo suficiente de tratamiento, la fase σ precipita y consume los elementos estabilizadores de la α (Cr y Mo) en las zonas adyacentes a la ferrita y austenita, reduciendo así la resistencia a la corrosión (Paulraj y Garg, 2015). Pohl et al. (2007), indicaron la formación de la fase σ mediante la reacción eutectoide, en el que la α se descompone en las fases σ y γ₂. Es conocido que la fase γ₂ posee bajos contenidos de Cr y Mo, por lo que promueve también la disminución de la resistencia a la corrosión.

La Fig. 11 muestra las curvas de polarización, se observa que a pesar de que se realizó un tratamiento térmico durante distintos tiempos de ensayo, el comportamiento frente a la corrosión generalizada no mostró una variación significativa, debido a que todas las probetas presentan una baja densidad de corriente. Los resultados potenciodinámicos mostraron que la resistencia a la corrosión de la probeta en estado de recepción es similar a aquellas sometidas a 750 ºC de temperatura. A partir de la Fig. 11 se obtuvieron los parámetros electroquímicos, E_corr y densidad de corriente (i_corr) mostrados en la Tabla 2. Al comparar los valores de i_corr se puede observar que, a pesar de haber realizado un tratamiento térmico, el comportamiento frente a la corrosión uniforme se mantiene. Por otra parte, un potencial de corrosión (E_corr) más negativo, es decir, más activo implica una mayor tendencia a corroerse (Mangonon, 1999). Esto se ve reflejado en los resultados indicados en la Tabla 2, debido a que la probeta en estado de recepción presenta un potencial levemente más positivo, es decir, más noble en comparación con aquellas tratadas durante tiempos prolongados (6 y 8 h).

Las fluctuaciones de la densidad de corriente observadas en la rama anódica de la curva de polarización (ver Fig. 11), sugieren que podría haber un comportamiento de corrosión selectiva en la microestructura del material (formación de picaduras metaestables), lo cual coincide con diversos estudios, en donde la precipitación de las fases σ y χ podría promover corrosión localizada. Sin embargo, al no progresar esos picos de i_corr la aleación tiene la capacidad de repasivarse.

Se debería destacar que las muestras de acero inoxidable dúplex 2205 se pasivan en solución de NaCl al 3,5% sin importar el tratamiento térmico aplicado. La inestabilidad en la densidad de corriente (i_corr), como se explicó anteriormente, se debe a la ruptura y posterior reparación (repasivación) local de la capa pasiva. Por otro lado, el ligero incremento de la densidad de corriente (i_corr) en el intervalo de potencial estudiado pareciera indicar que está ocurriendo la disolución de alguna fase. Este efecto se observa con mayor claridad en las probetas sometidas durante 4, 6 y 8 h a tratamiento térmico en el intervalo de potencial de la rama anódica entre 50 y 100 mV vs. Ag/AgCl.

3.3.2. Corrosión por LocalizadaTOP

En la Fig. 12 se muestran las curvas de polarización cíclica galvanostática escalonada (PCGE), destaca la curva de la probeta en estado de recepción (Muestra patrón) en la que el potencial se ennoblece y se mantiene prácticamente constante (1100-1200 mV vs. Ag/AgCl), posteriormente, cuando la densidad corriente disminuye a valores bajos el potencial decae nuevamente hasta el potencial de corrosión (E_corr). Este comportamiento es distinto en comparación con las probetas tratadas térmicamente, debido a que se presenta en forma de picos pequeños a lo largo de toda la rama ascendente, mientras que las curvas obtenidas para las probetas tratadas térmicamente revelan inestabilidad en los escalones cuasiestacionarios de la rama ascendente.

El comportamiento presentado por la Muestra patrón sugiere que el acero inoxidable dúplex 2205 en este estado de recepción posee una capa pasiva estable que le otorga gran resistencia a la corrosión localizada. Su microestructura bifásica es relativamente homogénea permitiendo la formación de una capa de óxidos y/o hidróxidos uniforme con propiedades protectoras en toda su superficie. Los potenciales nobles alcanzados al aplicar los escalones de corriente y su comportamiento indican que sobre la superficie pasiva del acero 2205 puede estar ocurriendo la evolución de oxígeno según la reacción presentada en la Ec. (1), en la que el potencial de equilibrio con respecto al electrodo Ag/AgCl se puede estimar según la Ec. (2), y que para el presente estudio es del orden de 710 mV vs. Ag/AgCl. Varios autores (Li y Sagüés, 2002; Sánchez, 2011; Mesquita et al., 2013; Li y Zhang, 2017) han analizado la evolución de oxígeno en estudios del comportamiento electroquímico de acero al carbono, aceros inoxidables austeníticos y dúplex, por los potenciales nobles a los que se produce esta reacción. Sin embargo, Femenia et al. (2001), analizan la disolución selectiva de la interface α/γ en acero inoxidable dúplex 2205 a altos potenciales en soluciones acidificadas de cloruros, por lo que no pudiera descartarse la ocurrencia de algo similar.

En lo que se refiere a las muestras tratadas térmicamente, la imposición de la densidad de corriente produce un aumento brusco en el potencial electroquímico del electrodo de trabajo, seguido de una inestabilidad y caída de potencial asociada posiblemente al proceso de corrosión localizada de las zonas empobrecidas de la microestructura provenientes de la precipitación de fases secundarias. Sin embargo, se debería indicar que en este intervalo de valor de la densidad de corriente la capa pasiva se mantiene intacta, por ende, no hay formación de picaduras.

Asimismo, el comportamiento de las curvas PCGE hace suponer que cuanto mayor es el tiempo de tratamiento térmico, el material presenta potenciales más electronegativos con el consiguiente descenso en la resistencia a la corrosión. Los valores de potencial electroquímico de las probetas tratadas térmicamente no presentan variaciones importantes entre sí, no obstante, la muestra en estado de recepción (Muestra patrón) exhibe el potencial más alto (más noble), de esta manera se podría indicar que la aparición de fases secundarias puede provocar una disminución en la resistencia a la corrosión localizada. Posteriormente, las probetas tratadas térmicamente sufren una caída del potencial asociada a la ruptura de la capa pasiva y la formación de picaduras. Las curvas muestran que el tiempo de tratamiento térmico se relaciona también con la ruptura de la capa pasiva, debido a que cuanto más prolongado es el tiempo de tratamiento térmico esto ocurre más rápidamente.

La Fig. 13 presenta los resultados del ensayo PCGE realizado utilizando muestras de acero inoxidable 2205 tratadas térmicamente, con la superficie pulida hasta acabado brillante (tipo espejo) y expuestas en condiciones atmosféricas naturales durante un tiempo considerable. En la Fig. 13 se observa que los potenciales alcanzados por las muestras envejecidas durante el ensayo PCGE fueron en la mayoría de los casos más nobles que los mostrados en la Fig. 12 y se extendieron hasta i_corr de aproximadamente 120 µA·cm^-2. Este es un resultado de interés práctico pues a pesar del deterioro que puede sufrir el material con la consiguiente pérdida de resistencia a la corrosión debido a la formación de fases secundarias, la aleación puede de alguna forma contrarrestar esta situación formando una capa protectora. Esto sugiere que pudieran diseñarse tratamientos químicos o electroquímicos para proteger la superficie del acero dúplex 2205 envejecido, para compensar el deterioro causado por la formación de fases secundarias y las debilidades que estas heterogeneidades microestructurales-composicionales introducen en la capa pasiva causando problemas de pilas galvánicas. No obstante, habría que estudiar si estos tratamientos superficiales pudieran acercarse al comportamiento de los aceros dúplex no envejecidos.

La evaluación ultrasónica realizada a las probetas después de ser sometidas a las técnicas electroquímicas, muestra similitudes en los parámetros acústicos en comparación con las probetas que han sido tratadas térmicamente, corroborando el poco efecto de la corrosión en los parámetros acústicos. Los resultados evidencian que ningún transductor arroja información relevante sobre la presencia del fenómeno de corrosión en el acero 2205. Sin embargo, se debe destacar que, para este caso, la atenuación ocurre por la difracción de la señal dada a la superficie de las probetas que no fue pulida para realizar la experiencia.

4. CONCLUSIONESTOP

AGRADECIMIENTOSTOP

Los autores agradecen al Laboratorio E de la Universidad Simón Bolívar y a la Empresa SANDVIK de Venezuela por suministrar, en calidad de donación, el material estudiado.

REFERENCIASTOP