ALTERNATIVA METALÚRGICA PARA EL REEMPLAZO DE REHERVIDORES DE LA SECCIÓN DE DESORCIÓN DE CO2 Y H2S

SISTEMA DE ENDULZAMIENTO DE GAS - PLANTA LGN II COMPLEJO PETROQUÍMICO ANA MARIA CAMPOS.

Ing. Ricardo Amado MSc. en Corrosión

(ricardo.amado@pequiven.com) PEQUIVEN S.A. Complejo Petroquímico Ana Maria Campos

Maracaibo - Venezuela

RESÚMEN

Los haces tubulares de acero al carbono ASTM A179 de los rehervidores de la

sección de regeneración de amina del sistema de endulzamiento de gas de la

Planta LGN II, exhiben una morfología de falla por corrosión localizada a bajo pH,

con una estadística de ruptura de aproximadamente cada dos meses, a partir de

la primera falla observada posterior a su periodo de instalación. Para comprender

y documentar el fenómeno fue necesario analizar la causa raíz y el mecanismo de

falla que impera en el sistema, además de las limitaciones que implica el uso de

tratamientos químicos y evaluar el empleo de nuevas aleaciones en la fabricación

de los haces tubulares. El objetivo principal consiste en evaluar diferentes aceros

inoxidables para la desorción de CO2 y H2S del sistema de endulzamiento de gas,

a través de la selección de materiales y pruebas en operación; mediante técnicas

electroquímicas aplicadas, microscopia electrónica de barrido, espectroscopia de

dispersión de energía de Rayos X y difracción de Rayos X. Determinándose el

óptimo desempeño del acero inoxidable dúplex SAF 2205 UNS S32205 ASTM

A789 bajo las condiciones electroquímicas presentes, recomendando su empleo

para la fabricación de los haces tubulares de los rehervidores de regeneración del

sistema de endulzamiento, garantizando pasivación de la interfase metal-solución

a través de la estabilidad de los óxidos de cromo formados; alcanzando una

elevada relación costo-beneficio, evitando altos contenidos de níquel en la

aleación o aleaciones base níquel, mitigando perdidas netas de 178000 $/día por

producción de etano no realizada.

1.- DESCRIPCION DEL PROCESO DE ENDULZAMIENTO, PLANTA LGN II

La planta de tratamiento de gases ácido de LGN II, fue diseñada para manejar

un flujo de gas de alimentación de 180 MMPCED a 850 psig, con un porcentaje

de CO2 de 3.87 % y 100°F. La remoción del CO2 y H2S contenidos en el gas de

alimentación se realiza actualmente mediante absorción y posterior desorción

en una solución de aminas al 50%, como se muestra en la figura 1.

El gas ácido entra por la parte inferior de la torre absorbedora T-201 y se pone

en contacto, en contracorriente, con el flujo de amina pobre (bajo contenido de

CO2). Por el fondo de la torre se obtiene la amina rica (alto contenido de CO2) y

por el tope se obtiene el gas dulce con un contenido de CO2 menor a

100 ppmv. Al salir de la T-201, la amina rica se expande en el tambor V-207,

donde se extraen parte de los hidrocarburos livianos absorbidos, luego la amina

es filtrada en los filtros de cartucho F-202 A ó B para retirar los sólidos

suspendidos y posteriormente parte de este flujo (aproximadamente 10%) es

circulado por el filtro de carbón activado F-205 para retener las moléculas

grandes. Luego la corriente es calentada desde 152°F hasta 200°F, en el

intercambiador de placas paralelas E-208 ó E-208 A, circulando por un lado de

las placas amina rica y por el otro amina pobre.

La amina rica calentada alimenta a la torre despojadora de CO2 T-202, donde

por el tope sale el gas ácido y por el fondo la amina pobre. Donde el calor

necesario para la regeneración proviene de los rehervidores de la columna

E-209A/B que usa una corriente de vapor saturado de baja presión como medio

de calentamiento.

El vapor consumido en los rehervidores proviene del cabezal de vapor de 650

psig. Este vapor pasa a través de una válvula, la cual disminuye la presión del

vapor hasta 45 psig; luego se dirige a un atemperador que controla la

temperatura del cabezal a 300oF.

Figura 1. Diagrama de flujo sistema de endulzamiento de gas.

El tope de la T-202 es enfriado por el aeroenfriador AC-204 A ó B desde 200°F

hasta 120°F, los líquidos condensados se separan en el tambor V-209 y son

retornados como reflujo a la torre a través de las bombas P-205 A ó B. Del fondo

de la torre, la amina es enviada a los rehervidores E-209 A/B tipo Kettle. Los

vapores de los rehervidores retornan a la torre T-202 y el liquido de rebose es

enviado de regreso al intercambiador E-208/E-208 A, donde se enfría desde

252°F hasta 200°F. Luego de pasar por este intercambiador, la amina pobre entra

al tambor de reposición V-208, de donde se succiona con las bombas P-206 A/B,

para enviar el flujo a los aeroenfriadores AC-203 A/B/C/D. Los AC-203’s

enfrían la corriente de amina pobre desde 180°F hasta 110°F, antes de ser

succionada por las bombas P-204 A/B/C, las cuales incrementan la presión del

fluido hasta la presión de operación de la torre absorbedora T-201.

El gas húmedo con CO2 que se retira en el tambor de reflujo V-209 se envía a

través de una válvula controladora de presión hacia el tambor V-219 y de allí

hacia la atmósfera a través del tubo de venteo. El agua retenida en el V-219, es

retornada aguas arriba al tambor V-207 por medio de las bombas P-208-A ó B,

cerrando el ciclo de flujo de amina.

F-202A/B

E-209A

E-209B

T-202

AC-204

P-205A/B

E-208/208A

P-206 A/BAC-203 A/B/C/D

P-204 A/B/C

AC-205

E-213 V-215

V-207

V-209

V-208

F-205F/S

Hacia el V-219

Hacia el V-219

Gas Dulce250 ppm CO2

F-203

VENTEO

T-201

CO 2CO 2Agua

AMINA RICA AMINA POBRE

100°F 845 PSIG

120°F 110°F

110°F813 PSIG

131°F 837 PSIG

110°F

120°F 845 PSIG

152°F 825 PSIG

152°F50 PSIG

120°F 50 PSIG

180°F55 PSIG

180°F5 PSIG

191 °F7 PSIG

252°F12 PSIG

200°F42 PSIG

250°F12 PSIG

120°F 55 PSIG

197°F10 PSIG

120°F Gas Acido

120°F5 PSIG

Fecha # Tubos rotos E-209A # Tubos rotos E-209B21/09/2006 12 028/11/2006 9 131/01/2007 8 019/03/2007 14 006/04/2007 6 013/05/2007 7 121/07/2007 9 0

2.- ANTECEDENTES OPERACIONALES 2.1.- ANÁLISIS DE LOS REGISTROS DE FALLAS SOBRE LOS HACES TUBULARES Y VARIABLES DE CONTROL DE LA SECCIÓN DE DESORCIÓN. Registro de fallas. A partir del tercer trimestre del año 2006, comenzaron a reportarse problemas de alto

nivel en los reboilers de la sección de desorción del sistema de endulzamiento de gas,

asociándose eventos de dilución de la amina, y por ende fallas en el proceso de

quimisorcion; por efecto del contacto directo entre el vapor y la alcanolmaina.

Incurriendo ello a la primera parada de emergencia del sistema, obteniéndose solo la

producción de C3+, y difiriendo la producción de etano, conllevando a pérdidas netas

reales en el orden de 178000 $/día. Al incursionar y evaluar las unidades, se denotó la

presencia de daños electroquímicos severos (corrosión localizada) que dieron paso a

la ruptura de doce (12) ASTM A 179 (primera incursión), los cuales fueron taponados

para el arranque del sistema. Posterior al primer evento de falla, los haces tubulares

continuaron con fallas electroquímicas a un promedio de un mes de recurrencia (caso

E-209 A) y seis (6) meses (caso E-209 B). Durante todo el periodo de recopilación de

fallas, se apreciaron aunados a los daños electroquímicos, daños mecánicos

acentuándose con el pasar del tiempo, pero sin llegar a ruptura de tubos.

Por otro lado, con los datos de fallas reportadas, se realizo la tabla 1 desde el tercer

trimestre del año 2006 hasta el tercer trimestre de 2007, donde se demuestra la

frecuencia y numero de fallas características por intercambiador.

Tabla 1. Frecuencia de falla sobre los reboilers de regeneración de amina.

Temperatura y presión de admisión de vapor a los reboilers E-209 A/B. Adicional al levantamiento de fallas, se procedió con el monitoreo de las variables

termodinámicas, como temperatura y presión del vapor de admisión a los reboilers. En

las figuras 1, 2 y 3 se muestra el performance de temperatura, observándose

fluctuación de manera oscilatoria, denotándose picos o valores de temperatura

superiores al set point de 300°F (149°C). Esta variación existente eleva el riesgo de

degradación térmica de la Metildietanolamina MDEA, tal y como lo demuestran

Chakman & Meisen en sus investigaciones. En gran parte, estas fluctuaciones son

debidas a falta de un posicionador de control para la válvula FCV-612, el cual influye

en el mejoramiento de control de temperatura y ajuste al set point fijado. Por otro lado,

al evaluar la presión de vapor de alimentación a la planta, se pueden observar en las

figuras 4, 5 y 6, diferenciales de presión (esfuerzos de tensión) fuera del rango de

variación permisible 44,60 psig < P < 54,90 psig (set point 45 psig), conllevando esto a

fuertes gradientes de vibración, con esfuerzos de tensión fuera de la relación de

esfuerzos según diseño, sobre los tubos dentro del cuerpo del haz tubular, generando

esto una elevada consecuencia en lo que a fallas mecánicas (tubo-bafle) dentro del

electrolito se refiere. Durante la recopilación de la información, se denotó efectos

satisfactorios directos sobre la estabilización de estos diferenciales de presión, al

variar el set point del flujo de vapor de la FCV-612 por debajo del valor del set point

fijado a la FCV-613.

Ad-Hoc Trend

VAPOR A REHERVIORES 01/08/2006 12:00:00 a.m. 31/12/2006 12:00:00 a.m.152.00 Day(s)

21:TC220.PV

GRADO F

100

200

300

400

500

0

600343.0321:TC220.PV

GRADO F

231.81

15/09/2006 04:52:31 p.m.

484.44

19/11/2006 04:19:32 p.m.

Figura 1. Temperatura del vapor de admisión para el tercer trimestre 2006.

Figura 2. Temperatura del vapor de admisión para el primer trimestre 2007.

Figura 3. Temperatura del vapor de admisión para el segundo trimestre 2007.

Figura 4. Presión del vapor de admisión para el tercer trimestre 2007.

Ad-Hoc Trend

VAPOR A REHERVIORES 01/01/2007 12:00:00 a.m. 31/03/2007 12:00:00 a.m.89.00 Day(s)

21:TC220.PV

GRADO F

100

200

300

400

500

600

0

700295.4821:TC220.PV

GRADO F

232.63

30/01/2007 06:02:08 a.m.

229.15

16/03/2007 04:40:54 p.m.

Ad-Hoc Trend

VAPOR A REHERVIORES 01/04/2007 12:00:00 a.m. 31/07/2007 12:00:00 a.m.121.00 Day(s)

21:TC220.PV

GRADO F

150

200

250

300

350

400

450

500

550

100

600295.3221:TC220.PV

GRADO F

294.41

06/04/2007 10:32:40 a.m.

297.78

11/05/2007 08:18:55 p.m.

294.29

20/07/2007 06:36:20 a.m.

Ad-Hoc Trend

VAPOR PLANTA 01/08/2006 12:00:00 a.m. 31/12/2006 12:00:00 a.m.152.00 Day(s)

21:PC206.PV

PSIG

0

10

20

30

40

50

60

-10

7056.97721:PC206.PV

PSIG

33.044

19/11/2006 01:13:53 p.m.

18.663

15/09/2006 09:08:23 a.m.

Figura 5. Presión del vapor de admisión para el primer trimestre 2007.

Figura 6. Presión del vapor de admisión para el segundo trimestre 2007. Carga ácida en la corriente de amina pobre. Desde el primer trimestre del año 2006 hasta el tercer trimestre del 2007, se evaluaron

los registros de carga acida como relación molar (mol CO2/mol amina) en la corriente

de amina pobre en la etapa de regeneración de la amina, observándose resultados

con variaciones altamente significativas, elevando el riesgo de corrosión ácida en los

reboilers de la sección de desorción.

Ad-Hoc Trend

VAPOR PLANTA 01/01/2007 12:00:00 a.m. 31/03/2007 12:00:00 a.m.89.00 Day(s)

21:PC206.PV

PSIG

0

10

20

30

40

50

60

-10

7045.14221:PC206.PV

PSIG

6.8236

30/01/2007 06:02:08 a.m.

16.022

16/03/2007 02:52:12 p.m.

Ad-Hoc Trend

VAPOR PLANTA 01/04/2007 12:00:00 a.m. 31/07/2007 12:00:00 a.m.121.00 Day(s)

21:PC206.PV

PSIG

0

10

20

30

40

50

60

-10

7043.72421:PC206.PV

PSIG

50.24

06/04/2007 06:50:59 a.m.

12.603

12/05/2007 03:42:17 a.m.

49.81

21/07/2007 04:46:24 a.m.

En las figuras 7, 8, 9, 10 y 11 se denotan las alteraciones observadas en la relación

molar con respecto a la establecida en el equilibrio, donde se exhiben valores que van

desde 0,08 hasta 0,50 mol CO2/mol amina, muy superiores a los 0,03 mol CO2/mol

amina (equilibrio) establecida por el fabricante de la amina, especificada para alcanzar

velocidades de corrosión < 4, 00 mpy.

Ahora bien, esto denota fallas en el proceso de regeneración, donde el contenido de

CO2 remanente en lo reboilers es mayor que el de diseño, en consecuencia se alcanza

una relación molar (carga ácida) superior a la del equilibrio, donde los gases ácidos

son liberados potenciando el proceso corrosivo y la reducción de la vida útil de los

tubos de acero al carbono ASTM A 179.

Por ultimo es importante destacar, que la relación molar (carga ácida) en la corriente

de amina pobre establecida por el fabricante, se encuentra por encima de los

parámetros establecidos para minimizar los daños por corrosión, en la operación de

sistemas provistos de metildietanolamina MDEA.

Carga ácida 0,005 mol CO2/mol amina para el caso de MDEA.

Carga ácida 0,015 mol CO2/mol amina para MDEA con activadores especiales.

Figura 7. Carga ácida en la amina pobre primer trimestre 2006.

Primer trimestre 2006 carga ácida amina pobre

0

0,01

0,02

0,03

0,04

0,05

0,06

0,07

0,08

0,09

24-12-05 03-01-06 13-01-06 23-01-06 02-02-06 12-02-06 22-02-06 04-03-06 14-03-06 24-03-06 03-04-06 13-04-06

mol

CO

2/m

ol a

min

a

Figura 8. Carga ácida en la amina pobre segundo trimestre 2006.

Figura 9. Carga ácida en la amina pobre tercer trimestre 2006.

Figura 10. Carga ácida en la amina pobre primer trimestre 2007.

Segudo trimestre 2006 carga ácida amina pobre

0

0,01

0,02

0,03

0,04

0,05

0,06

0,07

0,08

24-03-06 13-04-06 03-05-06 23-05-06 12-06-06 02-07-06 22-07-06

mol

CO

2/m

ol a

min

a

Tercer trimestre 2006 carga ácida amina pobre

00,010,020,030,040,050,060,070,080,090,1

0,110,120,130,140,150,160,17

12-06-06 02-07-06 22-07-06 11-08-06 31-08-06 20-09-06 10-10-06

mol

CO

2/m

ol a

min

a

Primer trimestre 2007 carga ácida amina pobre

0,00

0,05

0,10

0,15

0,20

0,25

0,30

0,35

0,40

0,45

0,50

19-12-06 29-12-06 08-01-07 18-01-07 28-01-07 07-02-07 17-02-07 27-02-07 09-03-07 19-03-07 29-03-07 08-04-07

mol

CO2

/mol

am

ina

Figura 11. Carga ácida en la amina pobre segundo trimestre 2007. Velocidad de corrosión a través de pruebas no electroquímicas. (Testigos de corrosión) Como una medida de control el sistema de endulzamiento posee cuatro (4) estaciones

de medición de corrosión, basados en cupones (técnica no electroquímica). Con el

apoyo de dichas estaciones de monitoreo se procedió con la recopilación de las tasas

de corrosión para el periodo de 34 días de exposición (02/03/06 - 05/04/06) y 104 días

de exposición (02/03/06 - 14/06/06), antes de la fuera del servicio de las estaciones de

control; el periodo total de monitoreo fue establecido entre el primero y segundo

trimestre del año 2006.

A partir del análisis de resultados obtenidos se observó para tres (3) de las cuatro (4)

estaciones de medición, velocidades de corrosión de 3,50 mpy < a 4,00 mpy

(establecido por el fabricante de la amina como máxima nivel de corrosividad del

sistema). Siendo la corriente de entrada a la columna regeneradora T-202, donde se

aprecian los registros de velocidad de corrosión generalizada en el orden de 9,77 mpy

para 34 días de exposición y 10,84 mpy para 104 días de exposición, categorizada

como elevada según el criterio de la norma NACE RP 0775-99.

Segundo trimestre 2007 carga ácida amina pobre

0,00

0,05

0,10

0,15

0,20

0,25

0,30

0,35

0,40

0,45

0,50

0,55

19-03-07 29-03-07 08-04-07 18-04-07 28-04-07 08-05-07 18-05-07 28-05-07 07-06-07 17-06-07 27-06-07 07-07-07

mol

CO

2/m

ol a

min

a

Velocidad de corrosión en la banda de: Fuera Espec. SEVERA CRIT.

Depósitos acumulados

3,4223 g/ft2 B.W.G. GENERALIZADA PITTING Deposito metro lineal tubo

10 (3,4 mm) 13,70 Años 20,00 Intercambiador12 (2,77 mm) 11,16 Años 20,00 1,7307 g14 (2,11 mm) 8,50 Años 20,0016 (1,65 mm) 6,65 Años 20,00

Control de parámetros Resultados Criterios Velocidad de corrosión (mpy): 9,773 Fuera Espec. Perdida de masa por unidad de Área (g/m2/día): 5,134 Velocidad de picadura (mm/año): 0,001 Ensuciamiento por unidad de Área :(g/m2/día) 1,083

4,000Contrato

NO DATA

Vida útil de los tubos de intercambiadores bajo condiciones de corrosividad

NO DATANO DATA

Velocidad de corrosión en la banda de: Fuera Espec. SEVERA CRIT.

Depósitos acumulados

3,9186 g/ft2 B.W.G. GENERALIZADA PITTING Deposito metro lineal tubo

10 (3,4 mm) 12,35 Años 20,00 Intercambiador12 (2,77 mm) 10,06 Años 20,00 1,9817 g14 (2,11 mm) 7,66 Años 20,0016 (1,65 mm) 5,99 Años 20,00

Control de parámetros Resultados Criterios Velocidad de corrosión (mpy): 10,842 Fuera Espec. Perdida de masa por unidad de Área (g/m2/día): 5,515 Velocidad de picadura (mm/año): 0,000 Ensuciamiento por unidad de Área :(g/m2/día) 0,405

ÓNo Data

Vida útil de los tubos de intercambiadores bajo condiciones de corrosividad

No DataNo Data

4,000Contrato

En las tablas 2 y 3 se observa al detalle la evaluación realizada a través de la perdida

de peso del cupón, y su correspondiente medida en velocidad de corrosión.

Observándose la carencia de picaduras sobre el mismo y una pérdida de masa

uniforme a lo largo de toda el área de exposición. Es importante destacar que las

tasas de corrosión no son totalmente representativas en lo que a los haces tubulares

se refiere, ya que la misma no se realiza a piel de tubo sobre la interfase metal-

solución durante la transferencia de calor, no evalúa los fenómenos electroquímicos

que ocurren justamente dentro de los reboilers, donde las picaduras o daños

localizados evidencian la falla en si; punto que se analizara de manera especifica mas

adelante con el desarrollo de la investigación.

Tabla 2. Registros de velocidad de corrosión a 34 días de exposición.

Tabla 3. Registros de velocidad de corrosión a 104 días de exposición.

Análisis fisicoquímico de la corriente de amina. Del análisis fisicoquímico expresado en la tabla 4, suministrado por el fabricante de la

amina durante el segundo y tercer trimestre del año 2006, solicitado a raíz de las

elevadas tasas de corrosión del sistema, se observa en primera instancia dentro de las

variables de interés de la investigación:

Tabla 4. Análisis fisicoquímico de la amina pobre 2do y 3er trimestre 2006.

• Elevados niveles de agua en la amina, por efecto del contacto directo con el vapor

por tubos rotos en el intercambiador.

• Bajos niveles de MDEA y activador, debido a la dilución de la concentración de la

alcanolamina.

• Presencia de dietanolamina DEA y trietanolamina TEA en la corriente de proceso,

posiblemente por efecto de la degradación térmica de MDEA en presencia de CO2, sin

llegar a la formación de THEED.

• Elevados niveles de aniones en solución como oxalato y formiato (ácido fórmico),

debido al contacto directo de MDEA con O2 y CO y formación de HSAS.

• Bajos niveles de hierro en solución.

• A pesar de observarse elevados niveles de aniones en solución, no se evidencia la

presencia de bicina en la corriente. Por ultimo, se puede de denotarse que los niveles máximos permitidos por el

fabricante de la amina, en el caso de formiato (5000 ppm) se encuentran muy por

encima de los parámetros establecidos para minimizar los daños por corrosión, en la

operación de sistemas con MDEA. (Concentración de formiato permisible 500 ppm)

3.- EVALUACIÓN FRACTOGRÁFICA DE LA SUPERFICIE DE FALLA. 3.1.- INSPECCIÓN MACROSCOPICA VISUAL / TUBOS FALLADOS. Para el desarrollo de la inspección visual o macroscopica, fue necesario extraer el

cuerpo de los haces tubulares de los intercambiadores de calor, tal y como lo denota la

figura 12.

Figura 12. Extracción del haz tubular del reboiler de regeneración de amina.

Con los tubos del reboilers fuera de la carcasa del equipo, se continuó con la

evaluación exhaustiva, denotándose la presencia de deposiciones adherentes y

estratificadas (de elevado espesor y uniforme) en toda la superficie externa de los

tubos de acero al carbono ASTM A 179 por efecto de la corrosión generalizada, daños

por corrosión localizada como daños mecánicos dentro de la sección de los primeros

cuatro (4) bafles del cuerpo del haz tubular (enumerados desde la placa tubular hacia

el cuerpo).

Daños electroquímicos. Las figuras 13 y 14, muestran la macrografía detallada de cada una de las muestras

más representativas dentro del haz tubular para su evaluación; denotándose la

presencia de deposiciones de poco carácter protector y quebradizas, se observa la

presencia de corrosión localizada con morfología de picaduras penetrantes aisladas e

interconectadas de forma elíptica, horizontal y vertical según el estándar ASTM G 46.

Para el momento de la evaluación las picaduras todavía no habían alcanzado el

espesor de pared (no pasantes).

Figuras 13 y 14. Corrosión localizada con morfología de picaduras aisladas e interconectadas.

A partir de los daños electroquímicos observados, se continúo con la medición de la

máxima profundidad de picaduras (p), alcanzándose valores hasta de 1,55 mm sobre

los especimenes, adicional a ello la extensión máxima de picaduras (d) estuvo en el

orden de 150 mm, conllevando ello a alcanzar relaciones de aspecto (p/d) de 0,010. Esta morfología de falla es característica de la corrosión ácida, se puede decir, como

se mencionó anteriormente, que los factores que se conjugan para ocasionar este tipo

de daño son: carga ácida elevada en la corriente de amina pobre, presencia de

aniones de sales térmicamente estables y alta concentración de ácido fórmico a piel

de tubo. Daños mecánicos. La figura 15, permite observar la deformación plástica existente en la unión bafle-tubo,

principalmente en la parte superior central del cuerpo del haz tubular. Las fuertes

vibraciones sobre los haces, son efecto directo de las elevadas amplitudes de

esfuerzos debido a los múltiples diferenciales de presión experimentada en la

alimentación del vapor a los reboilers, las cuales registran oscilaciones superiores al

set point fijado. Es importante destacar que las fuertes variaciones en la presión son

consecuencia de las oscilantes tasas en el caudal de alimentación. A través de la

figura 16, se puede explicar brevemente de manera esquemática, el mecanismo de

reducción de pared de la metalurgia.

Figura 15. Detalles de daños mecánicos en la unión bafle-tubo.

Figura 16. Mecanismo de reducción de pared. 3.2 ANÁLISIS METALOGRÁFICOS DESTRUCTIVOS MEDIANTE MICROSCOPIA ÓPTICA.

En la figura 17, se observa a través de la sección transversal en la zona de falla, una

microestructura característica de un acero hipoeutectoide (%C < 0,83), con la

presencia una matriz rica en ferrita (α_Fe) y perlita (Fe3C y α_Fe) distribuida de

manera uniforme, con un tamaño de grano homogéneo. Esta matriz es típica de un

acero al carbono bajo la designación de fabricación ASTM A 179 con dureza

superficial < 72 HB. En la figura 18, se aprecia la presencia de daños por corrosión

con morfología de grietas ramificadas de carácter intergranular debajo de las

deposiciones presentes, con poco carácter protector; donde la posibilidad de dichos

daños podría asociarse al efecto de celdas diferenciales de energía localizadas, en un

medio provisto de ácidos orgánicos débiles.

20X Figura 17. Metalografía de la zona de falla sin la presencia de daños por hidrogeno. Carencia de venenos catódicos.

Figura 18. Metalografía con daños intergranulares en zonas localizadas.

Por ultimo, en la figura 19, se denotan transversalmente, dos tipos de capas en la

interfase metal-solución; la primera de ellas, adherida sobre la superficie del metal en

el orden de 3 - 5 µm, y la segunda con una morfología estratificada depositada sobre

la anterior.

Figura 19. Películas presentes en la zona de falla. 3.3.- EVALUACIÓN MEDIANTE MICROSCOPIA ELECTRÓNICA DE BARRIDO (SEM). Las imágenes 20, denotan desde el punto de vista longitudinal a diferente

magnificación, la presencia de picaduras interconectadas de morfología elíptica de

aproximadamente 600 µm de diámetro sobre superficie de los tubos de acero al

carbono ASTM A179, donde la carencia del carácter protector de las capas presentes

es evidente. Este tipo de fallas puede asociarse al efecto de daños electroquímicos a

bajo pH (corrosión ácida):

Fe → Fe+2 + 2e-

2H+ + 2e- → H2

2HCO3- + 2e- → 2CO3

-2 + H2

100:1

Es importante resaltar que el nivel de acidez a piel de tubo, proviene de la elevada

carga ácida experimentada por el sistema, siendo superior a la del equilibrio

(0,03 mol CO2/mol amina), permitiendo la liberación de CO2 y su correspondiente

hidrólisis; además de la existencia de altos niveles de ácidos orgánicos débiles

(fórmico y oxálico) en la corriente. Los ácidos débiles calientes, en ambiente acuoso, y

la temporal no neutralización por la alcanolamina, resultan en condiciones muy

corrosivas. Altas velocidades de corrosión en la sección de fondo de los

regeneradores de alcanolamina y reboilers han sido observadas y documentada. Altas

tasas de corrosión por efecto de los ácidos volátiles débiles, como fórmico y acético,

han sido demostradas a condiciones de laboratorio, a condiciones de los reboilers de

120°C y siempre a bajas concentraciones de formiatos y acetatos (500-1000 ppm).

Figura 20. Morfología de picaduras interconectadas de forma elíptica con borde de filo por efecto del proceso corrosivo de aproximadamente

600 µm de diámetro.

En la figura 21, se evidencia la destrucción y solubilización localizada de las capas

adherentes, por efecto de la acidez presente a piel de tubo. Por otro lado, también se

denota la morfología intrínseca y no estratificada de dichas capas y su elevado

carácter protector sobre el acero al carbono en zonas donde no se aprecia su perdida.

Por último, en la fotomicrografia 22, es marcada la existencia de daños mecánicos

sobre la superficie de los tubos específicamente en la unión bafle-tubo, por efecto de

las elevadas vibraciones. A diferente magnificación, se observa la fragilidad y carácter

quebradizo de las capas estratificadas presentes frente al efecto mecánico y

electroquímico combinado.

Figura 21. Disolución localizada de las capas adherentes sobre la interfase metal-solución ASTM A179.

4.- ANÁLISIS MEDIANTE ESPECTROSCOPIA DE DISPERSIÓN DE ENERGÍA DE RAYOS X (EDS). 4.1.- COMPOSICIÓN MICROANALITICA ELEMENTAL DE PRODUCTOS DE CORROSIÓN. Las Figuras 23 y 24, muestran la micrografía electrónica de las capas adherentes

adyacentes a las zonas donde existe la carencia de estas, además de ello se presenta

el análisis puntual cualitativo y semicuantitativo de esta zona. Observándose que los

picos de energía que aparecen corresponden a los elementos mayoritarios

constituyentes de la capa: hierro, carbono, oxigeno; y como constituyentes

minoritarios: silicio proveniente del agua de alimentación y manganeso constituyente

Figura 22. Destrucción de las capas no adherentes por el efecto mecánico.

Element Weight% Atomic% C K 2.53 6.34 O K 30.57 57.57 Fe K 66.90 36.09 Totals 100.00

Element Weight% Atomic% C K 6.30 16.19 O K 23.01 44.41 Si K 0.54 0.59 Mn K 1.02 0.57 Fe K 69.14 38.23 Totals 100.00

de la aleación ASTM A 179. Donde mediante difracción de Rayos X, fue necesario

corroborar los compuestos cristalinos presentes. Por otro lado, la Figura 25, muestra

una micrografía de las películas quebradizas y estratificadas en la zona de falla por

corrosión fatiga, específicamente en los surcos y muescas que los tubos presentas.

Notándose en base al espectro de dispersión, picos de energía de hierro, carbono y

oxigeno como componentes mayoritarios.

El análisis selectivo de inclusiones, fue realizado dentro de las picaduras originadas

por los daños electroquímicos a bajo pH. La micrografía resultante se muestran en la

figuras 26, observándose fases de distinta tonalidad y forma a las películas formadas

sobre la superficie dentro de los hoyuelos. Un análisis químico puntual realizado con

el dispersor de energía de Rayos X, se observa que el pico de energía mas alto

corresponde al elemento hierro, lo cual indica que las inclusiones pueden ser una fase

alotrópica del oxido de hierro. Es importante definir que en el barrido realizado no se

observo un número elevado de inclusiones.

Figura 23. Microanálisis químico sobre las capas adherentes en la zona de disolución.

Figura 24. Microanálisis químico puntual a mayor magnificación sobre la morfología de capas adherentes.

Element Weight% Atomic% C K 14.15 31.27 O K 23.49 38.98 S K 0.31 0.26 Fe K 62.05 29.50 Totals 100.00

Element Weight% Atomic% O K 46.46 75.18 Fe K 53.54 24.82 Totals 100.00

4.2.- ANÁLISIS QUÍMICO LINEAL (LINE SCAN).

La figura 27, muestra el análisis lineal de elementos sobre la sección transversal de las

películas presentes sobre la superficie de los tubos, mediante la dispersión de Rayos

X. Observándose que el análisis lineal de hierro se mantiene prácticamente estable a

lo largo de todo el barrido, con algunas variaciones puntuales por la falta de

homogeneidad de las mismas. Adicionalmente, se aprecian altos niveles de silicio, y

la presencia de aluminio y calcio, posiblemente del agua de alimentación. Picos de

azufre son también exhibidos durante todo la evaluación; con alta probabilidad de

provenir de las bajas tasas de H2S < 10 ppm en la corriente de alimentación de gas, o

de los constituyentes de el tipo de aleación ASTM A 179. Por ultimo, se denota la

presencia de cromo, a lo largo de toda el análisis lineal, lo cual es extraño, ya que

según los análisis fisicoquímicos realizados por el fabricante de la amina indican

Figura 25. Espectro microanalitico sobre las capas estratificadas en la zona de falla.

Figura 26. Microanálisis químico sobre las inclusiones presentes dentro de las picaduras.

valores de cromo en solución < 1 ppm; a pesar de ello la existencia de cromo podría

atribuirse a un incremento del mismo en solución por efecto de daños electroquímicos

sobre los internos (platos) de la torre regeneradora del sistema de endulzamiento, los

cuales son fabricados en acero inoxidable austenitico AISI 304.

Figura 27. Análisis químico lineal (Line Scan) a lo largo de los diferentes tipos de películas formadas en la zona de falla.

5.- ANÁLISIS CRISTALOGRÁFICO MEDIANTE DIFRACCIÓN DE RAYOS X (XRD). A partir de la técnica de difracción de Rayos X, mediante el método de polvo cristalino,

para la identificación cualitativa de las fases presentes, en las películas formadas en

operación sobre la superficie de los tubos ASTM A 179; los resultados de los

espectros registrados en los difractogramas, evidenciaron que las dos muestras

estudiadas son de la misma naturaleza (ambas contienen la misma fase) (figura 28),

examinada con el software MDI - Jade V 6.5 y comparadas mediante el proceso de

“búsqueda/superposición” de dicho software, con los patrones almacenados en el

banco de datos PDF - 2 International Centre for Diffraction Data (ICDD);

determinándose la presencia de magnetita Fe3O4 (figura 29). Igualmente, ambas

muestras contienen una importante fracción de material amorfo (sin un ordenamiento

cristalino periódico). Estos resultados confirman la existencia de una película

adherente (magnetita) y de una capa estratificada y quebradiza sin carácter protector

(compuesto amorfo).

6.- ANÁLISIS DE LAS ALTERNATIVAS METALÚRGICAS. Para el diseño reboilers en sistemas de regeneración de aminas, existe una diversidad

de metalurgias utilizadas, acero al carbono, acero inoxidable austenitico AISI 304/304L

y AISI 316/316L pueden ser recomendadas para uso en general, bajo ciertas

consideraciones que no afecten de manera electroquímica (corrosión) la interfase

metal solución. Para el servicio de aminas el uso de acero inoxidable martensitico

Figura 29. Máximos de difracción y patrón No. 19-0629 ICDD, para la magnetita.

Figura 28. Difractogramas E-209A y E-209B.

AISI 410 no es recomendado. Investigaciones denotan severas picaduras en este tipo

de metalurgia. Desarrollo de investigaciones electroquímicas a nivel de laboratorio en

autoclave con MDEA cargada con 0.010% de CO2, a temperaturas de 260°F (126,7°C)

por 28 días, muestran muy poca protección frente a los fenómenos de polarización

(corrosión) sobre AISI 410.

Bajo las condiciones altamente corrosivas en la corriente de regeneración para el

sistema evaluado, las cuales han sido explicadas a lo largo de la investigación, el

empleo de acero al carbono en el diseño de reboilers conlleva a fallas electroquímicas

por corrosión localizada, principalmente por el efecto de la evolución de hidrogeno

sobre la interfase metal solución, influyendo directamente en la confiabilidad operativa

del sistema de endulzamiento. El acero inoxidable austenitico del tipo AISI 304/304L

y AISI 316/316L, puede ser utilizado para el diseño de los haces tubulares de reboilers

en la sección de desorción de CO2 y H2S; siempre y cuando se mantengan bajo

control los niveles de temperatura y iones cloruros, a las condiciones reductoras

existentes; a demás de evitar la degradación química de la amina, y la formación de

acido carboxílicos débiles y sales térmicamente estables.

Aunado a la presencia de aniones de sales térmicamente estables y la dificultad de

inhibición mediante el uso de tratamientos químicos a base de soda cáustica o

secuestrantes de oxigeno (sulfito, hidroxilaminas, hidracina), debido a una serie de

fenómenos a continuación descritos:

• Problemas de solubilidad de la soda en la corriente de amina, conllevando a

niveles elevados de ensuciamiento sobre los haces tubulares.

• Reacción preferiblemente de la soda cáustica con ácidos fuertes de estar

presentes en la corriente de amina, permitiendo la liberación de ácidos débiles

volátiles.

• Excesos de soda en la corriente incrementan la tendencia en las cargas de CO2

y H2S, resultando en dificultad de alcanzar las especificaciones deseadas.

• La presencia de soda cáustica incrementa la complejidad de regeneración en

sistemas de intercambio iónico.

• La inyección de secuestrantes de oxigeno, no es una solución efectiva, ya que

es sumamente complicada la eficiencia de la dosificación, debido a la dificultad

Figura 30. Velocidades de corrosión en solución de ácido acético / ácido fórmico.

de detección de oxigeno localizada de las diferentes vertientes en la corriente

de proceso.

El uso de acero inoxidable austenitico del tipo AISI 304 y AISI 316, no es una optima

solución en la selección de materiales, para el diseño de reboilers bajo estas

condiciones; por ello la necesidad del uso de aceros inoxidables dúplex, para este

caso de estudio, del tipo SAF 2205 UNS S32205, garantizando eficiencia superficial en

la estabilidad de las capas protectoras para este tipo de metalurgia a las condiciones

reductoras presentes; con la mayor relación costo beneficio, evitando la necesidad de

elevados contenidos de níquel en la aleación o en peor de los casos aleaciones base

níquel. A continuación se presenta de manera técnico-analítica, la optima selección de

materiales necesaria para el diseño de los reboilers de la sección de desorción;

corroborando la selección realizada, a través de los resultados obtenidos de pruebas

en operación.

6.1.- SELECCIÓN DE MATERIALES Y DISEÑO.

Los criterios analíticos de selección evaluados, se basaron fundamentalmente en la

resistencia a la polarización, parámetros electroquímicos y metalúrgicos, a través del

estudio comparativo entre aceros inoxidables AISI 304/316 y SAF 2205 UNS S32205.

• Evaluación de la corrosividad generalizada en ácidos orgánicos débiles.

En la figura 30, se aprecian las

tendencias de velocidad de corrosión

generalizada en ácido acético al 50 %,

variando las proporciones de ácido

fórmico de 0-25 % a temperaturas de

ebullición; para aleaciones de base

níquel, acero inoxidable austenitico y

dúplex SAF 2205 y 2507.

Haciendo énfasis sobre los aceros

inoxidables AISI 316L y SAF 2205, se

puede apreciar tasas de corrosión del AISI 316l superiores a lo largo de todo el barrido

sobre el acero inoxidable dúplex SAF 2205, en el orden de 0,12 mm/año (4,73 mpy).

La corrosividad de ácidos orgánicos incrementa a medida que el peso molecular

disminuye, por lo que el ácido fórmico viene a ser el mas agresivo de todos los ácidos

carboxílicos débiles. En función de la tendencia observada se denota como el ácido

acético incrementa sustancialmente su corrosividad a medida que se inyecta al

sistema ácido fórmico.

Por otro lado es importante destacar, que tanto el SAF 2205 como las aleaciones base

níquel, exhiben una resistencia a la polarización superior a las aleaciones evaluadas,

condición esperada por la elevada estabilidad de las capas protectoras en función de

sus aleantes; a pesar de ello y en función de la vida útil de los haces tubulares y

costos de inversión, el empleo de dichas aleaciones conllevara a un sobre diseño nada

optimo.

• Pruebas potenciodinamicas en ácidos orgánicos a condiciones de autoclave. Antes del barrido de potencial, se registraron potenciales de circuito abierto (Eoc) por

un periodo de una hora. El barrido de potencial fue realizado desde -700 mV hasta

+1200 mV vs. SCE, a una velocidad de 20 mV/min. El potencial de corrosión (Ecorr) y

la corriente de corrosión (Icorr) fueron determinadas y calculadas la velocidad de

corrosión a través de la Ley de Faraday.

En la figura 31, se muestran las curvas de polarización potenciodinamica en ácido

acético al 80 %, en una atmósfera provista de N2 a 10 atm; observándose que todas

las aleaciones muestran bajos niveles de activación, con una gran zona de pasivación

alrededor de 800 mV SCE, con una densidad de corriente de pasivación de

aproximadamente 0,01 µA/cm2.

En la figura 32, se denotan los resultados obtenidos del barrido de potencial a las

condiciones anteriormente descritas con la inyección de 2000 ppm de cloruros.

Claramente se experimentan densidades de corriente mucho mas elevadas; se

aprecia que para el AISI 316L no se alcanza pasivación, la densidad de corriente

superior a 1 mA/cm2.

Por otro lado SAF 2205, exhibe un pico estrecho de actividad en el orden de 1 mA/cm2

un relativo rango de pasivación con altas densidades de corrientes y potenciales de

circuito abierto cercanos al potencial de corrosión. Sanicro 28, muestra un pico de

activación y clara pasivación; SAF 2507 muestra bajas densidades de corriente hasta

100-200 mV SCE donde aumenta bruscamente. Por ultimo para Sanicro 28 y SAF

2507 el potencial de circuito abierto es superior al potencial de corrosión indicando

pasivación. En la tabla 5 se muestran los resultados de las pruebas electroquímicas

descritas, es evidente que todas las aleaciones a excepción del AISI 316L, poseen un

potencial de circuito abierto dentro de la gama pasiva.

En general, se especififican las mas bajas tasas de corrosión para SAF 2507 y las mas

altas para AISI 316L. La corrosión de las tasas de SAF 2205 y Sanicro 28 son

notablemente similares en todas las soluciones de prueba.

Figura 31. Polarización en acido acético en presencia de N2 a 90˚C.

Figura 32. Polarización en acido acético en presencia de N2 a 90˚C, con 2000 ppm de cloruros.

• Resistencia equivalente a las picaduras (PRE) y temperatura critica de

iniciación de picaduras (CPT). En la tabla 6, se observa la resistencia equivalente a picaduras (PRE), determinada

por el contenido de cromo (Cr), molibdeno (Mo) y nitrógeno (N) presente en la aleación

( NMoCrPRE %16%3,3% ++= ), denotándose dentro de los parámetros de fabricación

un elevado PRE>35 para el SAF 2205 UNS S32205, superior al AISI 316 y por ende al

AISI 304

.

La graduación dada por PRE se ha confirmado en pruebas de laboratorio a

condiciones oxidantes, utilizada generalmente para predecir el funcionamiento de una

aleación en un medio electrolítico característico. De lo anteriormente expuesto,

Tabla 5. Resultados de pruebas electroquímicas en CH3COOH con continuas purgas de N2. Influenciando la concentración de ácido con adición de

2000 ppm de iones cloruros.

Tabla 6. PRE para diferentes aleaciones función de la composición química.

la figura 33, expone los resultados obtenidos a partir de simulaciones analíticas y de

pruebas propiamente dichas, para la determinación de la temperatura crítica para la

iniciación de las picaduras (CPT); en donde se aprecia el superior desempeño del

acero inoxidable dúplex SAF 2205 UNS S32205 a temperaturas y contenidos de iones

cloruros, frente al acero inoxidable austenitico del tipo AISI 304 y AISI 316. De aquí se

denota, para las concentraciones de iones cloruros y temperatura que maneja la

sección de regeneración del sistema de endulzamiento; una alta probabilidad de

obtener una interfase metal solución sin la presencia de picaduras, manteniendo una

alta resistencia equivalente y termodinámica de la película de cromita.

• Evaluación de la corrosión/tensión y tiempo de fractura.

Los aceros inoxidables austeniticos del tipo AISI 304L y AISI 316L son propensos a

agrietarse en soluciones provistas con iones cloruros a temperaturas superiores a los

140 °F (60 °C).

Figura 33. CPT para SAF 2205, AISI 304 y 316, a diferentes concentraciones de cloruros. (Determinación potenciostatica en

+300 mV SCE), pH=6.

La figura 34, denota una relación directa de la susceptibilidad a la corrosión y tensión,

a diferentes temperaturas y concentraciones de iones cloruros; en la misma se puede

observar para las condiciones existentes en la sección de regeneración, la excelente

resistencia al SCC del SAF 2205 frente al AISI 304L/316L. A condiciones de

laboratorio y para las condiciones descritas, no falla.

Siguiendo con el mismo orden de ideas, en la figura 35 se presentan resultados de

investigaciones, basadas en el tiempo de fractura de materiales sometidos a la

corrosión bajo tensión, ejemplificándose claramente un mayor tiempo de vida útil del

dúplex SAF 2205 UNS S32205, al compararlo con AISI 304L y AISI 316L, donde se

alcanzan 600 horas de trabajo a un 90 % de la resistencia a la tracción del material, a

diferencia de los aceros inoxidables austeniticos, los cuales solo alcanzan dicho

parámetro aproximadamente entre un 10 y 30 %.

• Resistencia a la corrosión fatiga. A condiciones de fatiga bajo la acción corrosiva, el acero inoxidable dúplex SAF 2205

posee una mayor resistencia que el acero inoxidable austenitico del tipo AISI 304L y

AISI 316L, demostrado a nivel de laboratorio mediante pruebas de flexión rotatoria en

solución con 3 % NaCl (pH = 7, 40°C y 6000 rpm) y reflejados en la tabla 7. Los

resultados de los valores tabulados, ejemplifican la tensión requerida para causar la

ruptura después de 2x107 ciclos.

Figura 34. Resistencia a la corrosión y tensión. Pruebas de laboratorio

Figura 35. Tiempo de fractura vs. Esfuerzos.

6.2.- EVALUACIÓN DE PROBETAS METALÚRGICAS INSTALADAS EN OPERACIÓN. Garantizar la óptima alternativa metalúrgica, requirió evaluar el comportamiento de la

interfase metal-solución del acero inoxidable austenitico del tipo AISI 304/316 ASTM

A213 y acero inoxidable dúplex SAF 2205 UNS S32205 ASTM A789, a las condiciones

de operación, expuestas al medio electrolítico (Figura 36 y 37).

La evaluación exhaustiva fue llevada a cabo mediante microscopia electrónica de

barrido (SEM) y espectroscopia de dispersión de energía de Rayos X (EDS).

• Análisis mediante SEM de la interfase metal-solución de probetas AISI 304 / 316 y Dúplex SAF 2205 UNS S32205. Las fotomicrografias 38 y 39, demuestra y corrobora que el acero inoxidable

austenitico del tipo AISI 304 y 316 no alcanza pasivación, para las condiciones de

Tabla 7. Tensión de ruptura SAF 2205 vs. AISI 316N para 2x107 ciclos.

Figuras 36 y 37. Detalle de instalación de probetas de prueba a condiciones de operación.

operación; claramente se aprecia una elevada densidad de picaduras y sensibilización

transgranular como intergranular. Dichos resultados denotan la condición activa del

acero observada en las evaluaciones potenciodinamicas previamente estudiada.

Los daños electroquímicos presentes pueden asociarse:

• Ruptura o hidrólisis de la películas pasivas de oxido de cromo, por el efecto de la

presencia de iones cloruros (Cl-), donde a la concentración y condiciones

termodinámicas del sistema, se alcanza la temperatura critica de iniciación de

picaduras (CPT) para el material.

• Formación de microgrietas debido a la acumulación de ion hidronio (H+) en la punta

de grieta, a partir de la elevada carga ácida, ácido fórmico y la reacción anódica

2Cr + 3H2O → Cr2O3 + 6H+ + 6e-.

• Reducción del ion hidronio (H+), a través de la reacción catódica de evolución de

hidrogeno 2H+ + 2e- → H2.

Figura 38. Densidad de picaduras y sensibilización transgranular como

intergranular sobre el AISI 304 a un año de prueba.

Por ultimo, la decohesión intergranular como daños transgranulares, puede ser

explicada en gran parte, por el efecto de la corrosión y tensión a bajo pH, debido a la

susceptibilidad que este tipo de aleaciones posee a temperaturas superiores a los

60°C y concentraciones de cloruro mayores a 10 ppm; y en segundo lugar a celdas

diferenciales de energía, conllevando a corrosión intergranular.

En la figura 40, se aprecia la evaluación morfológica de la superficie del acero

inoxidable dúplex SAF 2205 UNS S32205 ASTM A789, la cual no exhibe la presencia

de daños electroquímicos por picaduras, denotando estabilidad de los óxidos de cromo

formados, corroborando un potencial de circuito abierto superior al potencial de

corrosión indicando pasivación. Claramente se observa que para las condiciones

fisicoquímicas del medio, no se alcanza la temperatura crítica para la iniciación de

picaduras (CPT), confirmando el buen desempeño de la aleación con resistencia

equivalente a picaduras (PRE) > 35.

Figura 39. Densidad de picaduras y sensibilización transgranular como intergranular sobre el AISI 316 a un año de prueba.

A lo largo de la evaluación morfológica descrita, son evidentes la presencia de

muescas o defectos sin punta, por efecto de daños mecánicos durante el proceso de

fabricación y distribución. Por otro lado, se distingue y evidencia sensibilización

intergranular de manera localizada de baja relevancia, con desprendimiento de granos

de aproximadamente 5 µm de diámetro. La presencia de dichos daños puede

asociarse:

• Daños electroquímicos durante el proceso de decapado de la aleación, por

carencia de persistencia fílmica del inhibidor.

• Sensibilización intergranular durante el proceso de fabricación.

• Concentraciones de ácido fórmico > 25 % en los limites de cambio de fase de la

solución a piel de tubo.

Por ultimo, se puede acotar que dicha exfoliación intergranular no pudo ser observada

a través de la evaluación visual o macroscopica, tanto que a raíz del decapado las

probetas de SAF 2205 aun mantenían su pulido de fabricación.

Figura 40. Morfología con carencia de picaduras con carencia de picaduras y presencia de sensibilización intergranular superficial de baja relevancia, sobre

SAF 2205 a un año de prueba.

• Análisis mediante EDS de la interfase metal-solución de probetas AISI 304 / Dúplex SAF 2205 UNS S32205.

En la figura 41, muestra la micrografía electrónica de la superficie del acero inoxidable

austenitico AISI 304 con daños electroquímicos por picaduras, donde se presenta el

análisis puntual cualitativo y semicuantitativo, a través de dispersión de Rayos X;

observándose un espectro con picos de energía correspondientes a los elementos

característicos de una dispersión metálica (aleación) 18-8 (18% Cr – 8% Ni),

denotándose la presencia del elemento Cloro (Cl) en la misma por efecto de

subproductos de la hidrólisis de las capas de cromita (Cr2O3) con morfología de

picaduras.

Por otro lado, la figura 42, exhibe la micrografía de la superficie del AISI 304 con una

elevada densidad de picaduras con sensibilización intergranular y transgranular;

evidenciándose en los caminaos difusionales o limites de grano en base al espectro de

dispersión, picos de energía sin variación significativa en los constituyentes de la

aleación, sin la existencia de limites de fases con agotamiento o enriquecimiento en

concentración de aleantes que dieran lugar a indicios de precipitación de fases

secundarias.

Por ultimo, se observa sobre los contornos de grano del acero inoxidable dúplex SAF

2205 (figura 43), un espectro de dispersión que presenta los elementos característicos

que definen este tipo de aleación, con concentraciones semicuantitativas aproximadas

a la composición nominal de la misma, sobre una matriz libre de picaduras.

Element Weight% Atomic% Cr K 18.86 20.36 Fe K 71.00 71.38 Ni K 6.27 5.99 Mo L 3.88 2.27 Totals 100.00

Element Weight% Atomic% Si K 0.80 1.57 Cr K 20.32 21.43 Fe K 69.04 67.81 Ni K 9.84 9.19 Totals 100.00

Element Weight% Atomic% Na K 1.18 2.76 Si K 0.56 1.08 Cl K 0.42 0.64 Cr K 19.29 20.03 Mn K 1.79 1.76 Fe K 67.04 64.80 Ni K 9.71 8.92 Totals 100.00

Figura 41. Microanálisis químico puntual sobre el AISI 304.

Figura 42. Espectro de dispersión sobre los límites de grano del AISI 304.

Figura 43. Espectro de dispersión sobre los límites de fase del SAF 2205. .

7.- CONCLUSIONES Y RECOMENDACIONES. 1.- Los haces tubulares de acero al carbono ASTM A179 presentan una morfología de

falla por corrosión ácida, efecto de las elevadas cargas ácidas y aniones de sales

térmicamente estables presentes en la corriente de amina pobre.

2.- El empleo de tratamientos químicos a base de soda cáustica y secuestrantes de

oxigeno para la inhibición de la acidez en la corriente, no es una practica eficiente,

conllevando a problemas de solubilidad y ensuciamiento, complejidad de regeneración

de la amina, entre otras.

3.- El acero inoxidable austenitico del tipo AISI 304 y 316 bajo las condiciones de la

corriente de amina pobre no alcanza pasivación, presentando picaduras sobre las

capas de oxido de cromo, daños transgranulares como fracturas intergranulares,

consecuencia de la corrosión y tensión.

4.- El acero inoxidable dúplex (matriz austeno-ferritica) del tipo SAF 2205

UNS S32205, presenta una excelente resistencia a la corrosión en la corriente de

regeneración de amina, exhibiendo pasivación con alta estabilidad de las películas de

cromita (Cr2O3). Alcanzándose velocidades de corrosión menores a 1 mpy de manera

generalizada y PRE superior a 35.

5.- Se recomienda el emplear el uso de tubos sin costura doblados en U, fabricados en

acero inoxidable dúplex SAF 2205 UNS S32205 bajo la designación ASTM A 789.