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 ([email protected]) 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.

110°F 813 PSIG

Gas Acido 100°F 845 PSIG

E-213 110°F 120°F AC-205

AC-204 Gas Dulce 250 ppm CO2

197°F 10 PSIG

F-203

Hacia el V-219

120°F

CO 2

CO 2 Agua V-209

V-215

131°F 837 PSIG

120°F 5 PSIG

120°F 55 PSIG

200°F 42 PSIG 120°F 845 PSIG

P-205A/B

F-205 F/S

T-201

110°F

120°F 50 PSIG P-204 A/B/C

152°F 50 PSIG 152°F 825 PSIG

E-209A

T-202

Hacia el V-219 252°F 12 PSIG

V-207

AMINA RICA

E-208/208A

E-209B

250°F 12 PSIG AMINA POBRE

191 °F 7 PSIG

VENTEO

F-202A/B

V-208 AC-203 A/B/C/D

180°F 55 PSIG P-206 A/B 180°F 5 PSIG

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.

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.

Fecha # Tubos rotos E-209A # Tubos rotos E-209B 21/09/2006 12 0 9 1 28/11/2006 31/01/2007 8 0 19/03/2007 14 0 06/04/2007 6 0 13/05/2007 7 1 21/07/2007 9 0

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

231.81

484.44 21:TC220.PV 343.03 GRADO F

600

500

400

300

200

100

0 01/08/2006 12:00:00 a.m.

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

152.00 Day(s)

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

31/12/2006 12:00:00 a.m.

VAPOR A REHERVIORES

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

Ad-Hoc Trend

232.63

229.15 21:TC220.PV 295.48 GRADO F

700

600

500

400

300

200

100

0 01/01/2007 12:00:00 a.m.

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

89.00 Day(s)

31/03/2007 16/03/2007 04:40:54 p.m. 12:00:00 a.m.

VAPOR A REHERVIORES

Figura 2. Temperatura del vapor de admisión para el primer trimestre 2007. Ad-Hoc Trend 294.41 600

297.78

294.29 21:TC220.PV 295.32 GRADO F

550

500

450

400

350

300

250

200

150 100 01/04/2007 06/04/2007 12:00:00 10:32:40 a.m. a.m. VAPOR A REHERVIORES

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

121.00 Day(s)

31/07/2007 12:00:00 20/07/2007 06:36:20 a.m.a.m.

Figura 3. Temperatura del vapor de admisión para el segundo trimestre 2007. Ad-Hoc Trend

18.663

33.044 21:PC206.PV 56.977 PSIG

70

60

50

40

30

20

10

0

-10 01/08/2006 12:00:00 a.m.

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

152.00 Day(s)

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

31/12/2006 12:00:00 a.m.

VAPOR PLANTA

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

Ad-Hoc Trend

6.8236

16.022 21:PC206.PV 45.142 PSIG

70

60

50

40

30

20

10

0

-10 01/01/2007 12:00:00 a.m.

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

89.00 Day(s)

31/03/2007 16/03/2007 02:52:12 p.m. 12:00:00 a.m.

VAPOR PLANTA

Figura 5. Presión del vapor de admisión para el primer trimestre 2007. Ad-Hoc 50.24Trend 70

12.603

49.81 21:PC206.PV 43.724 PSIG

60

50

40

30

20

10

0

-10 01/04/2007 06/04/2007 12:00:00 06:50:59 a.m. a.m. VAPOR PLANTA

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

121.00 Day(s)

31/07/2007 12:00:00 21/07/2007 04:46:24 a.m.a.m.

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.

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.

m ol CO 2/m ol am ina

Primer trim estre 2006 carga ácida amina pobre 0,09 0,08 0,07 0,06 0,05 0,04 0,03 0,02 0,01 0 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

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

13-04-06

mol CO2/mol amina

Se gudo trim e s tre 2006 carga ácida am ina pobre 0,08 0,07 0,06 0,05 0,04 0,03 0,02 0,01 0 24-03-06

13-04-06

03-05-06

23-05-06

12-06-06

02-07-06

22-07-06

Figura 8. Carga ácida en la amina pobre segundo trimestre 2006. Tercer trim estre 2006 carga ácida am ina pobre mol CO2/mol amina

0,17 0,16 0,15 0,14 0,13 0,12 0,11 0,1 0,09 0,08 0,07 0,06 0,05 0,04 0,03 0,02 0,01 0 12-06-06

02-07-06

22-07-06

11-08-06

31-08-06

20-09-06

10-10-06

Figura 9. Carga ácida en la amina pobre tercer trimestre 2006. Prime r trime stre 2007 carga ácida amina pobre

mol CO2/mol amina

0,50 0,45 0,40 0,35 0,30 0,25 0,20 0,15 0,10 0,05 0,00

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

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

mol CO2/mol amina

Se gundo trime stre 2007 carga ácida amina pobre 0,55 0,50 0,45 0,40 0,35 0,30 0,25 0,20 0,15 0,10 0,05 0,00 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

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.

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 metalsolución 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. Velocidad de corrosión en la banda de:

Fuera Espec.

Depósitos acumulados

Vida útil de los tubos de intercambiadores bajo condiciones de corrosividad B.W.G. 10 (3,4 mm) 12 (2,77 mm) 14 (2,11 mm) 16 (1,65 mm)

GENERALIZADA 13,70 Años 11,16 Años 8,50 Años 6,65

Años

SEVERA CRIT.

PITTING 20,00 20,00 20,00

3,4223 g/ft2 Deposito metro lineal tubo Intercambiador 1,7307 g

20,00

Control de parámetros Velocidad de corrosión (mpy): Perdida de masa por unidad de Área (g/m2/día): Velocidad de picadura (mm/año): Ensuciamiento por unidad de Área :(g/m2/día)

Resultados

9,773

5,134 0,001 1,083

Contrato 4,000 NO DATA NO DATA NO DATA

Criterios Fuera Espec.

Tabla 3. Registros de velocidad de corrosión a 104 días de exposición. Velocidad de corrosión en la banda de:

Fuera Espec.

Vida útil de los tubos de intercambiadores bajo condiciones de corrosividad B.W.G. 10 (3,4 mm) 12 (2,77 mm) 14 (2,11 mm) 16 (1,65 mm)

GENERALIZADA 12,35 Años 10,06 Años 7,66 Años 5,99

Años

PITTING 20,00 20,00 20,00

Depósitos acumulados 3,9186 g/ft2 Deposito metro lineal tubo Intercambiador 1,9817 g

20,00

Control de parámetros Velocidad de corrosión (mpy): Perdida de masa por unidad de Área (g/m2/día): Velocidad de picadura (mm/año): Ensuciamiento por unidad de Área :(g/m2/día) Ó

SEVERA CRIT.

Resultados

10,842

5,515 0,000 0,405

Contrato 4,000 No Data No Data No Data

Criterios Fuera Espec.

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.

100:1

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 + 2e2H+ + 2e-  → H2 2HCO3- + 2e-  → 2CO3-2 + H2

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.

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

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

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.

Element

Weight%

Atomic%

CK OK Si K Mn K Fe K

6.30 23.01 0.54 1.02 69.14

16.19 44.41 0.59 0.57 38.23

Totals

100.00

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

Element

Weight%

Atomic%

CK OK Fe K

2.53 30.57 66.90

6.34 57.57 36.09

Totals

100.00

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

Element

Weight%

Atomic%

CK OK SK Fe K

14.15 23.49 0.31 62.05

31.27 38.98 0.26 29.50

Totals

100.00

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

Element

Weight%

Atomic%

OK Fe K

46.46 53.54

75.18 24.82

Totals

100.00

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

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

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).

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

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

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

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

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

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

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.

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.

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.

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.

•

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 ( PRE = %Cr + 3,3% Mo + 16% N ), 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

.

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

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,

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.

Figura 33. CPT para SAF 2205, AISI 304 y 316, a diferentes concentraciones de cloruros. (Determinación potenciostatica en +300 mV SCE), pH=6.

•

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

Figura 35. Tiempo de fractura vs. Esfuerzos.

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.

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

6.2.- EVALUACIÓN OPERACIÓN.

DE

PROBETAS

METALÚRGICAS

INSTALADAS

EN

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).

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

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.

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

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.

•

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%

Na K Si K Cl K Cr K Mn K Fe K Ni K

1.18 0.56 0.42 19.29 1.79 67.04 9.71

2.76 1.08 0.64 20.03 1.76 64.80 8.92

Totals

100.00

Figura 41. Microanálisis químico puntual sobre el AISI 304.

Element

Weight%

Atomic%

Si K Cr K Fe K Ni K

0.80 20.32 69.04 9.84

1.57 21.43 67.81 9.19

Totals

100.00

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

Element

Weight%

Atomic%

Cr K Fe K Ni K Mo L

18.86 71.00 6.27 3.88

20.36 71.38 5.99 2.27

Totals

100.00

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.