corrosión de aceros de bajo contenido en carbono en medios

CONAMET/SAM-SIMPOSIO MATERIA 2002
CORROSIÓN DE ACEROS DE BAJO CONTENIDO EN CARBONO
EN MEDIOS CON DIÓXIDO DE CARBONO.
INFLUENCIA DE LA MICROESTRUCTURA EN LA EFICIENCIA
DE INHIBIDORES DE CORROSIÓN
Damián A. LÓPEZ, Susana R. de SÁNCHEZ y Silvia N. SIMISON
División Corrosión. INTEMA. Facultad de Ingeniería. Universidad Nacional de Mar del Plata.
Juan B. Justo 4302. (B7608FDQ) Mar del Plata.
RESUMEN
Los costos derivados de problemas de corrosión en la producción de petróleo son muy elevados. Uno de los
problemas más comunes es la corrosión en medios salinos con CO2 . El CO2 disuelto en presencia de una fase
acuosa es corrosivo para las tuberías de aceros empleadas, siendo las velocidades de corrosión dependientes
de la formación de una película superficial sobre el sustrato. El grado de protección puede ser afectado por
factores como la temperatura, el pH, la concentración de CO2 y las características del material base
(composición y microestructura). En la industria del petróleo habitualmente se adicionan inhibidores
orgánicos a los fluidos de producción con el fin de reducir las fallas por problemas de corrosión. La eficiencia
de los inhibidores también se ve afectada por las condiciones superficiales y la microestructura. Hasta el
presente no existe una explicación general respecto a la influencia de la microestructura sobre la eficiencia de
los inhibidores en corrosión por CO2 .
El presente trabajo apunta a estudiar la corrosión de un acero al carbono en un medio salino desoxigenado
saturado con CO2 , a pH 6 y 40 °C. Se propone avanzar en la investigación de los aspectos básicos
relacionados con la interacción entre la microestructura, las películas superficiales y la eficiencia de los
inhibidores. Por un lado se estudian las características de las películas superficiales obtenidas luego de 144 h
de ensayo mediante técnicas ex-situ como SEM y XPS. Se utilizan además otras técnicas electroquímicas
experimentales de aplicación in situ, tales como impedancia electroquímica y resistencia de polarización
lineal, para caracterizar el comportamiento del material frente a la corrosión en las condiciones mencionadas.
Como inhibidores se emplean bencimidazol y un compuesto comercial a base de imidazolinas
Palabras claves: Corrosión, CO2 , películas superficiales, aceros, microestructura.
1. INTRODUCCIÓN
La corrosión de aceros al carbono en medios con
CO2 es una de las causas de falla más frecuentes en
la producción de petróleo. El dióxido de carbono se
disuelve en presencia de un medio acuoso generando
ácido carbónico, que es corrosivo para los aceros al
carbono. Como consecuencia directa de este proceso
se obtiene una capa superficial compuesta por
productos
de
corrosión,
que
está
formada
principalmente por carbonato de hierro (FeCO3 ) y
que también contiene cementita (Fe3 C). La cementita
presente originalmente en la aleación queda expuesta
luego de la disolución preferencial de la ferrita (αFe)[1]. Como se sabe, dependiendo de la
composición química y del proceso de fabricación,
los aceros pueden tener distintas microestructuras[2].
Esto significa que los aceros pueden contener
diferentes componentes microestructurales (ferrita,
perlita, bainita, martensita revenida), lo que no sólo
modifica sus propiedades mecánicas sino también
afecta su resistencia a la corrosión.
Existe un gran número de trabajos científicos
orientados a clarificar la influencia de los factores
del medio de trabajo (temperatura, pH, concentración
de
CO2 )
y
metalúrgicos
(composición,
microestructura) en el proceso de corrosión en
medios acuosos conteniendo CO2 [3-7]. A pesar de la
importancia tecnológica que representa, no hay un
acuerdo generalizado acerca del mecanismo y de
cómo influyen la microestructura y los tratamientos
térmicos del material en el crecimiento y la
estabilidad de la capa de FeCO3 .
Crolet y col.[4] estudiaron el efecto de productos de
corrosión conductores en la protectividad de las
películas superficiales. Concluyeron que capas
corroídas con los mismos componentes sólidos
pueden ser extremadamente protectoras, muy poco
protectoras y hasta corrosivas dependiendo de la
ubicación de dichos componentes.
La adherencia de la capa de productos de corrosión
ha sido relacionada con la presencia de carburos de
hierro. Se propone que los carburos refuerzan esta
capa y la fijan al metal base, por lo que el tamaño y
la distribución de estos carburos (que además
dependen del tratamiento térmico) son factores de
gran importancia. Se ha reportado que aceros
normalizados con una microestructura perlítica
(cementita laminar) presentan una resistencia a la
corrosión mucho mayor que la de aceros templados y
revenidos
con
microestructura
martensítica
(cementita globular) y viceversa[5-7].
El uso de inhibidores es habitual en la industria
petrolera con el fin de reducir los costos derivados de
las fallas por corrosión por CO2 . Los inhibidores son
sustancias que agregadas en pequeñas cantidades a
un medio corrosivo disminuyen su agresividad, es
decir, bajan la velocidad de corrosión de un metal en
dicho medio. Sin embargo, en la mayoría de los
casos el mecanismo de acción de los mismos se
desconoce.
Según Rosenfeld y col.[8], los inhibidores forman
una barrera protectora entre el metal y el medio,
incorporándose a la capa de productos de corrosión.
French y col. [9] presentaron resultados de estudios
de microscopía electrónica de barrido que muestran
que los inhibidores alteran la estructura de los
productos de corrosión y sugirieron que la estructura
del inhibidor debe ajustar con la estructura cristalina
de dichos productos de corrosión. Algunos
inhibidores son efectivos cuando los productos de
corrosión del acero son carbonatos o sulfuros de
hierro pero no cuando se trata de óxidos.
Trabajos realizados por Gulbrandsen y col.[10-12]
mostraron que el grado de pre-corrosión afectaba el
comportamiento de los inhibidores, disminuyendo la
eficiencia a medida que aumenta el tiempo de
contacto con la solución corrosiva previa al agregado
del inhibidor.
En el presente trabajo se emplean técnicas
electroquímicas (resistencia de polarización, EIS) y
de análisis de superficies (XPS, SEM) para
caracterizar la influencia de la microestructura sobre
el comportamiento frente a la corrosión y la
eficiencia de los inhibidores. El uso de dichas
técnicas para estudios de corrosión e inhibidores ha
sido objeto de varias publicaciones[13-15].
2. EXPERIMENTAL
Se empleó un acero al carbono con la siguiente
composición química (% en peso): Mn, 0.99; C,
0.38; Si, 0.33; Cr, 0.17; Cu, 0.09; Ni, 0.04; Mo, 0.02;
P, <0.01; S, <0.01; Fe, restante.
Se efectuaron dos tratamientos térmicos al material:
Muestra H, austenizado a 890°C y enfriado en horno
(recocido), y Muestra T, austenizado a 890°C,
enfriado en agua y revenido a 700°C por una hora.
De este modo se obtuvieron microestructuras
ferrítico-perlítica
y
martensítica
revenida
respectivamente.
Los electrodos de trabajo se fabricaron incluyendo
discos de 5 mm de diámetro del material tratado
térmicamente con resina epoxi en soportes de teflon.
Para el contacto eléctrico entre la muestra metálica y
el soporte se empleó resina epoxi-plata. La superficie
de las muestras se desbastó empleando papel de SiC
de diferente granulometría hasta grado 600.
Los ensayos se realizaron a presión atmosférica,
40°C y con baja velocidad de agitación (100 rpm)
para asegurar condiciones de flujo laminar. Se
emplearon celdas electroquímicas termostatizables
de tres electrodos, con un anillo de Pt como
contraelectrodo. Se escogió un electrodo de calomel
saturado como referencia. Como solución de trabajo
se empleó NaCl 5 % p/p, saturada con CO2
desoxigenado con un volumen de trabajo de 0.5
litros.
La concentración de oxígeno fue monitoreada
mediante un método colorimétrico comercial de alta
sensibilidad DCR (Digital Chemetrics Reader)
modelo OXI200 y se mantuvo por debajo de las 40
ppb durante las exp eriencias. El pH se ajustó a 6 con
el agregado de NaHCO3 1 mol/l. Como inhibidores
se emplearon Bencimidazol (BZI, 100 ppm) y un
producto comercial con base imidazolina (IC, 20
ppm). El inhibidor fue agregado al sistema antes de
la inmersión de los electrodos. Luego de los ensayos,
las muestras fueron enjuagadas con agua destilada y
etanol, secadas y almacenadas en un desecador hasta
la realización de los análisis de superficie.
Las mediciones electroquímicas se efectuaron con un
equipo Solartron 1280B. Los ensayos se efectuaron a
potencial libre y se midieron el potencial de
corrosión, la resistencia de polarización (Rp) y la
impedancia electroquímica a tiempos de 2, 24, 48, 72
y 144 h. En los ensayos de resistencia de
polarización lineal el potencial se varió entre -0,015
V y +0,015 V respecto al potencial de corrosión, a
una velocidad de barrido de 10-4 V/s. En los
espectros de impedancia se utilizó una amplitud de
variación del potencial de ±0,005 V respecto del
potencial de corrosión, en un de rango de frecuencias
de 20000 a 0,05 Hz. Se obtuvieron los valores de Rp
a partir de los espectros de impedancia extrapolando
la parte real para ω → 0 empleando un circuito
equivalente de Randles.
Los perfiles de las capas corroídas fueron observados
mediante microscopía electrónica en un equipo
Phillips XL 30. Para ello, las muestras fueron
cortadas y montadas con resina epoxi en un soporte
plástico. La superficie se desbastó con papel de SiC
de granulometría 600 y se realizó un acabado con
alúmina 0,3 µm. Se atacaron las muestras con Nital
para una mejor caracterización de las mismas y se
recubrieron con una delgada capa de oro para
asegurar la continuidad eléctrica.
Los estudios de XPS se efectuaron en un equipo VG
ESCA 3000. La presión dentro de la cámara de
ensayos se mantuvo habitualmente en el orden de
10-9 mbar. Los espectros se recogieron empleando
radiación Mg Kα (1253.6 eV), con una resolución de
0.8 eV. Se llevaron a cabo barridos espectrales para
las muestras en el rango de 0-1100 eV con una
resolución de 1 eV, mientras que barridos de alta
resolución (0.1 eV) se realizaron para las siguientes
regiones de interés: C1s, O1s y Fe2p. Los efectos de
carga superficial se compensaron referenciando las
energías de enlace (EE) con la línea espectral del
carbono residual ubicada en 284.6 eV[16]. Para la
descomposición
de
picos
se
asumió
un
comportamiento mixto Gaussiano-Lorenziano y se
llevó a cabo utilizando sustracción de fondo y un
programa de ajuste por mínimos cuadrados.
Los valores de Rp medidos a partir de resistencia de
polarización lineal son consistentes con los
presentados en la Figura 1.
Se aprecia que los valores de Rp en función del
tiempo para todas las condiciones aumentan con el
período de inmersión, es decir, la velocidad de
corrosión disminuye en el tiempo.
Sin el agregado de inhibidor la muestra T presenta
un comportamiento mejor que la H en cuanto a la
resistencia frente a la corrosión.
Sin embargo, al adicionar 100 ppm de BZI, la
muestra
recocida
mejora
su
comportamiento,
mientras que la T cae a valores cercanos a los de la
muestra H sin inhibidor.
Ensayos preliminares con el inhibidor comercial
muestran una mejora notable en el comportamiento
para ambas muestras, siendo éste más importante en
la muestra H.
A modo de ejemplo, la Figura 2 presenta los
diagramas
de
impedancia
electroquímica
característicos para las distintas condiciones a las
144 h. de ensayo.
-350
3. RESULTADOS Y DISCUSIÓN
H S/I
H BZI-100
H IC-20
T S/I
T BZI-100
T IC-20
-300
2
-250
Z" / Ω.cm
Los potenciales de corrosión medidos fueron de
-0,755 ± 0,005 V vs ECS para ambas muestras en las
condiciones estudiadas. Durante los ensayos de
inmersión se observó un paulatino corrimiento hacia
valores más positivos, con una diferencia máxima de
0,02 V respecto al valor inicial.
En la Figura 1 se presentan resultados de Rp
obtenidos a partir de los espectros de impedancia
electroquímica para cada condición microestructural
sin inhibidor, con 100 ppm de BZI y 20 ppm de IC a
las 144 h. de ensayo.
-200
-150
-100
-50
0
0
50
100
150
200
250
Z` / Ω.cm
300
350
400
450
500
2
Figura 2. Curvas de EIS características
para 144 h de ensayo.
650
H S/I
H BZI-100
H IC-20
T S/I
T BZI-100
T IC-20
600
550
500
2
Rp (Ω.cm )
450
400
350
300
250
200
150
100
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100 110 120 130 140
t (h)
Figura 1. Valores de Rp (EIS) para cada condición
microestructural, sin y con el agregado de
inhibidores
El efecto de la microestructura es evidente en esta
figura. Sin el agregado de inhibidor, la resistencia a
la corrosión es mayor para la muestra templada y
revenida que para la recocida. Para la muestra T el
efecto protector depende del tipo de inhibidor
empleado. Por otro lado, la adición de inhibidor
mejora la resistencia a la corrosión de la muestra H,
con un desempeño superior del inhibidor comercial.
Con el fin de correlacionar el comportamiento
electroquímico con las características de los
productos de corrosión se efectuaron estudios con
técnicas de análisis de superficie (SEM y XPS) para
las muestras sin inhibidor y con el agregado de 100
ppm de BZI.
Las micrografías de la Figura 3 muestran las capas
corroídas correspondientes a las muestras H y T sin
inhibidor y con BZI respectivamente.
Para la muestra H se aprecia que en ausencia de
inhibidor se produce un capa corroída inhomogénea
y porosa, con un grosor promedio de 20-25 µm. El
ataque a través de dicha capa parece seguir caminos
preferenciales y se pueden apreciar láminas de
cementita sin corroer. La parte externa de la capa
parece ser más densa y compacta.
variables.
A modo de ejemplo, la Figura 4 expone los espectros
de XPS obtenidos para la muestra H sin agregado de
inhibidor sin bombardeo de iones y luego de 60
minutos de ataque con Ar+ . Se efectuó la
descomposición de picos para las regiones de interés
(C1s, O1s y Fe2p 3/2 ) y las energías de enlace
correspondientes se exponen en la Tabla 1.
C1s
0’ A r +
Intensidad (u.a.)
(b)
Intensidad (u.a.)
(a)
C1s
60’ Ar +
I
I
II
II
279
282
285
Energía de Enlace (eV)
288
291
279
282
285
Energía de Enlace (eV)
288
291
O1s
60’ Ar +
O1s
0’ Ar +
I
Figura 3. Morfología de las películas superficiales
luego de 144 h de ensayo. a) Muestra H sin inhibidor
b) Muestra H con BZI 100 ppm, c) Muestra T sin
inhibidor, d) Muestra T con BZI 100 ppm.
II
III
527.5
529.5
531.5
533.5
Energía de Enlace (eV)
527.5
535.5
529.5
531.5
533.5
Energía de Enlace (eV)
535.5
Fe2p3/2
60’ Ar +
I
Intensidad (u.a.)
Intensidad (u.a.)
Fe2p 3/2
0’ Ar +
Cuando el BZI está presente, la capa corroída es más
compacta, bastante más homogénea y delgada (510µm en promedio) que en las condiciones sin
inhibidor. No existe evidencia de material base sin
corroer y la interfase entre el sustrato y la capa
corroída es bien definida y marcada.
Para la muestra T, en ambos casos se observa un
ataque con perfil irregular. En la condición sin
inhibidor se aprecia una delgada capa superficial
escasamente adherente, debajo de la cual se observa
la zona corroída, con un espesor variable de 10 a 25
µm.
En presencia de BZI el espesor de la capa corroída es
de 20 µm y dependiendo de la región observada,
tiene una apariencia más o menos compacta.
En conclusión, la morfología de las capas corroídas
se ve influenciada tanto por la microestructura del
material como por la presencia de inhibidor.
Con el fin de caracterizar la composición química de
los componentes de las capas corroídas se llevaron a
cabo análisis de superficie mediante XPS. Se
realizaron barridos sobre las muestras una vez
finalizados los ensayos de inmersión y luego de 60
minutos de bombardeo con iones Ar+ para
determinar el perfil composicional de las capas
corroídas.
Los espectros obtenidos son similares para cada
condición estudiada, existiendo variaciones menores
en cuanto a la intensidad de los picos hallados. Es
decir, se halla que la composición química de los
elementos presentes en las capas corroídas es la
misma independientemente de la microestructura y
del agregado de inhibidor, aunque las proporciones
en que éstos se encuentran son afectados por dichas
II
Intensidad (u.a.)
I
(d)
Intensidad (u.a.)
(c)
I
II
II
III
709
712
715
Energía de Enlace (eV)
718
III
721
706
709
712
Energía de Enlace (eV)
715
718
Figura 4. Espectros de XPS para la Muestra H sin
inhibidor para las regiones C1s, O1s y Fe2p 3/2
a 0’ y 60’ de Ar+ .
Tabla 1. Energías de Enlace para la Muestra H sin
inhibidor
Región
C1s
O1s
Fe2p 3/2
Región
C1s
O1s
Fe2p 3/2
0 min. Ar+
Pico I
Pico II
284.6 eV
287.5 eV
C
FeCO3
529.8 eV
531.3 eV
O=
HO711.3 eV
714.9 eV
Fe2 O3
FeCO3
60 min. Ar+
Pico I
Pico II
282.4 eV
283.6 eV
Fe3 C
C
529.9 eV
531.4 eV
O=
HO707 eV
709.7 eV
Fe
FeO - Fe2 O3
Pico III
----533.1 eV
H2 O
718.7 eV
Fe2 O3
Pico III
--------714.9 eV
FeCO3
La observación de los espectros de XPS para la
región del C1s muestra que antes del barrido con
Ar+ se aprecian dos picos en 286.4 y 288 eV. El
primero corresponde a carbono residual[16] producto
de la contaminación superficial de la muestra por
contacto con el aire y el manipuleo previo al análisis
por XPS, y el segundo pico más pequeño se puede
atribuir a la presencia de carbonato de hierro,
FeCO3 [15].
El bombardeo con iones Ar+ produce la aparición de
un nuevo pico alrededor de 283 eV que evidencia la
presencia de cementita, Fe3 C. La intensidad del pico
correspondiente al carbono residual disminuye y su
posición vira a menores EE debido a la
redistribución de las especies carbonadas no
removidas en la superficie activada luego del
proceso
de
bombardeo
iónico.
El
pico
correspondiente al carbonato de hierro desaparece
luego de este procedimiento, lo que está en
concordancia con lo reportado por Heuer y col.[15].
Del análisis de la región correspondiente al O1s no
se puede obtener información útil acerca de la
presencia de carbonato de hierro, ya que su pico
característico a 531.9 eV se superpone con el pico
dominante a 531.4 eV correspondiente a grupos
hidroxílicos resultantes de la quimisorción de agua u
oxígeno[15,16].
El bombardeo con iones Ar+ genera la desaparición
del pico III asignado a agua adsorbida, la
disminución del pico II correspondiente a las
especies hidroxílicas y el incremento de la intensidad
relativa del pico I atribuido a especies oxidadas.
En cuanto al análisis de la región del Fe2p, la
presencia de carbonato de hierro y de especies
oxidadas es evidente en la asignación de picos
realizada para la superficie sin barrido con iones de
Ar+ . Se observa un pico en 710.9 eV con un pico
satélite alrededor de 719.0 eV, con una pequeña
contribución de otro pico en 714.9 eV. Estos
resultados sugieren que el carbonato de hierro se
formó durante el ensayo de inmersión en condiciones
anaeróbicas, pero se descomp uso luego de ser
expuesto al aire durante su almacenamiento en un
desecador previamente a la realización de los análisis
de XPS[15] . El pico en 710.9 eV de la región
Fe2p 3/2 y el pico en 529.8 eV en la región del O1s
coinciden con los valores de energías de enlace
correspondientes al Fe2 O3 .
El proceso de descomposición que puede seguir el
carbonato de hierro a temperaturas menores a 100 °C
(que finalmente deriva en Fe2 O3 ) se muestra en las
ecuaciones 1 a 3[15] .
FeCO3 → FeO + CO2
4 FeO + O2 → 2 Fe2 O3
3 FeO + CO2 → Fe3 O4 + CO
3 FeO + H2 O → Fe3 O4 + H2
4 Fe3 O4 + O2 → 6 Fe2 O3
(1)
(2.a)
(2.b)
(2.c)
(3)
Una vez efectuado el tratamiento con iones Ar+ el
pico del carbonato de hierro disminuye su intensidad
significativamente, el pico del oxido vira a valores
menores de EE y un pico adicional aparece en 707
eV.
El cambio de EE del pico correspondiente a los
óxidos de 711.3 eV a 709.7 eV se podría atribuir a
una contribución mixta proveniente de la presencia
de Fe2+ y Fe3+ en la forma de FeO y Fe2 O3 [15,16].
La presencia de FeO es consistente con el proceso de
descomposición del FeCO3 como se expuso
anteriormente en las ecuaciones 1 a 3.
La ubicación del pico a 707 eV coincide con la
asignación para hierro metálico[16]. La aparición de
dicho pico luego del tratamiento con iones de Ar+ es
frecuentemente utilizado como método para estimar
el espesor de capas delgadas de óxidos[17,18]. Sin
embargo, el bombardeo iónico puede generar
diversos cambios químicos y físicos en la superficie
y en las capas inferiores como alteraciones
composicionales,
aumento
de
la
rugosidad,
producción de agujeros y alteración de la estructura
cristalina[19]. Heuer y col.[15] sugieren
que el
bombardeo con iones de Ar+ produce la formación
de FeO a partir de FeCO3 . Diversos trabajos en la
literatura reportan que el bombardeo iónico puede
conducir a la reducción del estado de oxidación,
como se ha demostrado para óxidos de Fe, Cu y
Nb[19-23]. Es por ello que si no se emplea ningún
método independiente para determinar si estas
especies con menores estados de oxidación se
forman en la superficie por acción de haz de iones, o
si son reveladas como componentes internos de la
capa delgada durante el bombardeo iónico, se debe
ser cauteloso al momento de interpretar los
resultados
para
no
arribar
a
conclusiones
erróneas[21].
En nuestro caso en particular, el espesor de las capas
corroídas es mucho mayor que la profundidad de
penetración del haz Ar+ en los tiempos ensayados
(100 nm/h). Por lo tanto, la aparición del pico
correspondiente al hierro metálico parecería no tener
relación con el espesor de las capas medido en los
análisis de los cortes transversales (10-15µm). Por
otro lado, las capas corroídas son inhomogéneas y
probablemente están compuestas por una mezcla de
carbonato de hierro y material base sin corroer
(cementita y ferrita). Estos compuestos poseen
distinta resistencia mecánica a la erosión por Ar+ , lo
que podría explicar la remoción preferencial de los
productos de corrosión[19-22] .
En base a los resultados expuestos, la aparición del
pico de hierro metálico no podría se atribuida
fehacientemente a la existencia de ferrita sin corroer.
El uso de otras técnicas, como XPS de ángulo
variable, podría permitir obtener una respuesta más
confiable.
Se están llevando a cabo nuevos estudios de análisis
de superficie en muestras corroídas en presencia del
inhibidor comercial para avanzar en el conocimiento
de la relación entre las características de las capas de
productos de
electroquímico.
corrosión
y
el
comportamiento
4. CONCLUSIONES
El comportamiento de la aleación estudiada en
medios
con
alto
contenido
de
cloruros,
desoxigenados y saturados de CO2 en ausencia de
inhibidor es dependiente de la microestructura,
presentando un mejor comportamiento el material
templado y revenido respecto del recocido.
La eficiencia del inhibidor es también afectada por la
microestructura del material. Para las muestras
templadas y revenidas el efecto protector es
dependiente de la naturaleza del inhibidor utilizado,
mientras que para las muestras recocidas la presencia
de ambos inhibidores mejora la resistencia a la
corrosión del material, con un comportamiento
superior para el inhibidor comercial con base
imidazolina.
Los resultados de microscopía electrónica muestran
que la morfología de las capas corroídas depende de
la microestructura del material y de la presencia de
inhibidor.
Se puede concluir a partir de los resultados de XPS
que la parte más externa de las capas corroídas
obtenidas en un acero con dos tratamientos térmicos
diferentes posee los mismos compuestos químicos,
aunque la proporción en la que éstos se encuentran
varía de acuerdo al tratamiento térmico y a la
presencia de inhibidor.
De los resultados expuestos en el presente trabajo se
puede demostrar que el proceso de fabricación de un
acero al carbono influye sobre los procesos de
corrosión y la eficiencia de los inhibidores.
5. AGRADECIMIENTOS
Este trabajo se ha llevado a cabo con el apoyo del
Consejo Nacional de Investigaciones Científicas y
Técnicas (CONICET, subsidio PIP 0413/98) y de la
Universidad Nacional de Mar del Plata. Los estudios
de XPS se llevaron a cabo en el Laboratorio de
Superficies e Interfaces (LSI) de la Universidad
Federal de Paraná (Brasil). Las observaciones de
microscopía electrónica se efectuaron en el LACTEC
(UFPR, Brasil) y en el Departamento de Materiales
del CINI (Centro de Investigación Industrial de la
Organización SIDERCA). El Lic. Damián Alejandro
López es becario de Formación de Postgrado del
CONICET.
6. REFERENCIAS
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[2] Robert E. Reed-Hill, Principios de Metalurgia
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Corrosion/2000, NACE, Orlando-FL, 2000, trabajo
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