Volumen II - SAM

estas en las muestras AC y menor en las muestras FC, sin embargo, a pesar de esto ambas muestras presentan
los valores mas altos del coeficiente de difusión (Dap) comparado con las demás muestras analizadas,
corroborando así la hipótesis mencionada de que las dislocaciones no son en este caso los defectos
predominantes en cuanto al comportamiento del material frente al hidrógeno.
Así, a partir de los valores de Dap obtenidos, puede inferirse la presencia de trampas en el material y que su
presencia es la encargada de retrasar el proceso difusivo del hidrógeno, ya que estos valores son 3 ordenes de
magnitud menores que los reportados para el Fe puro [7].
Lo observado en la figura 5 es contradictorio a lo encontrado por Parvathavarthini et al [8], que reportan para
la condición AC de un acero 9Cr1Mo, el valor más bajo de Dap, comparado con muestras que han sido
sometidas a diferentes tratamientos de revenido. En ese caso se aducen los resultados a la disminución de
dislocaciones con los demás tratamientos; por lo tanto en el caso considerado en este trabajo y de acuerdo a
los resultados obtenidos, puede decirse que si bien las dislocaciones disminuyen al someter al material a
revenidos a diferentes temperaturas, otro tipo de defectos presentes en la red, son los que retrasan la difusión
del hidrógeno en los estados AR, R300 y R500 a tal punto de que estos presenten un Dap menor que el de la
muestra AC. Pero también es notable que se presenta un revertimiento del comportamiento, es decir si bien
el Dap para las 3 muestras revenidas es menor que el Dap de la muestra AC, este parámetro no disminuye
siempre con el aumento de la temperatura de revenido, sino que su valor disminuye hasta una cierta
temperatura T de revenido y a temperaturas superiores a esta, aumenta nuevamente su valor, es por esto que
los valores de Dap de las muestras AR y R300 se encuentran entre los valores presentados por las muestras
AC y R500. Este mismo comportamiento fue observado en un acero 13 Cr modificado [9]. En este caso la
disminución del coeficiente de difusión fue atribuida a la aparición de la fase γ, pero en el material estudiado
en este trabajo, esta fase no ha sido encontrada.
También es de mencionar que en los diferentes estados metalúrgicos no se presentan diferencias notables
entre la primera y segunda permeación a 30°C, lo cual indica que la cantidad de trampas que permanecen
ocupadas después del primer transitorio es poco significativa.
5. CONCLUSIONES
1. El valor de Dap obtenido para las muestras en estado R500, es significativamente menor que el que
presentan las demás muestras estudiadas, estando las muestras AR y R300 en valores intermedios entre
las AC y R500.
2. Se evidencia que existen otros defectos en la red del material, diferentes a las dislocaciones, que retrasan
el proceso difusivo del hidrógeno.
3. La densidad de trampas presentes en la red del material, es fuertemente dependiente del estado
microestructural de este.
4. El material presenta un comportamiento característico frente a la difusión de hidrógeno de acuerdo a la
temperatura de revenido, donde se evidencia una disminución y posterior aumento del Dap al aumentar
dicha temperatura.
6. REFERENCIAS
1. N. Parvathavarthini, R. K. Dayal and J. B. Gnanamoorthy, “Effect of microestructure on corrosion
behavior of 9% chromium-1%molybdenum steel”; Corrosion Science, Vol. 52 (1996), p. 540-551.
2. S. Saroja, M. Vijayalakshmi and V.S. Raghunathan, “Effect of prolongedexposures of 9Cr-1Mo-0.07C
steel to elevated temperatures”; Materials Transactions, JIM, Vol. 34 (1993), p. 901-906.
3. P. Bruzzoni, “Permeación de hidrógeno en aceros”; HYFUSEN 2005, 2005, p. 1-15.
4. W. B. Jones, C. R. Hills and D. H. Polonis, “Microstructural evolution of modified 9Cr-1Mo steel”;
Metallurgical Transactions, Vol. 22A (1991), p. 1049-1058.
5. N. Boes, and H. Züchner, “Electrochemical methods for estudying diffusion permeation and solubility
of hydrogen in metals”; Journal of the less-common metals, Vol. 49 (1976), p. 223-240.
6. W. H. Wall, Proc. Phys. Soc. Lond. Vol. A62 (1949), p. 741.
7. E. Riecke and K. Bohnenkamp, Z. Metallkde, Vol. 75 (1984), p. 76-81.
8. N. Parvathavarthini, S. Saroja and R. K. Dayal, “Influence of microstructure on the hydrogen
permeability of 9%Cr-1%Mo ferritic steel”; Journal of nuclear materials, No. 264 (1999), p. 35-47.
9. C. Gesnouin, A. Hazarabedian, P. Bruzzoni, J. Ovejero García, P. Bilmes and C. Llorente, “Effect of
post-weld heat treatment on the microstructure and hydrogen permeation of 13CrNiMo steels”;
Corrosion science, Vol. 46 (2004), p. 1633-1647.
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