Noticias

Jun 20, 2023

Papel del fósforo como elemento de microaleación y su efecto sobre las características de corrosión de las barras de refuerzo de acero en el entorno del hormigón

Informes científicos volumen 12,

Scientific Reports volumen 12, Número de artículo: 12449 (2022) Citar este artículo

1624 Accesos

3 Altmetric

Detalles de métricas

Esta comunicación informa sobre el efecto del fósforo (P) agregado en un rango de microconcentración en el acero sobre la cinética, el mecanismo y el crecimiento de la película pasiva en contacto con el concreto contaminado con cloruro. Para llegar a los resultados se utilizaron técnicas de espectroscopia de impedancia electroquímica, polarización de corriente continua, pérdida de masa y espectroscopia Raman. Los resultados mostraron que una adición intencional de P en el acero (0,064 %) lo hace más propenso a la corrosión uniforme y localizada (alrededor de 1,1 y 1,7 veces) que el acero con bajo contenido de fósforo (< 0,016 %, presente como elemento atrapado) expuesto bajo condiciones húmedas. /condiciones secas en solución porosa simulada adicionada con cloruro y en ausencia de este ion. También se observa un efecto similar para las barras de refuerzo incrustadas en los morteros. La identificación de los productos de corrosión formados en la superficie de las barras de refuerzo de acero mediante espectroscopia Raman revela fases termodinámicamente estables de maghemita y goethita en la superficie del acero con bajo contenido de fósforo. La fase inestable de la lepidocrocita se registra en la superficie de las barras de refuerzo de acero con mayor contenido de fósforo. Los hallazgos se discuten con evidencia experimental y tomando pistas de la literatura publicada para llegar a un mecanismo plausible para este comportamiento.

Muchos elementos metálicos y no metálicos, como carbono, azufre, manganeso, cobre, vanadio, niobio, fósforo, etc., se agregan a los aceros en rangos de microconcentración para mejorar sus propiedades. El estudio de la literatura revela que los investigadores en el pasado habían descubierto que los elementos añadidos mejoraban1,2 o deterioraban3,4,5 las propiedades de los aceros. En la bibliografía se dispone de información muy limitada sobre su papel en el cambio de las características de corrosión, especialmente en entornos de hormigón de los aceros microaleados resultantes6,7,8. Lo es más para el fósforo añadido en los aceros. Este elemento se segrega en los límites de grano de los aceros causando fragilidad y afectando adversamente la tenacidad a la fractura3,4,5. En vista de esto, el contenido de P en los aceros se mantiene en un nivel mínimo según algunas normas internacionales9. Las barras de refuerzo incrustadas en el concreto experimentan cargas estáticas y dinámicas durante su vida útil. Por lo tanto, algunas normas internacionales para aceros utilizados para laminar barras de refuerzo limitan el contenido máximo de P en la química de dichos aceros. Cuando se requiere soldabilidad y ductilidad mejorada, se especifican barras de refuerzo que cumplen con la norma ASTM A7069. ASTM A706 limita el contenido de fósforo a 0,035%. Por otro lado, en EE. UU. y muchos otros países, la norma ASTM A61510 se usa ampliamente y se ocupa de las barras de refuerzo para refuerzo de hormigón sin limitación en el contenido de fósforo. La presente investigación se centra en este tipo de barras de refuerzo que tiene un uso mucho mayor en la industria de la construcción de hormigón.

Se sabe que el mayor contenido de P en el acero mejora la resistencia a la corrosión atmosférica de las estructuras fabricadas con dichos aceros1,2. Algunos fabricantes de varillas corrugadas en ciertos países que esperan el mismo efecto agregan fósforo adicional en los aceros utilizados para laminar las varillas corrugadas. Las barras de refuerzo laminadas a partir de chatarra de acero también contienen un mayor contenido de fósforo. La desfosforación de chatarras de acero es un proceso costoso y difícil de alcanzar el límite aceptable de este elemento. En vista de los hechos anteriores, es importante conocer el efecto del contenido de P en las barras de refuerzo sobre su resistencia a la corrosión expuesta en ambientes de concreto contaminado con cloruro. La búsqueda en la literatura revela que la adición adicional de P en los aceros generalmente tiene un efecto de deterioro en su resistencia a la corrosión expuesta en ambientes con alto contenido de humedad y agua. Kim et al.11 informaron de un efecto adverso de la aleación de P en acero dulce sobre su resistencia a la corrosión en un sistema de desulfuración de gas y lo atribuyeron a la mayor reacción de desprendimiento de hidrógeno. Un efecto similar también fue informado por Uhlig12 y Cleary y Greene13. Windisch et al.14 encontraron un efecto adverso de este elemento agregado en el acero y probado en una solución de nitrato de calcio. Los autores lo atribuyeron al efecto desestabilizador del fosfato (generado por la ionización de P del acero corroído) sobre la película semiprotectora de Fe3O4. Krautschick et al.15 reportaron el efecto acelerador del P y lo atribuyeron a la formación de una especie Pδ- cargada negativamente que aceleró el ataque. P ha exhibido un efecto de aumento en el agrietamiento por corrosión bajo tensión de los aceros en diferentes medios de prueba16,17,18,19,20,21,22.

Balma et al.23, por otro lado, informaron que un mayor contenido de fósforo en las barras de refuerzo de acero no tuvo efecto sobre su resistencia a la corrosión en ambientes de hormigón. Estos resultados indican que el efecto protector o perjudicial del P en el acero está determinado por la naturaleza del medio ambiente, el pH y los componentes aniónicos y catiónicos que rodean a los aceros. Teniendo en cuenta los hallazgos antes mencionados y el hecho de que el P en los aceros se segrega en los límites de grano, lo que puede tener un efecto perturbador en la solidez de las barras de refuerzo incrustadas, fue prudente probar si la adición adicional de este elemento en los aceros afecta el rendimiento de las barras de refuerzo expuestas. en ambientes concretos. Esta comunicación incorpora los resultados de los ensayos de dos tipos de varillas corrugadas laminadas a partir de acero microaleado C-Mn: una con un contenido prácticamente insignificante de fósforo (presente como elemento atrapado) y la otra con un contenido de P añadido intencionadamente superior producido por alguna armadura. fabricantes de barras y permitido por muchos estándares internacionales10,24,25.

En esta investigación se utilizaron dos tipos de aceros uno con alto contenido de P (HP) agregado intencionalmente por el fabricante de barras de refuerzo y el otro con bajo contenido de P (LP) con la composición química presentada en la Tabla 1. Se ve en la tabla que excepto el fósforo, todos los elementos son comparables en las dos barras estudiadas. El fósforo no es deseado en los aceros (a menos que se agregue intencionalmente para obtener propiedades específicas para un componente de acero). No hubo una adición adicional de P en la barra de refuerzo de acero LP. El contenido de P de 0,016% provino del mineral y otros materiales utilizados para preparar el acero en los molinos. Este contenido de P se conoce como elemento atrapado y permanece en los aceros después de la desfosforación y ejerce pocos efectos adversos en las propiedades de las estructuras fabricadas. El contenido de este elemento es considerablemente más bajo en LP (< 0,016 %) que en la barra de acero HP (0,064 %), como se muestra en la Tabla 1. El mayor contenido de P (0,064 %) en la barra de acero HP se debe a la adición adicional de fósforo. como ferrofos durante el proceso de fabricación del acero.

Tanto los aceros HP como los LP se tomaron en forma de barras de refuerzo de 16 mm de diámetro. Después del laminado en caliente, ambas barras de refuerzo se sometieron a tratamientos de templado y revenido. Aproximadamente el 10-12% de su diámetro exterior se transformó en un borde de martensita templado. Las longitudes apropiadas de los especímenes de prueba se cortaron con una máquina de corte de diamante a partir de una sola barra de refuerzo de longitud completa, evitando el calentamiento localizado durante el corte.

El SPSL se realizó como se detalla en nuestra publicación anterior8. Esto implicó mezclar KOH 0,55 M, NaOH 0,16 M y Ca(OH)2 0,017 M en agua destilada, agitar en un agitador magnético durante dos horas y luego filtrar en papel de filtro para eliminar la cal insoluble. La solución se almacenó en un recipiente hermético de plástico de polietileno de alta densidad (HDPE). El pH de la solución era de 13,5. Para evaluar el efecto del cloruro en el rendimiento de las barras de refuerzo, se añadieron 0,6 m de iones de cloruro en forma de cloruro de sodio en SPSL.

La geometría, la composición y el método de preparación de los morteros, el tamaño de las barras de refuerzo incrustadas y las varillas de grafito fueron los mismos que se describen en los artículos publicados anteriormente por los autores7,8,26 y se representan esquemáticamente en la Fig. 1. Se usaron las barras de refuerzo incrustadas y las varillas de grafito, respectivamente. como electrodos de trabajo y auxiliares durante los estudios electroquímicos. Los dos extremos de las barras de refuerzo y las varillas de grafito (sus longitudes de 15 mm) se recubrieron con epoxi y cinta de teflón para evitar la corrosión por grietas. El alambre de cobre se soldaba en la superficie de las barras de refuerzo y se envolvía firmemente en varillas de grafito antes de aplicar el revestimiento de teflón y epoxi. El otro extremo de los cables que salían de los morteros se usaba para tomar contactos eléctricos. Como se ve en la Fig. 1, de los 150 mm de longitud de la barra de refuerzo, solo 120 mm estaban abiertos a la exposición en el mortero. Se dispuso de un espesor de recubrimiento de mortero de 30 mm para las barras de acero de todos los lados del colado. La superficie de las barras de refuerzo se raspó con una rueda abrasiva motorizada para eliminar el óxido suelto y las escamas, seguido de su desaceitado en acetona.

Diagrama esquemático que muestra la geometría de los morteros utilizados para evaluar la propensión a la corrosión de las barras de refuerzo HP y LP.

Se prepararon tres juegos de morteros, cada uno embebido con barras de refuerzo "HP" y "LP", según lo prescrito en la norma ASTM –C192. Después de 24 h de colado los morteros fueron desmoldados y curados durante 28 días en cámara húmeda mantenida a 95% HR y 25 °C de temperatura.

Estos experimentos se realizaron como se describe en la investigación anterior del autor27. Esto implicó el corte de muestras de barras de refuerzo de 20 mm de longitud, montándolas en resinas resistentes a ácidos/álcalis dejando un extremo de su área de sección transversal (2 cm2) para ser expuesto en los electrolitos de prueba. El área de la sección transversal de estas muestras se pulió con espejo. Después de frotar con acetona y secar, las muestras pulidas se pesaron en una balanza electrónica con una precisión de 0,0001 g. Se prepararon seis especímenes de cada tipo de barra de refuerzo. Posteriormente, se colocaron dos gotas del electrolito de prueba con las composiciones antes mencionadas en cada superficie (para cada tipo de barra de refuerzo, se dejó caer SPSL sobre tres especímenes y se dejó caer SPSL con cloruro agregado (0,6 M de iones de cloruro agregados como cloruro de sodio) sobre los otros tres). ). Esta cantidad de solución fue suficiente para humedecer el área de la sección transversal desnuda de las muestras de prueba. Luego, estos especímenes se colocaron en una cámara durante 78 h, donde se controló la humedad relativa y la temperatura al 95 % y 45 °C, respectivamente. Después de este período de exposición, los especímenes fueron retirados de la cámara. Luego, dos gotas de los electrolitos de prueba se dejaron caer nuevamente sobre los especímenes y se regresaron a la cámara por otro período de 78 h. Después de 156 h de exposición ((ciclo húmedo), los especímenes se retiraron de la cámara y se mantuvieron en el ambiente del laboratorio durante 156 h, donde la temperatura varió en el rango de 25 ± 5 °C (ciclo seco). Este proceso de 312 h (13 días) se tomó como un ciclo. Después de completar cada ciclo, el procedimiento mencionado anteriormente de aplicar el electrolito de prueba, secar, etc. se continuó durante siete ciclos. Después de completar siete ciclos (total de 91 días), el el óxido en la superficie de las muestras probadas se limpió con solución de Clarke como se detalla en ASTM G1-90 (reaprobado en 2010)28, y las pérdidas por corrosión se calcularon utilizando los datos de pérdida de peso promedio de las tres muestras de cada acero.

Las pruebas de medición de tiempo potencial se realizaron exponiendo el área apropiada de las muestras en los entornos de prueba después de desincrustar, raspar y pulir con esmeril sus superficies. Para esta prueba, cada barra de refuerzo de 15 cm de longitud se colocó en celdas electroquímicas que se muestran en la Fig. 2. Una barra de grafito de 16 mm de diámetro de la misma longitud que la barra de refuerzo se colocó horizontalmente 20 mm por encima de las barras de refuerzo. Esta varilla se usó como electrodo auxiliar en la celda durante los estudios de polarización de CC e impedancia electroquímica como se describe en las siguientes secciones. Los dos extremos de las varillas de grafito y las barras de refuerzo que salían de la celda de prueba se bloquearon con resina epoxi para hacerlos impermeables a la difusión de líquidos. Para evitar la corrosión por grietas, primero se bloqueó la barra de refuerzo de 0,5 cm de longitud que entraba en contacto con el electrolito de prueba en las celdas de prueba en ambos extremos con cinta de teflón que envolvía la barra de refuerzo y luego se cubrió esta parte con resina epoxi. Se expusieron 10 cm de longitud de las barras de refuerzo con un área activa de 50,25 cm2 en el electrolito de prueba. Se colocó un electrodo de calomelanos equipado con un capilar Luggin muy cerca de la superficie de las muestras de barras de refuerzo. Después, se vertió SPSL (sin adición de cloruro) y SPSL con iones de cloruro (0,6 M) en tres conjuntos de cada una de las muestras de ensayo. El cambio en el potencial de circuito abierto con el tiempo se midió conectando los conductores de alambre de muestras de barras de refuerzo y el electrodo de calomelanos con un potenciostato.

Fotografía de la celda utilizada para exponer las muestras de prueba de barras de refuerzo en soluciones de poros simulados para realizar los experimentos electroquímicos.

Para evaluar la gravedad de la corrosión uniforme y localizada de las dos barras de refuerzo expuestas en el electrolito de prueba SPSL con cloruro añadido y sin cloruro, los experimentos de polarización anódica cíclica se realizaron en la misma celda (Fig. 2) y soluciones después de completar los experimentos de tiempo potencial. La velocidad de exploración del potencial tanto para la exploración hacia adelante como hacia atrás fue de 0,1 mV/s. La corriente anódica máxima se fijó en 10 mA/cm2. Los datos se analizaron usando un software DC 105 de M/S gamry instrument. Se realizaron tres conjuntos de experimentos para cada barra de refuerzo de acero y los dos datos cercanos entre sí se promediaron y produjeron en el documento. Los experimentos se realizaron a 25 ± 1 °C.

Estos experimentos se realizaron en celdas similares como se detalla en la Fig. 2. Sin embargo, se tomaron nuevas muestras y electrolitos para estos estudios. Al igual que los experimentos de polarización, en este caso también se realizaron tres conjuntos de experimentos para barras de refuerzo de acero LP y HP. Las pruebas se realizaron después de diferentes intervalos de exposición de las muestras aplicando un voltaje sinusoidal de 10 mV al potencial de circuito abierto del electrodo de trabajo mientras cambiaba su frecuencia de 100 kHz a 0,01 Hz. Los datos de EIS se analizaron utilizando el software CMS 300 de instrumentos M/S Gamry.

Las pruebas EIS de barras de refuerzo incrustadas en morteros se realizaron en condiciones húmedas de los morteros como se describe en nuestra publicación anterior. ambiente de laboratorio durante 20 días. Este período de tratamiento húmedo/seco (30 días) se consideró como un ciclo. Se informa que el tratamiento cíclico húmedo-seco de los morteros tiene un efecto acelerador en el inicio y la propagación de la corrosión en la superficie de las barras de refuerzo incrustadas30.

La espectroscopia Raman de los productos de corrosión recolectados de las muestras de prueba se realizó como se describe en la referencia 31. Se utilizó un espectroscopio micro-Raman dispersivo Almega equipado con el haz de un láser verde Nd:YAG (granate de itrio y aluminio dopado con Nd; Nd:Y3Al5O12) con una longitud de onda de 532 nm. El láser se mantuvo a baja potencia para evitar la transformación de productos de corrosión por efecto del calentamiento. Las ubicaciones de los especímenes a estudiar se enfocaron a través de un microscopio Olympus con un aumento de 50 ×. El portamuestras incorporó una plataforma motorizada con un jockey para facilitar el enfoque y el mapeo precisos en partes de las muestras adecuadamente especificadas. La rejilla era de 672 líneas/mm, con un agujero de alfiler de 25 µm. Antes del análisis de las muestras, el instrumento se calibró usando Si puro en el pico de 532 cm−1.

Las tasas de corrosión de las dos barras de refuerzo estudiadas basadas en la pérdida de masa después de siete ciclos de tratamientos húmedo/seco con SPSL (con y sin cloruro) se calcularon considerando que se produjo una corrosión uniforme en sus superficies. Las pérdidas de espesor de las barras de refuerzo HP y LP se registran como histogramas en las Figs. 3 y 4. Como se muestra en la Fig. 3, que incorpora las pérdidas bajo la influencia del electrolito SPSL (sin cloruro), la barra de refuerzo de acero HP experimentó una tasa de corrosión significativamente mayor (por un factor de aproximadamente 1,7) que la barra de refuerzo LP. . Sorprende una tasa significativa de corrosión de los dos aceros (valores promedio de 6,8 y 11,4 µm/año respectivamente para barras de refuerzo LP y HP), especialmente en SPSL sin cloruro. El diagrama Fe-H2O de Pourbaix predice la formación de una película protectora de Fe3O4 sobre la superficie del hierro hasta un pH de 14 (a 1 N de NaOH, es decir, una solución acuosa de hidróxido de sodio al 4 %). La solución de poros simulada utilizada en el presente estudio está muy por debajo de NaOH 1 N (KOH 0,55 M + NaOH 0,16 M + Ca (OH)2 0,017 M disuelto en 1 L de agua) y el pH de esta solución estaba en el rango de la zona pasiva del diagrama de Pourbaix (pH 13,5). La tasa anormalmente alta de corrosión del acero estudiado puede deberse a la lixiviación del fósforo de las barras de refuerzo de acero estudiadas en la solución de poro que facilitó la reacción de reducción de oxígeno en la interfaz acero-solución de prueba. Se informa que muchos catalizadores organometálicos dopados con P aumentan las reacciones de reducción de oxígeno en soluciones alcalinas debido a la interacción del P lixiviado con las soluciones alcalinas32,33,34. P en solución alcalina desproporcionada al fosfeno (PH3) y al fosfuro ácido de sodio (NaH2PO4)35. El fosfeno es un acelerador conocido de las reacciones de corrosión36. Cuanto mayor sea la P lixiviada en la interfaz (en el caso de HP), mayor será la tasa de corrosión.

Tasa de corrosión de las barras de refuerzo de acero HP y LP en solución de SPSL libre de cloruro después de siete ciclos de tratamientos húmedo/seco.

Tasa de corrosión de barras de refuerzo de acero HP y LP bajo la influencia del tratamiento húmedo/seco utilizando solución de SPSL con adición de cloruro.

La tasa de corrosión bajo la influencia de la solución de poros con cloruro añadido fue muy alta para ambos aceros, como se ilustra en la Fig. 4. Sin embargo, la diferencia en la tasa de corrosión fue marginal (bajo esta condición de prueba, la barra de refuerzo de acero HP se corroyó aproximadamente 1,1 veces más rápido). que el acero LP). Estos resultados sugieren que la película pasiva formada en ambos aceros era susceptible al deterioro inducido por el cloruro.

En la Fig. 5 se muestran imágenes digitales de las superficies de las barras de refuerzo después de siete ciclos de tratamientos húmedos/secos (humedecidos con cloruro SPSL agregado), después de limpiar las oxidaciones como se describió anteriormente. Las imágenes digitales muestran claramente que las barras de refuerzo HP sufrieron con un extenso ataque de corrosión localizada que las barras de refuerzo LP.

Fotografía digital que muestra el ataque localizado acelerado en el acero HP que en las barras de refuerzo LP después de sus tratamientos húmedo/seco: humectación con cloruro SPSL agregado (a) HP, (b) LP.

La Figura 6 muestra el cambio en los potenciales de circuito abierto de los dos aceros con el paso del tiempo de exposición en SPSL libre de cloruro. Los resultados muestran que los potenciales de ambos aceros se vuelven más nobles con el paso del tiempo, lo que indica el fortalecimiento de la película pasiva en sus superficies. Los cambios son muy bruscos hasta las 200 h de exposición. A partir de entonces, la película pasiva en sus superficies se estabilizó, dando como resultado un lento ennoblecimiento de los potenciales. Aunque la diferencia no es muy significativa, la gráfica potencial-tiempo para el acero LP exhibe una mayor nobleza que la del acero HP en todas las duraciones de exposición. Por el contrario, las variaciones potenciales para las dos barras de refuerzo de acero se movieron significativamente en la dirección activa después de la adición de cloruro a las 200 h de exposición (Fig. 7). Estos hallazgos corroboran los resultados mostrados en las Figs. 3 y 4, donde la tasa de corrosión para el acero LP bajo la influencia de SPSL libre de cloruro fue considerablemente más baja que la del acero HP (Fig. 3), mientras que con el electrolito con mezcla de cloruro, la diferencia fue marginal (Fig. 4 ).

Cambio en el potencial de corrosión con el tiempo para barras de refuerzo de acero expuestas en SPSL libre de cloruro.

Cambio en el potencial de corrosión con el tiempo para barras de refuerzo de acero expuestas en SPSL con cloruro añadido.

El ion cloruro es un activador bien conocido para la desestabilización de películas pasivas en superficies de acero expuestas en la mayoría de las soluciones de prueba. En condiciones favorables, este efecto es más pronunciado, como se observa actualmente para las barras de refuerzo de acero HP. La alta carga negativa y el pequeño tamaño iónico de los iones de cloruro les permite adsorberse e hidrolizarse fácilmente en la película pasiva. la capa de óxido, presentada como:

Esta capa alcanza una carga negativa en una condición de prueba en la que el valor de pH del electrolito de prueba en la vecindad del metal pasivo supera el pH0. El valor de pH0 para el óxido de hierro es 8,838, lo que sugiere que debería alcanzar una carga negativa en una solución alcalina de poros y desalentar la adsorción. de iones de cloruro. La vulnerabilidad de los aceros al ataque de picaduras por iones de cloruro por encima de un umbral de concentración es un fenómeno bien conocido. Esto sugiere que el mecanismo de corrosión localizada en la superficie del acero en contacto con la solución de los poros debe observarse desde los otros ángulos del mecanismo. Se han desarrollado diferentes teorías para la aparición y propagación de picaduras en los aceros en presencia de iones de cloruro. Kruger y Ambrose39 opinaron que el inicio de las picaduras por iones de cloruro tiene lugar después de un período de inducción de exposición. Durante este período de inducción no se producen cambios en la naturaleza de la película pasiva. Mcbee y Kruger40, sin embargo, sugirieron que los iones de cloruro afectan la película pasiva antes de su ruptura. La adsorción de iones de cloruro en una superficie de óxido hidroxilado es la hipótesis de Szklarska-Smialowska et al.41 como se muestra a continuación:

donde MeO denota la película pasiva sobre la superficie del acero. Se sugiere que la entrada de electrones en la película pasiva a través de la reacción propuesta anteriormente aumenta la densidad de electrones en la película por equilibrio dinámico de adsorción y desorción. Se informa que un aumento de la densidad electrónica de la superficie conduce a una tensión superficial contractiva que puede desestabilizar la película superficial42. Esta ruptura en la película transformó las fases estables de óxido de la película en fases inestables del óxido. El mecanismo propuesto por Szklarska-Smialowska et al.41 como se propone anteriormente parece operativo para las barras de refuerzo de acero HP y LP actualmente estudiadas. Los valores de capacitancia (Cdl) para la doble capa formada en la interfaz de corrosión de las barras de acero LP y HP se encuentran considerablemente más altos para SPSL agregado con cloruro que para las soluciones libres de cloruro (una indicación de película inestable) (descrito más tarde en "Electroquímica"). estudios de impedancia en soluciones de poros").

Los comportamientos de polarización y picaduras de los aceros LP y HP se estudiaron después de 1700 h de su exposición en SPSL y SPSL con adición de cloruro. Los gráficos correspondientes se presentan en las Figs. 8 y 9, respectivamente. En ausencia de iones de cloruro, se observa un aumento en la corriente de alrededor de 0,6 V en las curvas de ambos aceros, lo que parece como si se hubiera producido un inicio de picaduras en la superficie de los aceros. Este aumento de corriente, sin embargo, no se debe a la iniciación de pozos sino al inicio de la reacción de evolución de oxígeno. Para ambos aceros, la exploración hacia atrás del potencial no cambió la corriente y las curvas retrocedieron hasta la exploración hacia adelante en la región de evolución del oxígeno. Sin embargo, resultó en la formación de un bucle de corriente positivo para ambos aceros durante la exploración inversa del potencial en la región de pasivación. Parece que durante el escaneo hacia adelante, la película pasiva formada en la superficie de ambos aceros estudiados se deterioró y la disminución del potencial no ayudó a reparar la película dañada, lo que resultó en una mayor densidad de corriente.

Polarización cíclica de barras de acero HP y LP después de 1700 h de su exposición en SPSL libre de cloruro.

Polarización cíclica de barras de acero HP y LP después de 1700 h de su exposición en SPSL con adición de cloruro.

En SPSL con cloruro añadido, ambos aceros sufrieron ataques de picaduras a diferentes potenciales anódicos por debajo del potencial de evolución de oxígeno, como se indica en la Fig. 9. En la región de potencial anódico más bajo, la barra de refuerzo de acero HP exhibe una densidad de corriente más baja que la barra de acero LP, lo que indica que la película formada en la superficie de la primera barra de acero era más protectora que la última. Esta observación es sorprendente en vista del hecho de que el óxido acumulado en el acero HP era sustancialmente más grueso y sufrió una mayor pérdida de metal que la barra de refuerzo SP (Fig. 4). Parece que el carbonato formado en SPSL (debido a la reacción de la solución alcalina con el dióxido de carbono atmosférico) se incrustó en los poros del óxido grueso formado en la superficie de las barras de refuerzo HP y los bloqueó. Esto probablemente resultó en su tasa de disolución reducida. La protección contra la corrosión por capas de óxido también ha sido reportada por otros investigadores43. Muchos otros datos publicados informaron una mejor resistencia a la corrosión del acero debido a los cristales de carbonato enredados en el óxido44,45. Sin embargo, el aumento del potencial anódico generó una mayor densidad de corriente que la barra de refuerzo de acero LP por encima del potencial de picaduras (indicado por Epit, Fig. 9). Estos resultados sugieren que la capa de óxido bloqueada con carbonato en la barra de refuerzo HP era más vulnerable a la disolución que la formada en la barra de acero LP. El gráfico de la presencia de iones de cloruro en el electrolito de prueba y una mayor duración de la exposición, la película pasiva en la superficie de las barras de refuerzo no era muy estable. Debido a la formación de una película pobre y defectuosa en la superficie del acero, éste era vulnerable a los potenciales anódicos incrementados y la ruptura completa de la película pasiva tuvo lugar a diferentes potenciales anódicos dependiendo de su contenido de fósforo. Los puntos marcados como Epit en las curvas de las barras de acero LP y HP (Fig. 9) muestran que el inicio de las picaduras en las barras de refuerzo LP y HP tuvo lugar respectivamente a 0,48 V y 0,05 V. El valor de Epit para las barras de acero LP registrado durante este estudio es considerablemente más noble que la reportada por Li y Sagali46. Informaron valores de Epit que oscilan entre - 0,3 V y + 0,1 V (con contenido variable de cloruro) para barras de refuerzo con bajo contenido de fósforo (0,007 %) que tienen un contenido de cobre muy cercano al acero utilizado en este estudio (0,37 %). Esto probablemente se deba al tiempo insuficiente dado por los autores de la referencia46 para estabilizar la película pasiva en SPSL (3 h). En nuestro caso, el tiempo permitido antes del inicio de las pruebas de polarización cíclica fue de 1700 h, lo cual es lo suficientemente bueno para formar una película pasiva estable en la superficie de las barras de refuerzo expuestas29. Se observa además a partir de las curvas de la Fig. 9 que ambos aceros generaron un gran bucle de corriente positiva, lo que indica que una vez que se formaron las picaduras en sus superficies, la exploración inversa del potencial en la dirección activa no ayudó a la repasivación del acero. pozos generados (Fig. 9).

Los diagramas de impedancia electroquímica potenciostática para los dos aceros después de 24 h de su exposición en SPSL libre de cloruro se muestran como diagramas de Bode en la Fig. 10a,b. Los gráficos de la Fig. 10a muestran que a la frecuencia más baja estudiada (10 mHz), que proporciona el valor de impedancia máxima (Zmax) para una interfaz corrosiva, es mayor para las barras de refuerzo de acero LP que para las HP, lo que indica que la película pasiva formada en 24 h en la superficie de la barra de refuerzo LP fue más protectora que en la barra de refuerzo HP. Las gráficas logarítmicas de cambio de fase-frecuencia para los dos aceros que se muestran en la Fig. 10b exhiben características diferentes. Mientras que el acero HP exhibe dos máximos, uno en el rango de frecuencia de 10 a 100 Hz y el otro alrededor de 10 a 100 mHz, el acero LP parece tener un único máximo en alrededor de 10 a 100 Hz. Los máximos de frecuencia inferior no son visibles en este caso. Los máximos de frecuencia baja e intermedia para el acero HP se atribuyen a las reacciones de corrosión que ocurren en la interfase metal-solución y la película pasiva en la superficie del acero, respectivamente. Las mismas muestras mantenidas expuestas durante 192 h se sometieron nuevamente a pruebas EIS para estudiar el efecto del tiempo de exposición sobre la naturaleza de la película pasiva formada en la superficie de los dos aceros. Los gráficos de frecuencia-impedancia y frecuencia-fase que se muestran en la Fig. 11a, b para esta duración de exposición indican que la tendencia fue la misma que se observó para una duración de exposición más corta (Fig. 10) y la impedancia ((Zmax) correspondiente a la La frecuencia más baja estudiada (10 mHz) fue mayor para LP que para la barra de acero HP (Fig. 11a) Bajo esta duración de exposición, la impedancia ((Zmax) correspondiente a la frecuencia más baja estudiada (10 mHz) fue mayor (Fig. 11a) que el de la exposición más corta (24 h, Fig. 10a). Además, ambos aceros, aunque aparentemente exhiben un único máximo aproximadamente en el rango de 10 a 100 Hz (Fig. 11b), pero el ajuste de los datos fue satisfactorio solo después de agregar el elemento de difusión de Warburg en el circuito eléctrico corroído.

( a ) Gráficos de Bode de impedancia electroquímica para barras de acero HP y LP después de 24 h de exposición en SPSL libre de cloruro. (b) Gráficos de Bode de cambio de fase de frecuencia electroquímica para barras de acero HP y LP después de 24 h de exposición en SPSL libre de cloruro.

( a ) Diagramas de Bode de frecuencia-impedancia electroquímica para barras de acero HP y LP después de 192 h de su exposición en SPSL libre de cloruro. (b) Gráficos de Bode de cambio de fase de frecuencia electroquímica para barras de acero HP y LP después de 192 h de su exposición en SPSL libre de cloruro.

Para evaluar el rendimiento de los dos aceros en SPSL con adición de cloruro, se probaron después de la adición de 0,6 M de cloruro (agregado como cloruro de sodio) a la solución. Los resultados de las pruebas EIS realizadas después de 24 h de exposición en este electrolito de prueba se presentan en la Fig. 12a,b. Como se muestra, las curvas de frecuencia-impedancia las gráficas para ambos aceros se superponen entre sí (Fig. 12a) en todas las frecuencias. La impedancia a la frecuencia más baja estudiada (Zmax) se reduce significativamente en comparación con las pruebas correspondientes realizadas en SPSL sin cloruro (Fig. 10a). Ambos aceros parecen tener un máximo único amplio en los gráficos de cambio de fase de frecuencia entre 1 y 100 Hz (Fig. 12b), lo que indica que la reacción de corrosión ocurrió con una sola constante de tiempo. Sin embargo, como se discutió más adelante, además de la transferencia de carga, el componente de Warburg también se asoció con la reacción de corrosión que no fue visible en los diagramas de cambio de fase de frecuencia. Los estudios EIS se realizaron en las muestras anteriores que se mantuvieron expuestas en el mismo SPSL con adición de cloruro durante más tiempo (192 h). Los resultados se muestran en la Fig. 13a,b. A diferencia del caso de 24 h de exposición (Fig. 12a), los valores de Zmax en la frecuencia más baja estudiada para las dos barras después de 192 h de exposición difieren significativamente entre sí. Curiosamente, el (Zmax) para la barra de refuerzo LP a las 192 h de exposición se mantuvo casi igual que a las 24 h, mientras que se deterioró considerablemente para la barra de refuerzo HP con duraciones de exposición más largas. Se observa otra característica notable a frecuencias más altas (1 a 100 kHz) para ambas barras de refuerzo. Los valores de impedancia son más altos que los observados para la exposición de 24 h (Fig. 12a) con barras de refuerzo HP que tienen valores significativamente mayores. La impedancia de frecuencias más altas se atribuye a la resistencia impartida por el electrolito y los productos de corrosión formados en la superficie de los electrodos de prueba47,48. Estos resultados indican además que la oxidación causada por los iones de cloruro en la superficie de la barra de refuerzo HP después de una exposición más prolongada fue más pronunciada que la barra de refuerzo LP. También en este caso, el sistema corrosivo parece tener un único máximo en rangos de frecuencia intermedios (alrededor de 1 a 100 Hz) con desfase Ɵ tendiente a 90°. Sin embargo, los datos experimentales también en este caso podrían ajustarse solo después de colocar el componente Warburg en el circuito eléctrico simulado (discutido en los próximos párrafos).

( a ) Diagramas de Bode de frecuencia-impedancia electroquímica para barras de acero HP y LP después de 24 h de su exposición en SPSL con adición de cloruro. (b) Gráficos de Bode de cambio de fase de frecuencia electroquímica para barras de acero HP y LP después de 24 h de su exposición en SPS con adición de cloruro.

( a ) Diagramas de Bode de frecuencia-impedancia electroquímica para barras de acero HP y LP después de 192 h de su exposición en SPSL con adición de cloruro. ( b ) Gráficos de Bode de cambio de fase de frecuencia electroquímica para barras de acero HP y LP después de 192 h de su exposición en SPSL con cloruro agregado.

Los datos de impedancia trazados en forma de Nyqist (impedancia real frente a imaginaria) proporcionan información muy importante y valiosa sobre la interfaz de corrosión. En vista de esto, los datos de las Figs. 10, 11, 12 y 13 también se trazaron de esta forma y se presentan en las Figs. 14, 15, 16 y 17. Se ve que las características de los diagramas de Nyquist para barras de refuerzo expuestas en soluciones de poro sin cloruro y con cloruro añadido difieren significativamente. Las parcelas para el primer grupo de muestras (expuestas en SPSL sin cloruro) están cerradas a líneas rectas que forman un ángulo de aproximadamente 45° entre los ejes de abscisas y ordenadas. Las parcelas para el segundo conjunto de muestras expuestas en soluciones de cloruro añadido, por otro lado, tienden a formar semicírculos deprimidos. Estas características de las gráficas están asociadas a una dispersión de los tiempos de relajación y se representan sustituyendo un elemento de fase constante (CPE) en lugar de un condensador puro en el circuito eléctrico equivalente47. Los CPE (elementos de fase constante) que están definidos por ángulos de fase independientes de la frecuencia se utilizan para la parametrización de los valores de impedancia, incluido el comportamiento no ideal de la doble capa, la resistencia a la transferencia de carga, la adsorción iónica o la difusión a través de la interfaz de corrosión y la resistencia no compensada (electrolítica iónica). resistencia (R0) entre la interfaz de la solución y la superficie del electrodo). Muchos investigadores en el pasado han usado tales circuitos para extraer datos de impedancia para barras de refuerzo que se corroen en soluciones de poros de concreto49,50,51. CPE es un parámetro derivado empíricamente y expresado matemáticamente como52:

Gráficos de impedancia electroquímica en forma de Nyquist para barras de acero HP y LP después de 24 h de su exposición en SPSL libre de cloruro.

Gráficos de impedancia electroquímica en forma de Nyquist para barras de acero HP y LP después de 192 h de su exposición en SPSL libre de cloruro.

Gráficos de impedancia electroquímica en forma de Nyquist para barras de acero HP y LP después de 24 h de su exposición en SPSL con cloruro añadido.

Gráficos de impedancia electroquímica en forma de Nyquist para barras de acero HP y LP después de 192 h de su exposición en SPSL con cloruro añadido.

Aquí, Yo y α son, respectivamente, el módulo de admitancia de un capacitor ideal y el factor CPE. j es la unidad imaginaria y ω es la frecuencia angular. Yo tiene la unidad Ω−1sα. El valor de α es mayor que cero pero menor que 1. El valor de α = 1 para la interfaz corresponde a su comportamiento como capacitor puro. En vista del comportamiento de capacitancia no ideal de la interfaz de corrosión de las dos barras de refuerzo estudiadas (Figs. 14, 15, 16, 17), los datos experimentales de impedancia se ajustaron en diferentes circuitos modelados. Antes de instalar los circuitos eléctricos simulados, los datos experimentales se validaron mediante la prueba de Kramers-Kroning (KK). Se informa que este método de validación es una forma efectiva de ver si los datos de impedancia experimental son característicos de un sistema lineal y estable y son aceptables para continuar con el análisis53,54. Se observó que el ajuste de los datos con elementos CPE simples en un circuito simulado (que incorporaba resistencia no compensada (R0,), resistencia de transferencia de carga (Rct) y elemento CPE) no arrojó resultados de ajuste satisfactorios. En vista de este otro componente, se incorporó el elemento de difusión de Warburg (Wd) en este circuito, que se muestra esquemáticamente en la Fig. 18. Este elemento denominado impedancia de difusión semi-infinita presenta un obstáculo de transporte de masa experimentado a través de la interfaz de la película pasiva sobre el metal. superficie y el electrolito de prueba. Más detalles sobre el desarrollo de este componente en la interfaz de corrosión se discutirán en los próximos párrafos. Los datos de impedancia extraídos para las barras de refuerzo corroídas bajo diferentes condiciones de exposición y electrolitos de prueba se registran en la Tabla 2. Se observó que el mejor ajuste de datos con menos error se observó con valores de 'α' entre 0,80 y 0,93. Estos valores de 'α' indican que las interfaces corroídas no se comportaron como un condensador ideal ni como una resistencia pura. Como se ve en las Figs. 14, 15, 16 y 17, los ajustes entre los datos experimentales y simulados son razonablemente buenos, con algunos puntos simulados, especialmente a frecuencias más altas, que se desvían de los datos experimentales.

Circuito eléctrico equivalente del modelo CPE simplex que incorpora el CPE y la componente de difusión de Warburg (W); Rct y Rs representan la resistencia de transferencia de carga y la resistencia de la solución, respectivamente.

Los resultados incorporados en esta tabla muestran que los valores de chi-cuadrado (Χ2), que es una indicación de la desviación estándar en los resultados, son del orden de 10–3. Algunos investigadores opinan que los valores de chi-cuadrado para un buen ajuste deben estar por debajo de 10–3. Muchos otros, incluidos Macdonald55,56, Ren et al.57 y Zhao et al.58, por otro lado, sugieren que el factor de chi-cuadrado es un valor subjetivo que a veces conduce a estimaciones de parámetros sesgadas y simplemente 10–3 criterios no deberían ser un criterio. factor decisivo para la fiabilidad de los datos. Dado que el ajuste de los datos utilizando el circuito equivalente simulado de la Fig. 18 fue bueno y se registró la prueba de validez de Kramers-Kronig con valores de chi-cuadrado en el rango de 10–5–10–7, procedimos a extraer el ajuste de los datos de Resultados experimentales del EIA.

Como se indicó anteriormente, la difusión de Warburg (Wd) está relacionada con la impedancia causada por la difusión de especies desde la interfaz solución-película pasiva a la interfaz película pasiva-metal59,60.

Este elemento en el circuito eléctrico equivalente es un tema polémico y se informa que tiene en cuenta los procesos de difusión (es decir, transferencia de masa, especies cargadas, etc.), y se usa comúnmente cuando se controla la difusión de especies a través de los poros de la película pasiva o los productos de corrosión. la velocidad de corrosión. El componente también está relacionado con la facilidad de difusión de especies como el cloruro y el oxígeno a través de la película formada en la interfase61,62. La impedancia de Warburg (Wd) no da ninguna idea de si se debe a la difusión de oxígeno, cloruro o cualquier otra especie a través de la interfaz. Los datos de R0 (resistencia no compensada) registrados en la Tabla 2 muestran que los valores a menor duración de los ensayos (24 h) para ambos aceros son comparables para las muestras expuestas en SCPSL puro así como en soluciones con adición de cloruro. Sin embargo, después de duraciones más largas, los valores son considerablemente más altos que los observados para 24 h de pruebas, en ambas soluciones. Como se discutió anteriormente, R0 además de la resistencia de la solución también incorpora la resistencia causada por la película superficial. A duraciones más largas de exposición, los productos de corrosión formados en la superficie de dos aceros aumentaron la resistencia. Además, como se esperaba, la adición de cloruro hizo que el electrolito fuera más conductor, lo que redujo el valor de R0. Un aumento notable en R0 para los aceros a las 192 h de exposición en solución de cloruro añadido se atribuye a la capa de óxido formada en su superficie.

Los valores de resistencia de transferencia de carga (Rct) registrados en la Tabla 2 anterior son invariablemente más bajos para HP que para las barras de refuerzo de acero LP. Estos resultados sugieren que el acero LP desarrolla una película más estable que el acero HP expuesto en SPSL tanto en soluciones libres de cloruro como en soluciones con cloruro añadido. Se observa una diferencia significativa entre las barras de refuerzo de acero LP y HP para los valores Rct registrados en todas las condiciones de prueba. La adición de cloruro al electrolito de prueba redujo significativamente el valor para ambos aceros con una duración de exposición más corta (en comparación con la solución SCPL sin cloruro). Sin embargo, después de una exposición más prolongada (192 h), los valores aumentaron, lo que es más pronunciado para el acero HP; se atribuye a la incrustación de carbonato en la capa de óxido, lo que la hace más impermeable. Dado que el óxido era más denso en el acero HP, el efecto de incrustación de carbonato era más visible que en el acero LP. El componente de difusión de Warburg (Wd) registrado en la Tabla 2 es considerablemente mayor para los aceros expuestos en solución de cloruro añadido. Sin embargo, no se observa una tendencia definida, especialmente cuando se compara con las tendencias de R0 y Rct. El elemento de impedancia de Warburg (Wd) depende de la concentración del material activo y el coeficiente de difusión de las especies oxidantes y reacias, el número de electrones móviles, la frecuencia angular y se expresa mediante la ecuación63:

En la ecuación anterior, DO y DR son coeficientes de difusión de oxidantes y reacios, CO y CR representan las concentraciones a granel de especies en difusión, n es el número de electrones transferidos, F es la constante de Faraday y ω representa la frecuencia radial. Como es evidente a partir de la ecuación anterior, el valor del elemento de difusión de Warburg está inversamente relacionado con el coeficiente de difusión y la concentración de componentes oxidantes y reductores, y sus valores reducidos aumentarían Wd. Dado que los aceros se expusieron en dos tipos diferentes de soluciones (SPSL puro y SPSL con adición de cloruro), se espera que en SPSL el oxígeno esté difundiendo especies y en otro caso (SPSL con adición de cloruro) sea el ion cloruro el que se difunda a través de la película superficial. Se reporta que el coeficiente de difusión del cloruro es considerablemente más bajo que el del oxígeno en ambientes concretos (el coeficiente de difusión del cloruro se reporta del orden de 10–12 m2/s64,65 y el del oxígeno es de 10–8 m2/s66. Un valor del coeficiente de difusión del cloruro de alrededor de cuatro órdenes más bajo que el del oxígeno justifica la mayor magnitud de Wd para la solución de SCPL con adición de cloruro. el ciclo 10 probablemente estuvo dominado por la difusión de cloruro.

Los valores de Y0 en la Tabla 2 son la admitancia, es decir, la facilidad de reacción de la interfaz corrosiva. Estos valores en todas las condiciones de prueba son más bajos para el acero LP que para el acero HP, lo que indica que este último es más propenso al ataque corrosivo que el acero anterior (LP).

Otro parámetro importante para las interfaces corrosivas es la capacitancia de doble capa (Cdl) que se forma debido a la existencia de la doble capa eléctrica (causada por alineaciones de carga) a través de la interfaz entre el metal expuesto y el electrolito corrosivo. Un valor aumentado de Cdl normalmente se atribuye al aumento en el área superficial y rugosidad del electrodo de prueba causado por el progreso de la corrosión. Los valores de Cdl para las interfaces corroídas se calcularon a partir de los datos extraídos de los gráficos EIS, usando la siguiente ecuación67:

Los valores de Cdl calculados para las dos barras de refuerzo expuestas en diferentes condiciones se presentan como gráficos de columnas en la Fig. 19. En la figura se ve que se observa una diferencia considerable en los valores de Cdl medidos para acero LP y HP, especialmente en SPSL sin cloruro. Los valores de LP son invariablemente más bajos que los registrados para las barras de refuerzo de acero HP para una exposición más corta y más larga. Se informa que muchos factores, como el cambio en la porosidad de la película formada en la interfaz de corrosión, la rugosidad y el espesor, influyen en los valores de Cdl68,69,70. Parece que en SPSL sin cloruro los valores más bajos de Cdl para LP se deben a una película tortuosa formada en su superficie en comparación con el acero HP. Esta película pasiva libre de defectos en LP controló efectivamente la difusión de oxígeno a través de ella hacia la superficie de acero. Sin embargo, los valores de Cdl de los dos aceros expuestos en aceros SPSL con adición de cloruro no mostraron diferencias muy marcadas. Esto puede atribuirse a una oxidación más gruesa formada en ambas superficies de acero bajo esta condición de exposición.

Valores de Cdl calculados a partir de datos extraídos de EIS para barras de acero LP y HP que se corroen en diferentes condiciones de exposición.

El rendimiento de resistencia a la corrosión de las barras de refuerzo expuestas en el mortero es más relevante para las condiciones de la vida real. Se realizaron pruebas EIS para las barras de refuerzo de acero LP y HP después de que se incrustaran en el mortero. Las pruebas, tal como se describen en los detalles experimentales del documento, se continuaron durante 10 ciclos de tratamientos húmedo/seco (10 meses).

Los gráficos para las duraciones de exposición inicial (Ciclo 1) y duraciones más largas (después de 10 ciclos) se presentan en las Figs. 20 y 21, respectivamente. Como se muestra, para ambos períodos de exposición, la impedancia (Zmax) a la frecuencia más baja estudiada (0,01 Hz) para la barra de refuerzo LP fue mayor que la de la barra de acero HP (Figs. 20a y 21a). Para la prueba realizada después de un ciclo de tratamiento húmedo/seco, se registraron dos máximos en las gráficas de cambio de fase de frecuencia para ambos aceros (Fig. 20b). Después de duraciones de prueba más largas (Ciclo 10), solo se ve un máximo en el rango de frecuencia de 10 a 100 Hz (Fig. 21b), pero el ajuste de los datos experimentales fue bueno solo después de que se agregó el elemento de difusión Warburg en el circuito eléctrico simulado.

(a) Gráficas logarítmicas de frecuencia-impedancia logarítmica de Bode para barras de refuerzo de acero LP y HP incrustadas en morteros después del primer ciclo de tratamiento húmedo/seco en solución de cloruro. (b) Gráficas de cambio de fase-frecuencia logarítmica de Bode para barras de refuerzo de acero LP y HP incrustadas en morteros después del primer ciclo de tratamiento húmedo/seco en solución de cloruro.

(a) Gráficas logarítmicas de frecuencia-impedancia logarítmica de Bode para barras de refuerzo de acero LP y HP incrustadas en morteros después del décimo ciclo de tratamiento húmedo/seco en solución de cloruro. (b) Gráficas de cambio de fase-frecuencia logarítmica de Bode para barras de refuerzo de acero LP y HP incrustadas en morteros después del décimo ciclo de tratamiento húmedo/seco en solución de cloruro.

Estos datos trazados en forma de Nyquist exhibieron un comportamiento similar al registrado para la solución SPSL, es decir, formando una línea recta con un ángulo de aproximadamente 45 ° entre los ejes de impedancia real e imaginario (no se muestran los gráficos). En vista de esto, el circuito eléctrico equivalente simulado como se presenta esquemáticamente en la Fig. 18 se utilizó para extraer los datos de impedancia cuantitativa también para estas pruebas. El ajuste de los datos para exposiciones de menor duración fue satisfactorio. Para una mayor duración de la exposición (10 ciclos), la distorsión en los accesorios se registró en las regiones de mayor frecuencia. Tales distorsiones a altas frecuencias se atribuyen a efectos inductivos causados ​​por capacitancias parásitas causadas por la geometría de los morteros y celda electroquímica69. Para minimizar este efecto, los experimentos se realizaron manteniendo los morteros en escudos metálicos y se anotaron los espectros con distorsiones mínimas. Los valores de los diferentes componentes asociados con las reacciones que ocurren en la interfaz de las barras de refuerzo de acero incrustadas en los morteros se presentan en la Tabla 3. Los valores de un -Se observa que la resistencia compensada (R0) después de diez ciclos de tratamientos húmedo/seco disminuye en comparación con la prueba de duración más corta. Esto se atribuye a la difusión y acumulación de cloruro en la solución de los poros del concreto después de períodos más largos de exposición.

La resistencia a la transferencia de carga para las barras de refuerzo incrustadas en los morteros se redujo después de duraciones más largas (10 ciclos) de tratamientos húmedos/secos. Se observa una tendencia opuesta para Y0 (admitancia) que indica una mayor vulnerabilidad de las barras de refuerzo con duraciones más largas de tratamientos húmedos/secos. En todas las condiciones de prueba, los valores Rct son más altos y Y0 más bajos para LP que para el acero HP, lo que confirma los resultados de las otras pruebas en las que la barra de refuerzo de acero LP tenía un borde sobre la barra de refuerzo HP. El aumento de Wd observado para la exposición más larga (10 ciclos) en comparación con la prueba de duración más corta (2 ciclos) probablemente se deba a un coeficiente de difusión más bajo del cloruro (después de 10 ciclos, se espera que el cloruro sea una especie de difusión dominante) que el oxígeno que era dominante en prueba de exposición más corta. Bajo todas las condiciones de prueba, el rendimiento de la barra de refuerzo de acero LP es claramente mejor que el de la barra de refuerzo HP también en condiciones de incrustación de mortero.

El contenido de fósforo en metales, aleaciones y recubrimientos juega un papel muy importante en la corrosión, formación de películas, actividad catalítica en reacciones, microestructuras y propiedades mecánicas72,73,74,75. Los resultados de las pruebas anteriores para las barras de refuerzo LP y HP indican que el aumento del contenido de P en las barras de refuerzo de acero tiene efectos nocivos sobre su resistencia a la corrosión en soluciones alcalinas de poros de hormigón. Este hallazgo es contrario a los efectos beneficiosos reportados de mayores contenidos de P en aceros de baja aleación expuestos a ambientes industriales secos1,2,71,72,73,74,75,76.

Este comportamiento de contraste sugiere que el mecanismo de reacción para la corrosión de aceros con un alto contenido de P en una solución alcalina de poro de concreto difiere del de ambientes atmosféricos. La resistencia a la corrosión de los metales está controlada por la naturaleza protectora de la película pasiva que se forma sobre sus superficies en un entorno particular. La naturaleza de la película está determinada por las composiciones de los electrolitos de prueba; la química a granel de los metales; el tamaño de grano de los metales; y la microestructura, las inclusiones no metálicas y la estabilidad de los límites de grano. El efecto beneficioso del P con Cu sobre la resistencia a la corrosión de los aceros en ambiente industrial seco se atribuye a la oxidación de los átomos de P del acero en fosfatos por los iones Cu y su coprecipitación con el óxido durante el proceso de corrosión77. Los fosfatos son normalmente de naturaleza alcalina, actúan como inhibidores anódicos y facilitan la formación de una película pasiva sobre la superficie del acero78. Esta afirmación es aceptable para electrolitos corrosivos donde el contenido de humedad/agua en la interfaz corrosiva es bajo, como los aceros expuestos en una atmósfera industrial seca. Sin embargo, puede no ser válido para aceros expuestos en soluciones acuosas. En soluciones como SPSL y morteros que tienen mucha disponibilidad de humedad/agua, la concentración de fosfato formado es probablemente demasiado baja para impartir efectos de pasivación en la superficie del acero. Cabe señalar que los aniones de fosfato en la solución de los poros del hormigón actúan como un inhibidor de la corrosión anódica78,79. El rendimiento de tales inhibidores es sensible a su concentración en los electrolitos de prueba y acelera la corrosión si está presente por debajo de un umbral de concentración. En las barras de acero, la adición de P se mantiene en el rango de 0,06 a 0,08% para evitar otros efectos nocivos. Esta baja concentración de P es inadecuada para alcanzar el umbral de concentración para la pasivación de la superficie del acero. Este argumento se apoya en los resultados de la referencia 80, donde un nivel muy alto de adición de P (0,5 % y superior) en el acero proporcionó una buena protección a la superficie de las barras de refuerzo de acero expuestas en una solución de poro de hormigón simulado.

Además del mecanismo anterior, el aumento de la velocidad de corrosión del acero HP parece estar asociado con la tendencia inherente del P a segregarse en los límites de grano de ferrita de los aceros, lo que provoca una ionización acelerada de los átomos de Fe de la red. La aleación de P en aceros afecta sus propiedades de diferentes maneras dependiendo de la concentración. Una alta concentración de P en Fe puede causar segregación en los límites de los granos de ferrita, lo que conduce a su cohesión reducida, mientras que un contenido más bajo conduce a la formación de una solución sólida con Fe sin segregación en los límites de los granos79. Se informó que una concentración a granel de 0,013 % de P en los aceros reduce la energía cohesiva del límite de grano de ferrita en un 10 %82. Se sabe que una mayor concentración de P en los aceros tiene efectos adversos sobre la integridad de los límites de grano82. La energía cohesiva de un límite de grano se define como la energía necesaria para separar los dos granos adyacentes para formar superficies libres. La concentración a granel de P en la barra de acero HP es significativamente mayor (0,064 %) que el valor mencionado anteriormente (0,013 %)82. Los cálculos teóricos y la evidencia experimental sugieren que la transferencia de carga electrónica entre los átomos segregados y los átomos del metal anfitrión fue responsable de esta pérdida de cohesión de los límites de grano81. Los átomos de metal segregados (aquí, P) son más electronegativos que los átomos anfitriones (Fe). La transferencia de carga de los últimos átomos a los primeros reduce el número de electrones que pueden participar en los enlaces metal-metal que mantienen unidos los límites de los granos. Abundantes evidencias experimentales indican que los límites de grano con poca cohesión provocan diferentes tipos de fallas metálicas, incluyendo la corrosión intergranular y la corrosión asistida por tensión83,84,85,86,87. La mayor tasa de corrosión de las barras de refuerzo de acero HP en entornos de hormigón puede atribuirse a la presencia de P en un rango de concentración que provoca la segregación y la reducción de la cohesión de los límites de grano de ferrita y, en última instancia, conduce a una tasa acelerada de corrosión. Sin embargo, este efecto de degradación está ausente en el acero LP debido al menor contenido de P.

La naturaleza de los productos de corrosión formados en las superficies de harinas y aleaciones expuestas en cualquier entorno proporciona pistas muy convincentes y sólidas sobre las características de corrosión de los materiales estudiados. La formación de productos de corrosión termodinámicamente estables en la superficie de los metales proporciona una protección mejorada que la de las fases inestables. La intensidad de los picos estudiados por espectroscopía Raman para las fases estables de maghemita y goethita formadas en la superficie de las barras de acero LP son razonablemente fuertes, como se ve en la Fig. 22. En la superficie del acero HP, los picos débiles correspondientes a la lepidocrocita (óxido de hierro) y goethita están presentes (Fig. 22). Se informa que los compuestos de P afectan la naturaleza de los productos de corrosión en la superficie del acero12. Las fases de maghemita y goethita del óxido de hierro presentes en la superficie de las barras de acero LP son termodinámicamente más estables que la fase de lepidocrocita del óxido presente en la superficie de las barras de acero HP. La fase astable del óxido está fuertemente unida a la superficie del acero, tiene morfologías sólidas y proporciona un camino tortuoso para la difusión de la humedad, el oxígeno y los iones de cloruro en la superficie del metal. Parece que el mayor contenido de fósforo en HP desalentó la transformación termodinámicamente lepidocrocita más débil en formas estables de maghemita y fases de goethita de la roya. El P lixiviado de HP que se transforma en fosfuro y fosfeno en ambientes alcalinos35,36 probablemente impidió la transformación de lepidocrocita en maghemita y goethita. Esta es probablemente la razón por la cual la barra de refuerzo de acero LP tuvo una menor tasa de corrosión durante el ciclo húmedo/seco que las barras de acero HP (Figs. 3, 4).

Espectros Raman de óxido formado en barras de refuerzo de acero incrustadas en mortero después de 10 ciclos de tratamiento húmedo/seco en solución de cloruro.

El contenido de fósforo en las barras de acero afecta considerablemente la naturaleza de la película formada en la interfaz de la solución de poro de acero y hormigón. Un mayor contenido de P (0,064 %) tiene un efecto perjudicial sobre la estabilidad de la interfase acero-solución de poros frente a un contenido de P más bajo (< 0,016 %). La corrosión localizada en el acero con mayor contenido de P (HP) es significativamente alta que el acero normal que contiene P (LP). La polarización cíclica indica que, en presencia de iones de cloruro (0,6 M), la película pasiva formada en la superficie de ambos aceros se deteriora, lo que conduce a una reducción del potencial de ruptura de HP que el acero LP. . Sin embargo, en ausencia de iones de cloruro, ambos aceros eran inmunes a la corrosión localizada. Los estudios EIS también corroboran los hallazgos de las técnicas de polarización y pérdida de peso que confirman que el acero HP era más vulnerable a la corrosión que las barras de refuerzo de acero LP. El coeficiente de difusión de Cl y O2 a través de la película formada en la superficie del acero LP fue menor que el observado para las barras de refuerzo de acero HP. La capacitancia de doble capa calculada a partir de la admitancia, la resistencia de la solución y el factor de elemento de fase constante proporcionó valores más altos para las barras de refuerzo HP en comparación con las barras de refuerzo LP. Se atribuyó a la mayor tasa de ataque de corrosión en el acero HP, lo que resultó en una mayor área de superficie de esta barra de refuerzo. La tasa acelerada de corrosión de las barras de acero HP que LP aparece debido a la lixiviación de P de las matrices del acero mencionado anteriormente, formado fosfeno que reacciona con una solución alcalina que facilitó la reacción de evolución de oxígeno de la corrosión. El análisis espectroscópico Raman de los productos de corrosión formados en la superficie de los aceros estudiados sugiere que el mayor contenido de P en el acero HP desalentó la transformación de la fase inestable de lepidocrocita de la herrumbre en maghemita y goethita.

Buck, DM Cobre en acero: la influencia en la corrosión. J. Ind. Ing. química 5, 447–452 (1913).

Artículo CAS Google Académico

Buck, DM Progreso reciente en la resistencia a la corrosión. Edad del Hierro 1231-1239 (1915).

Weng, Y.-Q. & Mcmahon, CJ Interacción de fósforo, carbono, manganeso y cromo en la fragilización intergranular del hierro. Mate. ciencia Tecnología 3, 207–216 (1987).

Lejcek, P. Efecto de la interacción del soluto en la segregación interfacial y la fragilización del límite de grano en aleaciones binarias. J.Mater. ciencia 48, 2574–2580 (2013).

Artículo ADS CAS Google Académico

Stewart, JW, Charles, JA & Wallach, ER Sistema de hierro-fósforo-carbono: Parte I, propiedades mecánicas de aleaciones de hierro-fósforo bajas en carbono. Mate. ciencia Tecnología 16(3), 275–282 (2000).

Artículo CAS Google Académico

Hussain, RR, Alhozaimy, A., Al Negheimish, A., Singh, JK y Singh, DDN Oxidación acelerada de las barras de refuerzo: el papel de la aleación de manganeso en las barras de acero de refuerzo del hormigón. Materia ACI. J. 113, 579 (2016).

Google Académico

Al-Negheimish, A., Hussain, RR, Alhozaimy, A. & Singh, DDN Desempeño frente a la corrosión de las barras de refuerzo de acero recubiertas de zinc-aluminio galvanizadas por inmersión en caliente en comparación con las barras de refuerzo convencionales recubiertas de zinc puro en un entorno de concreto. Constr. Construir. Mate. 274, 121921 (2021).

Artículo CAS Google Académico

Hussain, RR, Al-Negheimish, A., Alhozaimy, A. & Singh, DDN Características de corrosión de las barras de refuerzo de acero microaleadas con vanadio expuestas en ambientes de concreto y atmósfera industrialmente contaminada. Cemento Concr. compos. 113, 1037289 (2020).

Artículo CAS Google Académico

ASTM A706/A706M. Especificación estándar para acero de baja aleación simple y deformado, ASTM A706/A706M 2016.

ASTM A615/A615M. Especificación estándar para barras de acero al carbono lisas y corrugadas para hormigón, ASTM A615/A615M 2020.

Kim, MJ, Lee, SH, Kim, JG y Yoon, JB Efecto del fósforo sobre el comportamiento frente a la corrosión del acero al carbono en ácido sulfúrico. Corrosión 66, 125005 (2010).

Artículo Google Académico

Uhlig, HH Corrosion and Corrosion Control 3rd edn, 115 (Wiley, 1985).

Google Académico

Cleary, HJ & Greene, ND Propiedades de corrosión del hierro y el acero. Corro. ciencia 7, 821 (1967).

Artículo CAS Google Académico

Windisch, CF Jr., Baer, ​​DR, Jones, RH & Engelhard, MH La influencia del fósforo en la corrosión del hierro en nitrato de calcio. J. Electroquímica. Soc. 139, 390–398 (1992).

Artículo ADS CAS Google Académico

Krautschick, HJ, Grabke, HJ y Diekmann, W. El efecto del fósforo en el mecanismo de agrietamiento por corrosión bajo tensión intergranular de aceros dulces en soluciones de nitrato. Corro. ciencia 28, 251–258 (1988).

Artículo CAS Google Académico

Bandopadhyay, N. & Briant, CL Agrietamiento por corrosión bajo tensión cáustica de aceros de rotor NiCrMoV: los efectos de la segregación de impurezas y la variación en la composición de la aleación. Metal. Trans. A14A, 2005 (1983).

Artículo ANUNCIOS Google Académico

Bandopadhyay, N. & Briant, CL Se atribuye que la segregación de fósforo en los límites de grano de los aceros promueve la corrosión intergranular en diferentes soluciones bajo la influencia de la tensión aplicada y sin tensión. Corrosión 41, 274 (1985).

Artículo Google Académico

Lea, C. & Hondros, ED Microquímica intergranular y agrietamiento por corrosión bajo tensión. proc. R. Soc. Londres A377, 477 (1981).

ANUNCIOS Google Académico

Moloznik, KL, Briant, CL & McMahan, CJ El efecto de las impurezas del límite de grano en el agrietamiento por corrosión bajo tensión de un acero de baja aleación. Corrosión 35, 331 (1979).

Artículo CAS Google Académico

Krautschik, HJ, Hügelkamp, ​​​​K. & Grabke, HJ Influencia del fósforo en el agrietamiento por corrosión bajo tensión del acero al carbono. materiales Corrosión. 38 , 103 (1987).

Artículo Google Académico

Wei, W., Erhart, E. & Grabke, HJ Corrosión intergranular de aleaciones de hierro-fósforo en soluciones de nitrato. Corro. ciencia 21, 227 (1981).

Artículo Google Académico

Wei, W. & Grabke, HJ El efecto de los elementos de aleación en la segregación del límite de grano del fósforo en el hierro y la corrosión intergranular del sistema Fe-P. Corro. ciencia 26, 223 (1986).

Artículo CAS Google Académico

Balma, J., Darwin, D., Browning, J. & Locke, C. Evaluación de la resistencia a la corrosión del acero de refuerzo microaleado. Informe No. FHWA-KS-02-9.

Estándar de construcción de Hong Kong # CS2-2012. Barras de refuerzo de acero para el refuerzo del hormigón.

BIS 1786. Barras y alambres de refuerzo de alta resistencia para la especificación de refuerzo de hormigón. Oficina de Estándar Indio (2008).

Alhozaimy, A., Hussain, RR, Al-Negheimish, A., Singh, JK y Singh, DDN Protección contra la corrosión de las armaduras mediante convertidor de óxido a base de ácido fosfórico. Materia ACI. J. 115, 935–944 (2018).

Google Académico

Singh, JK & Singh, DDN La naturaleza de la herrumbre y las características de corrosión de los aceros al carbono simples y de baja aleación en tres tipos de solución de poro de concreto con salinidad y pH diferente. Corro. ciencia 56, 129–142 (2012).

Artículo ADS CAS Google Académico

ASTM G1-90. Práctica estándar para preparar, limpiar y evaluar especímenes de prueba de corrosión, ASTM International, 100 Barr Harbor Drive, PO Box C700, West Conshohocken, PA, 19428-2959, EE. UU.

Hussain, RR, Alhozaimy, A., Al-Negheimish, A., Al-Zaid, R. y Singh, DDN Mecanismo de nucleación y crecimiento de una película pasiva sobre una barra de refuerzo de acero a diferentes duraciones de su exposición en una solución de poro de concreto a nanoescala . Materia ACI. J. 112, 1–12 (2015).

Google Académico

Yeomans, SR Desempeño de aceros de refuerzo negros, galvanizados y revestidos con epoxi en concreto contaminado con cloruro. Corrosión 50, 72–81 (1994).

Artículo CAS Google Académico

Paswan, S., Singh, JK y Singh, DDN Efecto de la aleación de plomo en las características de corrosión de los revestimientos galvanizados expuestos en la atmósfera, en un laboratorio simulado y en un entorno de servicio. Navegar. Interfaces 21, 100752 (2020).

Artículo CAS Google Académico

Liu, ZW et al. Capas de grafito dopado con fósforo de alta actividad electrocatalítica para la reducción de O2 en medio alcalino. Angew. química 123, 3315–3319 (2011).

Artículo ANUNCIOS Google Académico

Zhang, X. et al. Los mecanismos de reacción de reducción de oxígeno en grafeno dopado con fósforo: un estudio de primeros principios. J. Fuentes de energía 276, 222–229 (2015).

Artículo ADS CAS Google Académico

Liu, C., Dong, H., Ji, Y., Hou, T. y Li, Y. Origen de la actividad catalítica del MoS2 dopado con fósforo para la reacción de reducción de oxígeno (ORR) en solución alcalina: un estudio teórico. ciencia Rep. 8, 13292 (2018).

Artículo ADS PubMed PubMed Central CAS Google Scholar

Shalashova, NN et al. Formación electrolítica de fosfeno a partir de fósforo rojo en soluciones acuosas. Inorg. Mate. 42, 236–241 (2006).

Artículo CAS Google Académico

Gherdán, K. et al. Daños por fumigación con fosfina: Corrosión de objetos de museo metálicos y compuestos metal-textil, Art'14. En XI Congreso Internacional de Investigaciones No Destructivas y Microanálisis para el Diagnóstico y Conservación del Patrimonio Cultural y Ambiental, 11 al 13 de junio de 2014, Museo Arqueológico, Nocional, Madrid.

Zivica, V. Corrosión del refuerzo inducida por un ambiente que contiene cloruro y dióxido de carbono. Toro. Mate. ciencia 26, 605–608 (2003).

Artículo CAS Google Académico

Kosmulski, M. Propiedades químicas de superficies de materiales 776 (Marcel Dekker, 2001).

Libro Google Académico

Kruger, J. & Ambrose, JR Uso cualitativo de elipsometría para estudiar el proceso de corrosión localizada. Navegar. ciencia 56, 394–412 (1976).

Artículo ADS CAS Google Académico

Mcbee, CL & Kruger, J. Cambios ópticos en las películas de óxido de hierro antes de la descomposición. Naturaleza 230, 194–219 (1971).

ADS CAS Google Académico

Szklarska-Smialowska, ZS, Viefhans, H. & Czachor, MJ Análisis de espectroscopia electrónica de perfiles en profundidad de películas pasivas formadas sobre hierro en soluciones que contienen Cl−. Corro. ciencia 16, 649–652 (1976).

Artículo CAS Google Académico

Heine, V. & Marks, LD Competencia entre fuerzas por pares y multiátomo en superficies de metales nobles. Navegar. ciencia 165, 65–82 (1986).

Artículo ADS CAS Google Académico

Song, Y., Jiang, G., Chen, Y., Zhao, P. y Tian, ​​Y. Efectos del ion cloruro en la corrosión del hierro dúctil y el acero al carbono en el entorno del suelo. ciencia Rep. 7, 6865. https://doi.org/10.1038/s41598-017-07245-1 (2017).

Artículo ADS CAS PubMed PubMed Central Google Scholar

Rakitin, AR & Kichigin, VI Estudio electroquímico de la deposición de carbonato de calcio sobre hierro. Efecto del anión. Electrochim. Acta 54, 2647–2654 (2009).

Artículo CAS Google Académico

Liu, H., Meng, G., Li, W., Gu, T. y Liu, H. Corrosión microbiológicamente influenciada del acero al carbono debajo de un depósito en agua de formación saturada de CO2 que contiene Desulfotomaculum nigrificans. Frente. Microbiol. 10, 1298. https://doi.org/10.3389/fmicb.2019.01298 (2019).

Artículo PubMed PubMed Central Google Académico

Li, L. & Sagli, AA Efecto de la concentración de cloruro en los potenciales de picaduras y repasivación del acero de refuerzo en soluciones alcalinas. Corrosion 99, Paper No 567, NACE International, Houston, EE. UU.

John, DG, Searson, PC & Dawson, JL Uso de la técnica de Impedancia AC en estudios sobre acero en concreto en condiciones sumergidas. británico Corro. J. 16, 102 (1981).

Artículo CAS Google Académico

Lay, P., Lawrence, PF y Wilkins, NJM Un estudio de impedancia de CA del acero en el hormigón. Aplicación J. electroquímica 17, 755 (1985).

Artículo Google Académico

Zoltowski, P. Sobre la capacitancia eléctrica de las interfaces que exhiben un comportamiento de elemento de fase constante. J. Electroanal. Chem 443(1), 149–154 (1998).

Artículo CAS Google Académico

Allagui, A., Freeborn, TJ, Elwakil, AS & Maundy, BJ Reevaluación del desempeño de capacitores eléctricos de doble capa de carga/descarga de corriente constante y voltamperometría cíclica. ciencia Rep. 6, 38568 (2016).

Artículo ADS CAS PubMed PubMed Central Google Scholar

Orazem, ME et al. Propiedades dieléctricas de materiales que muestran una respuesta de impedancia de elemento de fase constante (CPE). J. Electroquímica. Soc. 160, C215–C225 (2013).

Artículo CAS Google Académico

Sagüés, AA, Pech-Canul, MA & Shahid Al-Mansur, AKM Comportamiento de macroceldas de corrosión del acero de refuerzo en columnas de hormigón parcialmente sumergidas. Corro. ciencia 45, 7 (2003).

Artículo Google Académico

Boukamp, ​​BA Una prueba de transformada lineal de Kronig-Kramers para la validación de datos de inmitancia. J. Electroquímica. Soc. 142, 1885 (1995).

Artículo ADS CAS Google Académico

Ohta, K. & Ishida, H. Comparación entre varios métodos de integración numérica para la transformación de Kramers-Kronig. aplicación Espectrosc. 42, 952–957 (1988).

Artículo ADS CAS Google Académico

Macdonald, JR Espectroscopía de impedancia. Ana. biomedicina Ing. 20, 289–305 (1992).

Artículo CAS PubMed Google Académico

Macdonald, JR Espectroscopia de impedancia: Viejos problemas y nuevos desarrollos. En Actas del Primer Simposio Internacional sobre Espectroscopía de Impedancia Electroquímica (ed. Gabrielli, C.). Electrochim. Acta 35, 1483-1492 (1990).

Ren, P. et al. Diagnóstico de fallas de agua en celda de combustible de membrana de intercambio de protones con resistencia óhmica de fase cero e impedancia fija de baja frecuencia. aplicación Energía 239, 785–752 (2019).

Artículo Google Académico

Zhao, L. et al. Un estudio comparativo de modelos de circuitos equivalentes para el análisis de espectroscopia de impedancia electroquímica de celdas de combustible de membrana de intercambio de protones. Energías 15, 386. https://doi.org/10.3390/en15010386 (2022).

Artículo CAS Google Académico

Lin, LF, Chao, CY y Macdonald, DD Un modelo de defectos puntuales para películas pasivas anódicas, II. Desglose químico e iniciación de pozos. J. Electroquímica. Soc. 128, 1194–1198 (1981).

Artículo ADS CAS Google Académico

Sánchez, M. et al. Espectroscopia de impedancia electroquímica para el estudio de capas pasivas sobre barras de acero sumergidas en soluciones alcalinas simulando poros de hormigón. Electrochim. Acta 52, 7634–7641 (2007).

Artículo CAS Google Académico

Vedalakshmi, R., Saraswathy, V., Sang, HW y Palaniswamy, N. Determinación del coeficiente de difusión de cloruro en concreto utilizando el coeficiente de difusión de Warburg. Corro. ciencia 51, 1299–1307 (2009).

Artículo CAS Google Académico

Chiavari, C., Rahmouni, K., Takenouti, H., Joiret, S. & Vermaut, P. Composición y propiedades electroquímicas de las pátinas naturales de los monumentos de bronce al aire libre. Electrochim. Ley 52, 7760 (2007).

Artículo CAS Google Académico

Nota tutorial de ALS Co. Ltd. Espectroscopia de impedancia electroquímica, impedancia EIS IV-Warburg. Laboratorio de Investigación y Desarrollo, BAS Inc. Noriyuki Watanabe. www.als-japan.com/1935.html, descargado el 15/03/2022

Wu, L., Li, W. & Yu, X. Penetración de cloruro dependiente del tiempo en concreto en ambientes marinos. Constr. Construir. Mate. 152, 406–413 (2017).

Artículo CAS Google Académico

Tabarelli, A. et al. Investigando el efecto del curado en el coeficiente de difusión de cloruros del hormigón convencional. Mate. Res. 22 (suplemento 1), e20190160 (2019).

Artículo CAS Google Académico

Poyet, S., Dridi, W., L'Hostis, V. y Meinel, D. Microestructura y coeficiente de difusión de una capa de producto de corrosión antigua e impacto en el acero y coeficiente de difusión de una capa de producto de corrosión antigua e impacto en la corrosión de las barras de acero en hormigón carbonatado. Corro. ciencia 125, 48–58 (2017).

Artículo CAS Google Académico

Hirschorn, B. et al. Determinación de la capacitancia efectiva y el espesor de la película a partir de parámetros de elementos de fase constante. Electrochim. Acta 55, 6218–6227 (2010).

Artículo CAS Google Académico

Amaral, ST & Muller, LL Efecto del silicato sobre películas pasivas formadas anódicamente sobre hierro en solución alcalina según lo estudiado por espectroscopía de impedancia electroquímica. Corrosión 55, 17–23 (1999).

Artículo CAS Google Académico

MacDonald, JR Espectroscopía de impedancia, énfasis en materiales y sistemas sólidos (Wiley, 1987).

Google Académico

Göhr, H., Mirnik, M. & Schiller, CA Distorsiones de la impedancia del electrodo de alta frecuencia: sus causas y cómo evitarlas. J. Electroanal. química Química interfacial. 180, 273–285s (1984).

Artículo Google Académico

Wang, Z., Li, J., Wang, Y. & Wang, Z. Un análisis EIS sobre la resistencia a la corrosión del revestimiento antiabrasión. Navegar. Interfaces 6, 33–39 (2017).

Artículo CAS Google Académico

Larrabee, CP & Coburn, SK Corrosión atmosférica de aceros influenciada por cambios en la composición química. En Actas del 1er Congreso Internacional sobre Corrosión Metálica 276 (Butterworth, Londres, Reino Unido, 1962).

Shastry, CR, Friel, JJ y Townsend, HE Desempeño frente a la corrosión durante dieciséis años de aceros resistentes a la intemperie en entornos marinos, rurales e industriales. En Degradación de metales en la atmósfera, ASTM STP 965, 5 (ASTM, West Conshohocken, PA, 1988).

Hou, W. & Liang, C. Exposición de aceros a la corrosión atmosférica durante ocho años en China. Corrosión 55, 65–73 (1999).

Artículo CAS Google Académico

Kucera, V., Knotkova, D., Fullman, J. & Holler, P. Corrosión de metales estructurales en atmósferas con diferente corrosividad a 8 años de exposición en Suecia y Checoslovaquia. En Actas del 10º Congreso Internacional sobre Corrosión Metálica 167 (IDH, Madrás, India, 1987).

Dhanapal, K., Revathy, TA, Dhanavel, S., Narayanan, V. y Stephen, A. El papel del fósforo en la mejora de la actividad catalítica de la aleación magnética Ni-P. Navegar. Interfaces 7, 58–68 (2017).

Artículo CAS Google Académico

Nishimura, T. & Kodama, T. Aclaración del estado químico de los elementos de aleación en la oxidación del hierro mediante un diagrama de pH potencial de fase binaria y análisis físicos. Corro. ciencia 45, 1073–1084 (2003).

Artículo CAS Google Académico

Awad, GH & Hoar, TP El papel de los fosfatos en la inhibición de las picaduras del acero dulce comercial en medios que contienen cloruro. Corro. ciencia 25, 581–588 (1975).

Artículo Google Académico

Cero, LYD, Vazquez, M. & Valcarce, MB Iones de fosfato como inhibidores de corrosión para acero de refuerzo en ambientes ricos en cloruro. Electrochim. Acta 102, 88–96 (2013).

Artículo CAS Google Académico

Sahoo, G. & Balasubramaniam, R. Sobre el comportamiento de corrosión de hierros fosfóricos en solución de poro de concreto simulado. Corro. ciencia 50, 131–143 (2008).

Artículo CAS Google Académico

Hondros, ED La influencia del fósforo en una solución sólida diluida en la superficie absoluta y las energías de límite de grano del hierro. proc. R. Soc. A 286, 479–498 (1965).

ADS CAS Google Académico

Nowacki, J. Fósforo en la ingeniería de superficies de aleaciones de hierro. J. Achiev. Mate. Fabricación Ing. 24(1), 57–67 (2007).

Google Académico

Asaro, RJ Pérdidas inducidas por adsorción en la cohesión interfacial. proc. R. Soc. A 29, 151-163 (1980).

Google Académico

Keist, VJ, Bruley, J. & William, DB Investigaciones de los cambios de unión asociados con la fragilización del límite de grano. Síntoma MRS. proc. 458, 93 (1997).

Artículo Google Académico

Vignaud, C., Beaunier, L. & Biscondi, M. Corrosión, estructura y segregación del límite de grano en bicristales de níquel. Colloque DE PhysiqueColloque Cl 51, 697. https://doi.org/10.1051/jphyscol:19901111 (1990).

Artículo Google Académico

Vermilyea, DA, Tedmon, CS & Broecker, DE Efecto del fósforo y el silicio en la corrosión intergranular de una aleación a base de níquel. Corrosión 31(6), 222–223 (1975).

Artículo CAS Google Académico

Grabke, HJ Segregación de límite de grano y superficie sobre y en hierro y aceros: efectos sobre las propiedades del acero. Kovine, Zlitine, Technologije/letnik27/stevilka 1–2/cepa 9 de 20/1993

Descargar referencias

Este proyecto fue financiado por el Plan Nacional de Ciencia, Tecnología e Innovación (MAARIFAH), Ciudad Rey Abdulaziz para la Ciencia y la Tecnología, Reino de Arabia Saudita, Premio Número (15-BUI4983-02).

Centro de Excelencia para la Investigación y Pruebas de Concreto (CoE-CRT), Departamento de Ingeniería Civil, Facultad de Ingeniería, Universidad King Saud, PO Box: 800, Riyadh, 11421, Arabia Saudita

Raja Rizwan Hussain

Departamento de Ingeniería Civil y Centro de Excelencia para la Investigación y Pruebas de Concreto, Facultad de Ingeniería, Universidad King Saud, Riyadh, Arabia Saudita

Abdulrahman Alhozaimy

Departamento de Ingeniería Civil y Director Ejecutivo, Centro de Excelencia para la Investigación y Pruebas de Concreto, Facultad de Ingeniería, Universidad King Saud, Riyadh, Arabia Saudita

Abdulaziz Al-Negheimish

Ingeniería de superficie y corrosión CSIR, Laboratorio metalúrgico nacional, Jamshedpur y actualmente consultor de I+D, IGNCA, Nueva Delhi, 110001, India

DDN Singh

También puede buscar este autor en PubMed Google Scholar

También puede buscar este autor en PubMed Google Scholar

También puede buscar este autor en PubMed Google Scholar

También puede buscar este autor en PubMed Google Scholar

RRH llevando a cabo un proceso de investigación de investigación, realizando experimentos, etc. Recopilación y análisis de datos de prueba. Redacción del borrador original, preparación, creación y específicamente redacción del borrador inicial y visualización de los datos de la investigación. Manejo de toda la correspondencia y asuntos de publicación. AA identificando el área de investigación. Responsable de la administración, gestión y coordinación de proyectos para la planificación y ejecución de la actividad investigadora. Adquisición de fondos para el apoyo financiero del proyecto de investigación que da lugar a esta publicación. Revisión, comentario y revisiones. AA desarrollo y diseño de metodología así como creación de modelos. Validación y verificación de si como parte de la actividad o separada de la reproducibilidad general de los resultados del experimento. Reseña, comentario y revisión incluyendo todas las etapas previas a la publicación. Formación de DDNS y evolución de los objetivos y metas generales de investigación. Realización de ciertos experimentos. Análisis formal, aplicación de técnicas estadísticas, matemáticas, computacionales y otras técnicas formales para analizar los datos de la investigación. Reseña, comentario y revisiones.

Correspondencia a Raja Rizwan Hussain.

Los autores declaran no tener conflictos de intereses.

Springer Nature se mantiene neutral con respecto a los reclamos jurisdiccionales en mapas publicados y afiliaciones institucionales.

Acceso abierto Este artículo tiene una licencia internacional Creative Commons Attribution 4.0, que permite el uso, el intercambio, la adaptación, la distribución y la reproducción en cualquier medio o formato, siempre que se otorgue el crédito correspondiente al autor o autores originales y a la fuente. proporcionar un enlace a la licencia Creative Commons e indicar si se realizaron cambios. Las imágenes u otro material de terceros en este artículo están incluidos en la licencia Creative Commons del artículo, a menos que se indique lo contrario en una línea de crédito al material. Si el material no está incluido en la licencia Creative Commons del artículo y su uso previsto no está permitido por la regulación legal o excede el uso permitido, deberá obtener el permiso directamente del titular de los derechos de autor. Para ver una copia de esta licencia, visite http://creativecommons.org/licenses/by/4.0/.

Reimpresiones y permisos

Hussain, RR, Alhozaimy, A., Al-Negheimish, A. et al. Papel del fósforo como elemento de microaleación y su efecto sobre las características de corrosión de las barras de refuerzo de acero en un entorno de hormigón. Informe científico 12, 12449 (2022). https://doi.org/10.1038/s41598-022-16654-w

Descargar cita

Recibido: 20 de octubre de 2021

Aceptado: 13 julio 2022

Publicado: 21 julio 2022

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-022-16654-w

Cualquier persona con la que compartas el siguiente enlace podrá leer este contenido:

Lo sentimos, un enlace para compartir no está disponible actualmente para este artículo.

Proporcionado por la iniciativa de intercambio de contenido Springer Nature SharedIt

Al enviar un comentario, acepta cumplir con nuestros Términos y Pautas de la comunidad. Si encuentra algo abusivo o que no cumple con nuestros términos o pautas, márquelo como inapropiado.