Daño por hidrógeno El daño por hidrógeno es un término general que se refiere al daño mecánico de una aleación por la presencia o interacción con el hidrógeno. Este daño puede clasificarse en cuatro categorías: a) Formación de ampollas b) Ataque por el H2 a temperaturas elevadas c) Decarburización d) Fragilización por Hidrógeno
8.1.- FORMACIÓN DE AMPOLLAS. Formación de ampollas por hidrógeno puede ocurrir cuando el hidrógeno penetra al acero como resultado de la reacción de reducción sobre un cátodo metálico. El ión H+ se difunde en la aleación y cuando encuentra otro ión similar reacciona produciendo H2 , esta molécula no puede difundirse a través de la aleación y queda atrapada en alguna inclusión o grieta desarrollando una presión tal que es capaz de romper los enlaces y causar la rotura del metal. Una ilustración esquemática de la formación de la ampollas y del aspecto del daño producido se muestran en las figuras 8.1 a 8.3.
8.2.- ATAQUE POR H2 A TEMPERATURAS ELEVADAS. El ataque por hidrógeno a temperaturas elevadas se refiere a la reacción entre el hidrógeno con algún componente de la aleación. La reacción del hidrógeno con Fe3C para formar metano es probablemente la reacción química más importante que ocurre en el ataque del H2 al acero. La reacción que tiene lugar es:
El
metano formado por la reacción (8.1) se ubica en los bordes de grano y en huecos ya que no difunde fuera del metal. Una vez que se ha acumulado en los bordes de grano y huecos, se expande y forma ampollas, debilitando la resistencia mecánica y creando grietas. Aceros de alta resistencia resistencia de bajo bajo carbono (High strength strength low alloys alloys steels) son son particularmente susceptibles a sufrir este tipo de daño que produce fragilidad (especialmente aceros al 0,05%Mo ).
8.2.1.- Decarburización. La decarburización se refiere a la reacción superficial de hidrógeno con carburos del acero a temperaturas elevadas formando hidruros los cuales deterioran las propiedades mecánicas de la aleación. Cuando el acero está en contacto con productos de la combustión, generalmente petróleo o gas, su superficie se oxida formando una capa y ocurre una decarburización simultánea. La microestructura del acero decarburizado se muestra en las fig. 8.4. Básicamente, se forma una capa de óxido la cual crece produciendo CO según
Esta reacción ocurre siempre que el CO pueda escapar a través de la capa de óxido. En las condiciones industriales la capa que se produce es porosa y la remoción del CO no es problema. El efecto más importante de la decarburización sobre las propiedades mecánicas es disminuir la resistencia a la tracción que es la causa principal de la fracturas.
8.2.2.- Inclusiones. Cuando existen inclusiones que reaccionan con el hidrógeno, la presión de los componentes gaseosos liberados pueden causar rupturas del material, un ejemplo de esto es una inclusión de Cu2O, que reacciona con el hidrógeno según:
Siendo K la constante termodinámica de equilibro de la reacción
8.3.- FRAGILIZACIÓN POR HIDRÓGENO. Cuando el hidrógeno entra en el acero y en otras aleaciones, por ejemplo aleaciones de aluminio y titanio causa una pérdida de ductilidad o un agrietamiento (generalmente en forma de micro-grietas), o una fractura frágil catastrófica al aplicar un esfuerzo muy por debajo del esfuerzo de fluencia [5, 6]. La interacción del hidrógeno con aceros de alta resistencia [7-14] y especialmente aleaciones de aluminio [15-21] y titanio [22-26] son causa de fallas prematuras en muchos sistemas, como por ejemplo: a) los trenes de aterrizaje de los aviones, b) los depósitos de combustible de refinerías y plantas químicas, c) las turbinas de gas y vapor, d) las tuberías y válvulas para el transporte de líquidos de pH bajo y combustibles y e) tuberías que transportan gases procedentes de la combustión, etc. La fragilización por hidrógeno es especialmente catastrófica debido a la naturaleza de la falla originada. Dicha fractura frágil sucede a tensiones muy pequeñas (en comparación a las que serían necesarias en ausencia de hidrógeno) y tienen un período de “incubación” extremadamente variable que la hace prácticamente imposible de predecir. El hidrógeno siendo el átomo más pequeño de todos los elementos, puede ser introducido con facilidad en la microestructura de un material durante un proceso de manufactura, por ejemplo durante la colada, soldadura, limpieza de una superficie con agentes químicos, maquinado con electroerosión, tratamiento térmico, galvanizado, etc., como también puede ser introducido por el medio ambiente mediante un electrolito o por vapor de agua como es el caso de soldadura. De tal manera que el hidrógeno atómico que llega a la punta de una grieta puede provenir de una de las tres fuentes posibles de suministro: a) gaseosa, b) vapor de agua y c) de un electrolito. La fig.8.5 muestra esquemáticamente las etapas de cada proceso según su fuente de origen.
Una carga (esfuerzos) produce una redistribución del hidrógeno disuelto cercano a la punta de una grieta lo que promueve su crecimiento. Para explicar el daño por hidrógeno según la fuente de origen, se han propuesto varias teorías y parece existir un gran consenso de que la fuente principal de hidrógeno son los ambientes húmedos, esto ha sido corroborado por los experimentos realizados con aleaciones de Aluminio de la serie 7000 [27] . La interacción entre el Hidrógeno y la aleación puede resultar tanto en su ubicación en forma de solución sólida, su precipitación como hidruro o la existencia de Hidrógeno molecular (H2) dentro de la red cristalina [28]. En general el fenómeno de fragilización puede ser clasificado en dos tipos distintos, de acuerdo a su dependencia con la velocidad de deformación. En el primer tipo, es consecuencia de la presencia de productos de una reacción del H con los átomos de la aleación en cuestión e involucra procesos de fractura de los precipitados de segundas fases (hidruros). En el segundo tipo, una reacción aleación-hidrógeno que ocurre al mismo tiempo que la fragilización, controla el grado de ella observado. En este tipo se requieren reacciones simultáneas con el proceso de fractura mecánica. Este segundo tipo no requiere de la reacción con precipitados de segunda fase. En el primer caso el efecto de fragilización es agravado por el aumento de la velocidad de deformación, mientras que en el segundo disminuye al aumentar la velocidad. Los procesos que ocurren en el sistema aleación -Hidrógeno son bastante complejos que ha sido imposible obtener una comprensión total de los mecanismos actuantes en los distintos casos. Además, la potenciación de éste fenómeno con otros mecanismos actuantes simultáneamente, como es el caso de la corrosión aumentan la complejidad del problema. Las teorías propuestas para describir la interacción del Hidrógeno con el metal se agrupan en una o más de las siguientes categorías: (a) Formación de burbujas con generación de presiones elevadas [29]. (b) Teorías de adsorción, reducción de la energía superficial por adsorción de H [30]. (c) Modelos de decohesión, basados en la reducción de la fuerza cohesiva interatómica por la presencia de H+ [31]. (d) Efectos sobre la deformación plástica, relacionando el efecto del H con la movilidad de las dislocaciones [32]. (e) Precipitados de hidruros frágiles que deterioran las propiedades mecánicas [33]. El mecanismo de la teoría más simple supone que durante la deformación plástica el hidrógeno en forma molecular es adsorbido y se disocia, los átomos de hidrógeno debido a su tamaño pequeño y gran movilidad se difunden en la red cristalina del metal y al llegar a una superficie interna como fisuras, huecos o a una grieta se recombina y entonces forma hidrógeno molecular dentro de la aleación. Si el hueco está situado cerca de la superficie sus paredes ceden a la presión del hidrógeno molecular acumulado y forma una burbuja que se rompe (figs. 8.2 y 8.3). Al llegar a una fisura o hueco interno el hidrógeno molecular producido por la recombinación del atómico ejerce una presión tan grande que se inicia la formación de una grieta impidiendo la deformación plástica del material. El resultado es la propagación de la grieta bajo la tensión aplicada.
Fig.8.5.- Secuencia de los procesos elementales que ocurren en la migración de hidrógeno atómico a la punta de la grieta en la zona de fractura, desde las posibles fuentes de origen: a) hidrógeno gaseoso, b) vapor de agua y c) desde un electrolito. La línea desegmentos indica el límite exterior de la zona plástica.
Aspectos macroscópicos del daño por hidrógeno En el agrietamiento por hidrógeno, la fractura transgranular y la fractura dúctil (dimple) se inician en una partícula de segunda fase. Las superficies de fractura tiene una apariencia fibrosa o lamelar. La diferencia está en que una fractura dúctil se propaga en un plano de 45º con respecto a la dirección de la carga (labios de desgarramiento), mientras que la fractura por hidrógeno siempre yace en un plano a 90º con respecto a la dirección de la carga. Para el agrietamiento de aceros de resistencia baja, se necesitan grandes cantidades de hidrógeno [34] y que las grietas se distribuyan en forma transgranular. Fragilización por hidrógeno no puede ocurrir a temperaturas sobre 80-100 ºC, por eso los soldadores hablan de “agrietamiento en frío”. El fenómeno de fragilización por hidrógeno es muy común en aceros al carbono y aleados de alta resistencia mecánica con durezas por encima de 320 HV como es el caso de pasadores para autos de carreras de resistencia (drag racing). Estos pasadores son fabricados de aceros del tipo L-19, H-11, 300M o Aeromet 100. La fragilización causada por la absorción del hidrógeno atómico en la superficie del pasador durante su fabricación y tratamiento térmico, en particular durante el decapado ácido y alcalino de limpieza antes de la galvanoplastía, y luego durante la galvanoplastía. La capa metálica depositada atrapa el hidrógeno en la interfase capa / acero. Si el hidrógeno no se elimina en la operación posterior de recocido, cuando se aplica una carga el hidrógeno atómico migra hacia las zonas de mayor concentración de tensiones, se acumula y la presión creada aumenta hasta causar el rompimiento de la pieza. Un ejemplo de este tipo de falla se muestra en las figuras 8.7 y 8.8.
Otro ejemplo de daño por hidrógeno son los sistemas de vapor donde las fallas ocurre principalmente en los componentes de acero. Generalmente el daño es confinado a las paredes internas de los tubos de vapor de alta presión en las zonas de gran calentamiento el agrietamiento intergranular a menudo es acompañado por descarburización, la fig.8.9 muestra un ejemplo de este caso.
Fig.8.9.- Ataque por hidrógeno en la soldadura de la pared interior de un tubo de acero al carbono que conduce vapor a 1800 psi. La zona corroída está cubierta por productos de la corrosión [37]. La flecha indica la dirección del flujo. ( Reimpreso con autorización de The Hendrix Group). El agrietamiento intergranular se produce por el ataque de hidrógeno atómico a los carburos en los borde de grano o por recombinación del mismo según:
Como el CH4 y el H2 no pueden difundirse en el estado molecular, los gases se acumulan el los bordes de grano. Eventualmente la presión causará la separación de los granos, produciendo microgrietas intergranulares discontinuas. A medida que las microgrietas se van acumulando la resistencia del tubo disminuye hasta que los esfuerzos impuestos por la presión del vapor excede la resistencia a la tracción del resto del material intacto y se produce la rotura. Un ejemplo de lo dicho se muestra en la fig.8.10. Fig.8.10.- Aspecto de
la fractura intergranular en un tubo de caldera, de acero al carbono que falló debido a fragilización por hidrógeno.
Aspectos microscópicos del daño por hidrógeno La mayoría de las fracturas por fragilización pueden ocurrir por mecanismos de cuasiclivaje (transgranular) o por un mecanismo intergranular, dependiendo de estado de esfuerzos en la punta de la grieta, el tipo de aleación y la microestructura [38]. La fractura transgranular debido a la fragilización por hidrógeno llamada cuasi-clivaje, presenta un aspecto de ramilletes de hojas de helecho, también se pueden encontrar microporos , líneas de cabello y formaciones circulares brillantes llamadas “ojos de pescado”. La fig.8.11 muestra este tipo de fractura.
Fig.8.11.- Fractura de cuasi-clivaje debido a fragilización por hidrógeno en un acero al carbono [39]. a) Hojas de helecho señalados por flechas azules. b) Líneas de cabello señaladas por flechas rojas. c) Microporos y ojos de pescado señalados por flechas verdes.
Una fractura intergranular (IG) es una fractura de baja energía y generalmente es indicio de un problema de fragilización del material (corrosión bajo tensión, fatiga por corrosión, fragilización por hidrógeno o por metal líquido, etc.) o un problema de procesos de fabricación ( agrietamiento de temple, embutición, etc) [40] . Un ejemplo de esto, es el caso de probetas de acero (0,2C 2,5Ni 1,5 Cr 0,5 Mo) a las cuales en una atmósfera de hidrógeno, se aplicaron esfuerzos de tensión necesarios para inducir pequeñas grietas, las figuras 8.12a, 8.12b y 8.12c ilustran los resultados el ensayo [41]. Al inicio de la grieta (esfuerzos muy elevados) la fractura fue por cuasi-clivaje (fig.8.12a), a medida que la grieta crece y la presión de hidrógeno disminuye la fractura va cambiando a intergranular (fig.8.12b) hasta que finalmente se tiene la clásica fractura intergranular (fig.8.12c). Curiosamente, la fractura intergranular también puede ocurrir, por lo menos, por dos mecanismos distintos. El primero concierne al efecto del medio ambiente durante el crecimiento de grieta por fatiga, cuando el tamaño de la zona plástica de la punta de la
grieta es del mismo orden de magnitud del tamaño grano. Cuando las grietas en aceros están creciendo en un ambiente de aire húmedo se forman facetas aisladas intergranulares que se observan en la superficie de fractura por fatiga (que corresponden a la “rodilla” de la transición región I a la II en la curva da/dN vs ΔK). La fig.8.13 muestra esta fractura intergranular faceteada. El segundo mecanismo se produce a bajas velocidades de crecimiento en aceros de bajo carbono libres de intersticios (fig.8.14). En ambos casos, la plasticidad local es de alcance limitado y menor que el tamaño de grano. En estos casos y en aquellos de rotura frágil donde hay precipitación en los bordes de grano, se produce coalescencia de microhuecos en las caras faceteadas intergranulares (fig.8.15).
Fig.8.13.-Fractura intergranular con facetas aisladas en un acero al carbono fragilizado por el hidrógeno [41].
Fig.8.14.-Fractura intergranular con facetas cerca del orígen en un acero al carbono fragilizado por el hidrógeno [41].
Fig.8.15.-Fractura intergranular con coalescencia de micro-huecos en las caras de los granos en un acero al carbono fragilizado por el hidrógeno [41]. (Figuras 8.13 a la 8.15 reimpresas con autorización del Prof. NM. Neil James, Department of Mechanical & Marine Engineering, University of Plymonth, UK).
La fisura producida por el hidrógeno consta de varias etapas. En primer lugar el hidrógeno procedente de una reacción de corrosión entre el medio ácido y la superficie del acero, se disocia y se difunde a través de la microestructura del acero e interfiere con las trampas microestructurales presentes, donde va siendo atrapado en: a) inclusiones no metálicas, tales como óxidos, carburos, carbonitruros y b) en las dislocaciones y bordes de grano, etc. Finalmente debido a la recombinación de los átomos de hidrógeno en hidrógeno molecular, cuando la presión interna local en las trampas sobrepasa un determinado valor límite, se nucléa una grieta, que crece con la llegada de más hidrógeno atómico. El agrietamiento inducido por hidrógeno sólo puede producirse a temperaturas menores de 80ºC a 100 ºC, por esta razón en soldadura a este fenómeno se le llama agrietamiento en frío, un ejemplo se muestra en la fig.8.16 donde se puede ver las superficies de fractura de dos cordones de soldaduras con el mismo electrodo pero una previamente calentada.
Fig.8.16.- Fracturas de cordones de soldadura con electrodo de alambre E71T8-K6; (a) Probeta soldada con precalentamiento de 100ºC, (b) Probeta soldada a temperatura ambiente, la cual sufre agrietamiento en frío [42]. (Fotos reproducidas con autorización del Prof. H. Carvajal Fals; Facultad de Ingeniería Mecánica, Universidad de Oriente, Santiago de Cuba, Cuba).
En la fig.8.16 (ar) se puede ver que las probetas soldadas con precalentamiento de 100oC, presentaron una morfología homogénea de fractura del cordón de soldadura, con ausencia de grietas inducidas por el hidrógeno, independientemente del tipo de electrodo usado y del ambiente corrosivo rico en H2S al que también fueron sometidos estos cordones. en otras palabras, la temperatura de precalentamiento de 100 ºC fue suficiente para evitar la formación de grietas inducidas por el hidrógeno por el hidrógeno, a pesar del ambiente saturado de H2S. En la fig. 8.16(b) se observa la fractura del cordón de una probeta soldada a temperatura ambiente, donde se puede ver dos regiones diferentes, una región oxidada y coloreada que corresponden a las áreas de grietas inducidas por el hidrógeno y la región de la fractura final. Muchos estudios previos han demostrado que las trampas mas peligrosas donde se inicia el proceso de agrietamiento debido al hidrógeno, son las intercaras inclusión-matriz (fig.8.17), especialmente peligrosas aquellas en que la inclusión debido a su forma geométrica alargada constituye un concentrador de esfuerzos, como es el caso del MnS donde se forman zonas frágiles segregadas [43-47]. Uno de los efectos de la fragilización por hidrógeno a bajas velocidades de deformación es también la formación de los llamados “ojos de pescado” [459 - 460], cuya superficie de fractura está orientada perpendicularmente a la dirección del esfuerzo aplicado. Los sitios de iniciación para la formación de ojos de pescado son cavidades, poros pero principalmente inclusiones no-metálicas, desde donde las grietas se propagan en fracturas de clivaje. Un ojo de pescado es una discontinuidad que se encuentra en la superficie de fractura de un acero y que consiste de un pequeño poro o inclusión rodeada por una zona ópticamente oscura al microscopio rodeada por un área brillante y redonda como se muestra esquemáticamente en la fig.8.18.
El mecanismo de nucleación y crecimiento de este tipo de defectos se explica por el efecto fragilizante que tiene el hidrógeno en el acero, por su alta velocidad de difusión y por la existencia de zonas con esfuerzos triaxiales máximos en el frente de una entalla o concentrador de esfuerzos. La ubicación de estas grietas, es decir si se presentan en el metal fundido o en la zona afectada por el calor, depende de sus estructuras cristalinas, si es un acero austenítico (estructura cúbica de cara centrada) o un acero ferrítico (cúbico
de cuerpo centrado). Si una soldadura se efectúa en condiciones de humedad usualmente se forman ojos de pescado, cuyo aspecto brillante contrasta con la fractura final dúctil o frágil que lo rodea, las figuras 8.19 y 8.20 son un ejemplo de lo dicho.
Cabe hacer notar que el defecto tipo ojo de pescado no es exclusivo de la fragilización por hidrógeno. Se ha encontrado que en condiciones de fatiga de ciclos muy elevados del orden de 106 a 108 en aceros poco aleados y alto contenido de carbono, la principal característica de las fracturas fue que las grietas comenzaron en el interior de la probetas en un defecto tipo “ ojo de pescado ” [48]. La fig.4.21 muestra un resultado típico de un ensayo de flexión rotativa de probetas de acero de alto carbono aleado (1%C, 5% Cr , balance Fe) con una frecuencia de 52,5 Hz en aire y a temperatura ambiente. Todas las probetas rotas mostraron que el origen de las grietas fue una inclusión cerca de la superficie con un patrón cara cterístico de “ojo de pescado”.
Ejemplos 8.6.1.-Ojos de Pescado
Superficies de fractura producidas (figs.8.24 y 8.25) en ensayos de tracción a velocidades de deformación lenta en un acero ASTM A516 normalizado (890ºC/hora en aire). Las probetas fueron electrolíticamente cargadas en una solución de 2,8% NaCl durante 24 horas.
Fig.8.24.- Ojo de pescado producido en una inclusión globular de óxidos mixtos de Al, Ca,Mn y Mg [51].
Fig.8.25.- Ojo de pescado producido en una inclusión de forma elipsoidal de súlfuro de Manganeso MnS [51]. (Figuras 8.24 y 8.25 fueron reproducidas con autorización del Prof. J. Sojka, VSB – Technical University of Ostrava, Faculty of Metallurgy and Materials Engineering, listopadu 15, 708 33 Ostrava- Poruba, Czech republic ).
8.6.2.- Otras formas de fragilización por hidrógeno. El hidrógeno también produce otro tipo de fracturas asociadas con soldaduras, como es el caso de aceros de alta resistencia y baja aleación como por ejemplo al acero API X80 usado en tubos sometidos a presiones elevadas en la industria petroquímica. La fig.8.26 muestra los resultados de un ensayo de agrietamiento inducido por el hidrógeno en el cordón de soldadura de probetas expuestas a una solución saturada en H2S y soldadas usando electrodos de alambre del tipo E71T8-K6 a temperatura ambiente [52]. En la fig. 8.26 (A) La grieta se inicia en la raíz del cordón mediante el mecanismo coalescencia de microhuecos y después aparecen facetas de clivaje en las demás regiones (fig. 8.26 B), que se encuentran interligadas por pequeñas regiones donde se
observan microvacíos típicos (fig. 8.26C y D). Se trata de un modo de fractura mixto, donde predominan las facetas de clivaje.
Otro ejemplo es el análisis de las fracturas de dos tornillos (pasadores) de acero de alta resistencia mecánica del tipo ISO 8981 grado 10.9 los cuales son templados y electroplateados con Zinc para protegerlos de la corrosión atmosférica. Sin embargo, el electroplateado presenta el riesgo de fragilización por hidrógeno ya que es bien sabido que en el proceso hay desprendimiento de hidrógeno durante la deposición de zinc en la superficie del acero [53]. Este ejemplo presenta el caso de una falla prematura de varios tornillos durante el ensamblado de una máquina. La fractura ocurrió en la cabeza de varios pasadores en el momento de fijar la máquina a su base, ellos se rompieron en el vástago cerca de la cabeza (fig.8.27a). Las figuras 8.27 y 8.28, muestran las superficies de fractura las que fueron aproximadamente normales al eje del tornillo, sin evidencia de deformación plástica. Esta superficie presentó varios lugares de iniciación de las grietas en el borde exterior del vástago, estos orígenes estaban ubicados levemente a diferentes niveles y después de una corta propagación las grietas se unieron en un frente común, para luego continuar su avance hacia el centro, durante su avance superficie de fractura se fue haciendo rugosa y
áspera. La rotura final ocurrió por sobrecarga mecánica con cizalle con un cambio de dirección dirigiéndose hacia la cabeza del tornillo. Las fracturas se produjeron casi instantáneamente después de iniciarse las grietas debido a la aplicación de los esfuerzos. Las observaciones permitieron destacar los siguientes hechos: a) las superficies de fractura fueron relativamente planas, b) la rotura en serie de los tornillos en el mismo lugar, c) la región en que fallaron los tornillos se llevó a cabo en una lugar donde se espera que las tensiones sean considerablemente menores entre la cabeza del tornillo y uno de los elementos a unir; llevó a la conclusión de que las causas de la falla pudieron ser un defecto de fabricación o fragilizaciión porr hidrógeno. La microestructura observada correspondió a templado y revenido, sin detectarse precipitación de carburos a lo largo de los bordes del grano austenítico, por lo que se descartó una fragilización por la presencia de carburos. Tampoco hubo descarburización superficial.
Fig.8.27.- Superficie de fractura de uno de los tornillos: (a) Lugares de iniciación cerca de la superficie exterior del vástago, (b) Detalle del área encerrada por el rectángulo, propagación mixta de zonas con grietas transgranulares e intergranulares en los bordes de granos austeníticos [54]. (Fotos reproducidas con permiso de la Ing. M. Teresa Ferraz, Laboratorio de Materiais e Revestimentos-LMR, Res-do-chao, Lisboa Portugal).
La concentración de inclusiones no metálicas en el acero estuvieron muy por debajo del máximo permitido. Defectos de forja u otras discontinuidades, que pudieran haber actuado como concentradores de esfuerzos no fueron encontrados. Finalmente, no hubo oxidación en la superficie de fractura, o grietas ramificadas que podrían haber indicado agrietamiento de temple o corrosión bajo tensión. Las observaciones con el microscopio electrónico de barrido, indicaron que las grietas comenzaron desde la superficie exterior creciendo intergranularmente, lo que indica una fragilización por hidrógeno típica.
Fig.8.29.- Sección transversal de la cabeza de un pasador donde se aprecian las
líneas de forja durante una deformación no homogénea [54].
(Foto reproducida con autorización de la Ing. M. Teresa Ferraz , Laboratorio de Materiais e Revestimentos – LMR, Res-do-chao, Lisboa, Portugal).
Se sabe que la zona cabeza – vástago sufre un gran endurecimiento por trabajo en frío llevando la resistencia a la tracción a valores sobre 1000MPa [55]. Las piezas con este estado de esfuerzos, durante el proceso de electroplateado corren un gran riesgo de fragilización por hidrógeno. Esto se debe a que la microestructura deformada tiene una gran concentración de dislocaciones y vacancias lo que favorece la difusión del hidrógeno. De tal manera que se puede concluir que la única causa probable de la falla de estos tornillos fue la fragilización por hidrógeno.