6. Bố cục của luận án
3.4.4. Cơ chế phá hủy rão và sự hình thành lỗ rỗng đối với thép P22 chịu
chịu tải trọng không đổi ở nhiệt độ cao
Khi ống thép dẫn hơi làm việc trong thực tế với áp suất tăng, dẫn đến cơ tính của thép giảm và khả năng làm việc của ống thép sẽ giảm theo. Nguyên nhân làm giảm cơ tính có thể liên quan đến các hạt cacbit. Hình 3.29 cho thấy phân bố và kích thước các hạt cacbit không có sự khác biệt. Các hạt cacbit phân bố đều ở biên hạt và có kích thước tương đương nhau, nên đây không phải là nguyên nhân làm thay đổi cơ tính của thép P22.
Hình 3.29b còn cho thấy các lỗ rỗng trên biên giới, tại nơi có các hạt cacbit, cũng như trong pha nền. Có thể cho rằng dưới tác động của tải trọng lớn, các lỗ rỗng hình thành để tích/thoát ứng suất dư do hóa bền. Sau khi hình thành, lỗ rỗng phát triển và dẫn đến phá hủy đường ống. Đó là một phần nguyên nhân dẫn đến các hư hỏng của ống dẫn hơi khi tăng nhiệt độ và áp suất. Vai trò của mật độ lỗ rỗng trong thép đã khẳng định chúng có ảnh hưởng đến trạng thái ứng suất và sự dịch chuyển của biên giới hạt. Nghiên cứu của Fujibayashi cho biết lỗ rỗng được quan sát thấy tại vị trí các hạt nhỏ và có kích thước nhỏ hơn 5 µm; và mật độ các lỗ rỗng phụ thuộc vào tổ chức tế vi ban đầu liên quan đến sự phân bố của các hạt với kích thước nhỏ [74].
Trong nghiên cứu này, lỗ rỗng với kích thước khoảng 3 µm đã xuất hiện khi thép P22 chịu tải trọng không đổi 125 N trong khoảng thời gian 72 giờ (hình 3.29b). Các lỗ rỗng tập trung tại biên giới và bên trong hạt, ngã ba biên hạt và gần hạt cacbit. Trong đó, lỗ rỗng hình thành tại vị trí gần hạt cacbit do có sự tập trung ứng suất lớn tại đây.
89
Hình 3.29 Sự hình thành lỗ rỗng trong thép P22 khi nung ở 700 oC trong 72 giờ
dưới tải trọng không đổi (a) 95 N và (b) 125 N
Rão là quá trình biến dạng dẻo của vật liệu theo thời gian dưới tác dụng của tải
trọng không đổi ở nhiệt độ cao. Khi nhiệt độ tác động lên vật liệu lớn hơn 0,4×Tm
(trong đó Tm là nhiệt độ nóng chảy của vật liệu), hiện tượng rão xảy ra nhanh hơn.
Về cơ bản, đường cong rão được chia thành 3 vùng: vùng rão sơ cấp (rão chậm dần), vùng rão thứ cấp (rão ổn định) và vùng dão thứ ba (rão nhanh dần) như trong hình 3.30 [47]. Trong đó, đường cong rão phía trên tương ứng với cơ chế rão nhiệt
độ cao (T > 0,4×Tm) - có ứng suất không đổi, và đường cong rão phía dưới tương
ứng với cơ chế rão nhiệt độ thấp (T < 0,3×Tm) - có tốc độ biến dạng không đổi.
a
90
Theo lý thuyết, đường cong rão quyết định bởi sự cạnh tranh giữa hai quá trình hóa bền và thải bền. Nếu thải bền chiếm ưu thế sẽ dẫn đến quá trình phá hủy vật liệu. Phá hủy bắt đầu từ hình thành lỗ rỗng và vết nứt. Trong suốt quá trình chảy rão thuộc vùng sơ cấp, tốc độ biến dạng (dε/dt) là do hóa bền biến dạng. Khi rão chuyển sang vùng thứ cấp thì hóa bền cân bằng với thải bền, tốc độ rão là hằng số. Vùng rão thứ ba đặc trưng bởi tốc độ biến dạng tăng dần và bắt đầu quá trình phá hủy, dẫn đến giảm mạnh cơ tính của mẫu thép.
Hình 3.30 Quan hệ giữa biến dạng và thời gian trong biến dạng rão [47]
Từ kết quả quan sát được về sự hình thành lỗ rỗng trong thép P22 chịu tải
trọng 125 N ở nhiệt độ 700 oC trong 72 giờ (hình 2.29b), có thể nhận xét rằng quá
trình rão đã xảy ra tương ứng với trạng thái chảy rão ở cuối vùng thứ cấp trên đường cong rão nhiệt độ cao trong hình 3.30. Vùng thứ cấp kết thúc tại điểm thép bắt đầu mất ổn định dẻo (xuất hiện co thắt), và dẫn đến rão chuyển sang vùng thứ 3. Trong vùng cuối cùng này, tốc độ biến dạng gia tăng nhanh cho đến khi mẫu bị phá hủy. Tuy nhiên, quá trình rão tương ứng với vùng thứ ba (hình 3.30) chưa xảy ra đối
với mẫu thép P22 chịu tải trọng 125 N ở nhiệt độ 700 oC trong 72 giờ.
Ngoài ra, theo một số tài liệu [12,20,31,47,75], dựa vào vị trí xuất hiện của các lỗ rỗng có thể dự đoán được cơ chế hình thành lỗ rỗng. Khi thời gian chịu ứng suất đã đủ lớn, tại nhiệt độ phù hợp có thể hình thành lỗ rỗng. Theo Kassner và cộng sự [76], có 4 mô hình tạo lỗ rỗng để tích/thoát tập trung ứng suất như trong hình 3.31: (a) lỗ rỗng tại “ngã ba” biên hạt do tích tụ các pha phân tán (hoặc trượt theo biên hạt); (b) lỗ rỗng tại “ngã ba” giao nhau của các mặt trượt; (c) lỗ rỗng tại biên hạt do
Vùng rão sơ cấp
Vùng rão thứ cấp Vùng rão thứ ba
91
đám lệch tích tụ khi trượt ở bên trong hạt; (d) lỗ rỗng tại bên trong hạt do có pha thứ hai cứng/bền nằm trên mặt trượt.
Sự xuất hiện các lỗ rỗng được quan sát thấy trong các mẫu thép P22 chịu tải
trọng không đổi 125 N khi nung ở 700 oC trong 72 giờ (hình 29b), theo đó một số lỗ
rỗng nằm ở biên giới hạt và gần hạt cacbit, nơi có sự tập trung ứng suất trong thép
P22 sau khi nung ở 700 oC trong 72 giờ dưới tải trọng không đổi. Kết quả này thống
nhất với công trình [76], theo đó cơ chế tạo vết nứt như mô tả trong hình 3.31 có liên quan đến tạo ra sự tập trung ứng suất khi lệch trượt và gặp phải các chướng ngại. Nếu lệch không vượt qua được thì lỗ rỗng sẽ xuất hiện để giải tỏa ứng suất, đó là nguyên nhân hình thành lỗ rỗng. Cũng có thể, khi lệch gặp pha thứ 2 và không vượt qua được thì một mầm lỗ rỗng sẽ được tạo thành. Các mầm tạo ra ở bề mặt cacbit/nền sẽ phá vỡ các liên kết nguyên tử giữa pha thứ hai và pha nền. Tạo mầm lỗ rỗng rão bằng cơ chế này thuận lợi khi vật liệu có năng lượng bề mặt biên giới hạt/nền thấp.
Hình 3.31 Cơ chế tạo mầm lỗ rỗng [76]
a) Trượt dẫn đến tạo lỗ rỗng từ các gờ (điểm giao 3 đường biên); b) Tạo mầm lỗ rỗng từ sự tập trung lỗ trống ở vùng ứng suất cao; c) Tạo mầm lỗ rỗng theo cơ chế Zener-Stroh;
92
Phá hủy chỉ xảy ra khi lỗ rỗng đạt kích thước tới hạn và được hình thành theo trình tự sau: Nút trống đơn → Nút trống kép → lỗ rỗng → vết nứt nhỏ → nết nứt tới hạn → phá hủy.
Quá trình này có thể xảy ra ở bên trong hạt hoặc tại biên hạt, phụ thuộc vào tổ chức tế vi (pha) và trạng thái ứng suất của vật liệu. Đối với thép P22 sau một thời
gian ở nhiệt độ 700 oC và tải trọng không đổi 125 N, lỗ rỗng đã hình thành và phát
triển tại các vị trí biên hạt cũng như ngã ba biên giới giữa 3 hạt do trượt biên giới hạt. Bên cạnh đó, lỗ rỗng cũng xuất hiện tại vị trí gần các hạt tiết pha. Sự hình thành các hạt tiết pha đã làm mất sự đồng nhất của pha nền. Khi vật liệu chịu tác động của tải trọng, ứng suất sẽ tập trung tại biên giới giữa hạt tiết pha và pha nền. Ứng suất tập trung xung quanh hạt tiết pha sẽ tạo ra các vết nứt ban đầu phát triển từ lỗ rỗng, cuối cùng dẫn đến phá hủy.
Tóm tắt Chương 3
Đã tiến hành nghiên cứu sự thay đổi cơ tính và tổ chức tế vi của thép P11 ở điều kiện chịu tải trọng không đổi ở nhiệt độ phòng và tiếp xúc với hơi nước ở nhiệt
độ 300 oC và áp suất 0,2 MPa. Kết quả cho thấy cơ tính của thép P11 đã thay đổi
theo tải trọng và thời gian: giai đoạn đầu là tăng bền, sau đó đến giai đoạn thải bền. Tăng cơ tính của thép nằm ở giai đoạn hóa bền ban đầu, khi tiếp tục kéo dài thời gian hoặc tăng tải trọng, cơ tính của thép giảm xuống do xảy ra giai đoạn thải bền. Tổ chức tế vi của thép gồm peclit phân bố trên nền ferit và được cho là không có sự thay đổi rõ rệt khi thay đổi các thông số thí nghiệm.
Thép P22 được nghiên cứu trong điều kiện nhiệt độ 500-700 oC, thời gian và
tải trọng thay đổi. Kết quả cho thấy, cơ tính của thép giảm khi nhiệt độ và thời gian
tăng lên. Ở nhiệt độ 300 oC, độ bền của thép tăng lên do quá trình hóa bền khi có sự
tích lũy nội năng. Ở nhiệt độ trên 300 oC, độ bền của thép bắt đầu giảm xuống. Thời
gian chịu ứng suất dài ở nhiệt độ cao sẽ dẫn đến thép ống bị phá hủy sau một thời gian làm việc do xảy ra hiện tượng rão. Tổ chức tế vi của các mẫu thép P22 cũng gồm peclit phân bố trên nền ferit.
Nguyên nhân dẫn đến sự thay đổi cơ tính là do sự phân bố lại cacbit và hình thành lỗ rỗng ở nhiệt độ cao, ứng suất lớn và thời gian dài. Lỗ rỗng được hình thành tại nhiều vị trí trong hạt cũng như biên giới hạt. Đây là một trong những nguyên nhân quan trọng dẫn đến sự giảm mạnh cơ tính của thép và được cho là khởi nguồn của phá hủy thép ống khi tăng thời gian làm việc ở nhiệt độ cao và áp suất hơi lớn.
93
KẾT LUẬN CHUNG
Luận án đã tiến hành nghiên cứu ảnh hưởng của các thông số như nhiệt độ, thời gian và tải trọng đến cơ tính và tổ chức tế vi của thép ống dẫn hơi mác P11 và
P22. Từ những kết quả thu được, có thể đưa ra những kết luận như sau:
1) Cơ tính của mẫu thép P11 thay đổi khi chịu tác động của tải trọng không đổi ở nhiệt độ phòng với hai giai đoạn điển hình: ban đầu tăng cơ tính và tiếp theo là thải bền. Thời gian và tải trọng tăng lên, cơ tính của thép P11 giảm xuống. Cụ thể
là, tăng tải trọng từ 60 lên 125 N thì Rm/Rp của thép đã tăng lên tương ứng từ
488/378 MPa lên 605/402 MPa với thời gian chịu tải trọng là 2160 giờ. Độ bền của thép P11 đạt giá trị lớn nhất sau thời gian 2160 giờ, sau đó giảm xuống khi thời gian tăng lên 4320 giờ.
2) Trong điều kiện chịu tác động của hơi nước ở nhiệt độ 300 oC và áp suất
0,2 MPa, độ bền của thép P11 đã giảm xuống khi tăng thời gian tiếp xúc với hơi
nước: Rm đã giảm từ 482 xuống 474 MPa, Rp đã giảm từ 376 xuống 369 MPa.
Trong khi đó, độ giãn dài của thép gần như không thay đổi. Tổ chức tế vi của tất cả các mẫu thép trong điều kiện nghiên cứu này không có sự thay đổi rõ rệt.
3) Cơ tính của các mẫu thép P22 đã thay đổi khi chịu tác động của nhiệt độ, tải
trọng và thời gian. Tăng thời gian chịu tải trọng và nhiệt độ cho thấy Rm và Rp của các
mẫu thép giảm, đồng thời đã thúc đẩy quá trình rão xảy ra sớm hơn.
- Rm và Rp của thép P22 đã tăng lên ở nhiệt độ nung là 300 oC (Rm ban đầu là
459 MPa đã tăng lên 507 MPa). Ở nhiệt độ cao hơn 300 oC, Rm của thép bắt đầu
giảm xuống. Nguyên nhân được cho là do giai đoạn thải bền đã xảy ra.
- Ở nhiệt độ 700 oC và tải trọng 95 N, tăng thời gian nung từ 24 lên 72 giờ đã
làm Rp giảm từ 233 xuống 200 MPa. Điều này cho thấy xu hướng tăng thời gian
chịu tải trọng ở nhiệt độ cao sẽ làm cho thép ống P22 bị phá hủy sớm hơn.
4) Tổ chức tế vi của thép P22 gồm có peclit phân bố trên nền ferit. Khi nhiệt
độ thay đổi từ 500 đến 700 oC trong khoảng thời gian từ 24 đến 72 giờ và không có
tải trọng, tổ chức tế vi của thép không có sự thay đổi rõ rệt. Tuy nhiên, đã quan sát thấy sự phân bố lại hạt cacbit trên nền thép P22 sau một thời gian đồng thời chịu tải trọng ở nhiệt độ cao. Sự thay đổi này của cacbit trên nền đã có ảnh hưởng rõ rệt đến cơ tính của thép. Tăng nhiệt độ và thời gian, số lượng cacbit có xu hướng tăng lên
94
và phân bố tập trung tại biên giới hạt và ngã ba biên giới 3 hạt. Kết quả là độ bền của thép đã giảm xuống.
5) Đã quan sát thấy sự hình thành và phát triển lỗ rỗng trong mẫu thép P22
nung ở nhiệt độ 700 oC trong 72 giờ dưới tác động của tải trọng 125 N. Lỗ rỗng
được hình thành tại nhiều vị trí trong hạt cũng như biên giới hạt. Lỗ rỗng xuất hiện tại vị trí hạt cacbit tạo ra tập trung ứng suất tại đây, gây ra nứt và dẫn đến phá hủy thép sau một thời gian làm việc.
95
DANH MỤC CÁC CÔNG TRÌNH ĐÃ CÔNG BỐ CỦA LUẬN ÁN
1) Thu Hien Nguyen, Van Hoa Nghiem, Cao Son Nguyen, Thi To Hang Phung,
Anh Hoa Bui: Influence of working condition on properties of superheater
steel pipe (ASTM grade P11); The 1st International Conference on Material, Machines and Methods for Sustainable Development (ISBN 978-604-95- 0502-7), pp. 70-76 (May 2018).
2) Nguyen Thu Hien, Bui Anh Thanh, Nguyen Van Tan, Phung Thi To Hang,
Bui Anh Hoa: Effect of temperature on microstructure and mechanical
properties of superheater steel pipe in thermal power plant; Journal of Science and Technology (Technical universities), No. 127B, pp. 67-71 (5/2018).
3) Anh-Hoa Bui, Thu-Hien Nguyen, Van-Hung Kieu, Xuan-Hiep Dinh, Cao-
Son Nguyen, Thi-To-Hang Phung: Change in the strength of steel grade 11
loaded at room temperature; Materials Science Forum Vol. 985: Physical Properties and Application of Advanced Materials (SCOPUS), pp.185-192. (4/2020).
4) Nguyễn Thu Hiền, Nguyễn Cao Sơn, Phùng Thị Tố Hằng, Bùi Anh Hòa: Ảnh
hưởng của nhiệt độ đến cơ tính của thép P22 chịu ứng suất kéo không đổi; Tạp chí Khoa học - Công nghệ Kim loại, số 93, trang 2-6 (12/2020).
96
TÀI LIỆU THAM KHẢO
1. Quyết định số 906/QĐ-TTg ngày 17/6/2010 của Thủ tướng Chính phủ về Phê
duyệt định hướng quy hoạch phát triển điện hạt nhân ở Việt Nam giai đoạn đến năm 2030.
2. T. Hashimoto, M. Masahiko, Y. Tanaka, D. Hirasaki (2008), “Latest
Technology of Highly Efficient Coal-fired Thermal Power Plants and Future Propspects”, Technical Review, Vol. 45, No. 1, pp. 11-14.
3. Kusmono, Khasani (2017), “Analysis of a Failed Pipe Elbow in Geothermal
Production Facility”, Case Studies in Engineering Failure Analysis, Vol. 9, pp. 71-77.
4. N. H. Lee, S. Kim, B. H. Choe, K. B. Yoon, D. I Kwon (2009), "Failure
Analysis of a Boiler Tube in USC Coal Power Plant", Engineering Failure Analysis, Vol. 16, pp. 2031-2035.
5. D. Renowicz, A. Hernas, M. Ciesla, K. Mutwil (2006), “Degradation of the
Cast Steel Parts Working in Power Plant Pipelines”, Journal of Achievements in Materials and Manufacturing Engineering, Vol. 18, No. 1-2, pp. 219-222.
6. S. Barella, C. Cena, C. Mapelli, D. Mombelli, D. Ripamonti, G. Fantini, D.
Dioni (2016), "Hardening Optimization of High Chromium-manganese
Austenitic Steel", ISIJ International, Vol. 56, No. 9, pp. 1668-1674.
7. M. A. Tkachul, S. V. Golovin, V. I. llinskii (2016), “Effect of Alloying with
Molybdenum and Chromium on Pipe Steel of Strength Category X65 Properties”, Metallurgist, Vol. 60, pp. 483-490.
8. S. Fujibayashi (2003), "Grain Boundary Damage Evolution and Rupture Life of
Service-exposed 1.25Cr-0.5Mo Steel Welds", ISIJ International, Vol. 43, No. 12, pp. 2054-2061.
9. J. Hald (1998), "Microstructural Stability of Creep Resistant Alloys for High
Temperature Plant Application," IOM Communications Ltd.
10. S. Fujibayashi and T. Endo (2003), "Effect of Carbide Morphology on the
Susceptibility to Type IV Cracking of a 1.25Cr-0.5Mo Steel," ISIJ International, Vol. 43, No. 5, pp. 790-797.
11. J. N. Dupont, J. A. Siefert, J. P. Shingledecker (2016), “Microstructural
Evolution and Mechanical Properties of Grades 23 and 24 Creep Strength Enhanced Ferritic Steels”, International Materials Reviews, Vol. 62, No. 1, pp. 32-56.
97
12. Z. F. Hu (2012), “Heat-resistant Steels, Microstructure Evolution and Life
Assessment in Power Plants”, Thermal Power Plants; Publisher InTech, Shanghai, pp. 195-226.
13. V. Viswanathan, R. Purgert, P. Rawls (2007), “New Low Alloy Heat Resistant
Ferritic Steels T/P23 and T/P24 for Power Plant Application”, International Journal of Pressure Vessels and Piping, Vol. 84, pp. 13-20.
14. K. C. Park, F. Masuyama and T. Endo (2001), “Creep Modeling for Life