Phương pháp phân tích và kiểm tra

6. Bố cục của luận án

2.3. Phương pháp phân tích và kiểm tra

2.3.1. Phân tích thành phần hóa học của thép

Hình 2.8 Thiết bị phân tích quang phổ phát xạ (Metal LAB 75/80J MVU-GNR)

Thành phần hóa học của mẫu ống thép P11 và P22 được phân tích bằng thiết bị quang phổ phát xạ (Metal LAB 75/80J MVU-GNR) của Viện Cơ khí Năng lượng

44

và Mỏ - VINACOMIN (hình 2.8). Để đảm bảo độ chính xác, bề mặt mẫu thép được mài nhẵn bằng máy mài và làm sạch. Máy có độ chính xác cao, khả năng phân tích

đến 10-4 % khối lượng các nguyên tố thường có trong thép như C, Mn, Si, Cr, S, P

và một số nguyên tố khác. Sau khi hiệu chỉnh máy, thực hiện thao tác phân tích mẫu; kết quả phân tích là giá trị trung bình của 3 lần đo.

2.3.2. Kiểm tra tổ chức tế vi

Để tiến hành soi tổ chức tế vi, các mẫu thép được cắt ở vị trí như trong hình 2.9. Sau đó, mài mẫu với giấy nhám với các cấp độ khác nhau. Cuối cùng là đánh bóng mẫu và tẩm thực bằng dung dịch có chứa 5 ml HCl, 1 gam axit picric, etanol 100 ml (95 %) hoặc metanol (95 %).

Hình 2.9 Vị trí cắt mẫu soi tổ chức tế vi

Hình 2.10 Kính hiển vi quang học (Axioplan 2)

45

Các mẫu thép sau khi trải qua các bước chuẩn bị mẫu, tiến hành kiểm tra tổ chức tế vi bằng kính hiển vi quang học (Axioplan 2) tại Viện Cơ khí Năng lượng và Mỏ - VINACOMIN (hình 2.10). Nguyên lý làm việc của kính hiển vi quang học là dựa vào nguyên lý phản xạ ánh sáng để quan sát hình ảnh tổ chức tế vi của mẫu nhờ một hệ thống các thấu kính (thị kính và vật kính) với độ phóng đại lên đến 1000 lần. Một kính hiển vi quang học có nhiều bộ phận như: nguồn sáng, giá đặt mẫu, vật kính (có thể là một thấu kính hoặc một hệ thấu kính, là bộ phận chính tạo nên sự phóng đại), thị kính và thiết bị ghi nhận hình ảnh.

Hình 2.11 Xác định kích thước hạt theo phương pháp lưới tọa độ

Từ ảnh chụp hiển vi quang học, tiến hành tính toán kích thước hạt theo phương pháp lưới tọa độ như mô tả trong hình 2.11. Theo đó, kẻ các đường thẳng (dọc và ngang) trên ảnh tổ chức tế vi sao cho cắt các biên giới hạt. Kích thước hạt trung bình được tính toán theo công thức 2.1.

d = (2.1)

Trong đó:

d - Kích thước hạt trung bình (µm);

L - Chiều dài thực tế của ảnh tổ chức tế vi (µm); D - Chiều rộng thực tế của ảnh tổ chức tế vi; m - Số hạt mà đường kẻ dọc đã cắt biên giới hạt; n - Số hạt mà đường kẻ ngang đã cắt biên giới hạt.

46

Phân bố cacbit trong mẫu thép được quan sát bằng thiết bị hiển bị điện tử quét (SEM) kết hợp vi phân tích thành phần bằng phổ nguyên tố (EDS). Nguyên lý của phương pháp này là dựa vào tán xạ của chùm điện tử quét trên bề mặt mẫu để tạo ra hình ảnh có độ phân giải cao của bề mặt mẫu. SEM có khả năng tạo hình ảnh hai chiều của bề mặt mẫu với độ phân giải cao, có thể quan sát tổ chức tế vi đến kích thước vài nanomet, cao hơn rất nhiều so với kính hiển vi quang học có độ phân giải tốt nhất chỉ vào khoảng vài trăm nanomet. Ảnh chụp SEM cho kết quả về hình thái các pha tồn tại với độ phân giải cao. Hình 2.12 là thiết bị SEM-EDS (JEOL JSM- 7600F) của Trung tâm Đánh giá hư hỏng vật liệu (COMFA) được sử dụng trong luận án này.

Hình 2.12 Kính hiển vi điện tử quét (JEOL JSM-7600F)

Phương pháp phổ nguyên tố EDS (Energy Dispersive X-ray Spectroscopy) là một kỹ thuật dùng để phân tích thành phần hóa học của vật rắn. EDS thường được kết hợp trong SEM hoặc TEM. Khi chùm điện tử có năng lượng lớn được chiếu vào vật rắn, nó sẽ đâm xuyên sâu vào nguyên tử vật rắn và tương tác với các lớp điện tử bên trong của nguyên tử. Tương tác này dẫn đến sự phát xạ các tia X thứ cấp. Năng lượng, bước sóng của các tia X thứ cấp phát ra là đặc trưng cho nguyên tử số (Z) của các nguyên tử có trong chất rắn. Việc ghi nhận phổ tia X thứ cấp phát ra từ vật rắn sẽ cho thông tin về các nguyên tố hóa học có mặt trong mẫu đồng thời cho các thông tin về hàm lượng các nguyên tố này. Phân tích phổ nguyên tố EDS giúp xác

47

định thành phần nguyên tố trong phạm vi nhỏ, từ đó có thể dự đoán sơ bộ về thành phần các pha có trong vật liệu. Thông qua kỹ thuật này, có thể nhận xét được sự thay đổi về tổ chức tế vi của thép P11 và P22 dưới ảnh hưởng của các thông số như nhiệt độ, ứng suất và thời gian.

2.3.3. Kiểm tra cơ tính

Cơ tính của các mẫu thép được xác định thông qua phương pháp thử kéo trên thiết bị thử độ bền kéo (INTRON) của Viện vật liệu xây dựng (hình 2.13).

Hình 2.13 Thiết bị thử độ bền kéo

Hình 2.14 là các mẫu trước khi thử kéo. Phương pháp thử kéo được thực hiện bằng cách tác động lực kéo lên hai đầu mẫu thử cho đến khi phá hủy mẫu. Dựa trên sự thay đổi của kích thước mẫu thử khi tăng lực kéo sẽ vẽ được đường cong ứng suất - biến dạng; và xác định được các thông số cơ tính chủ yếu:

- Giới hạn bền kéo (Rm, MPa) là ứng suất tương ứng với lực lớn nhất;

- Giới hạn chảy (Rp, MPa) là ứng suất tại điểm chảy của vật liệu kim loại

khi xuất hiện biến dạng dẻo mà lực thử không tăng;

- Độ giãn dài (A, %) là tỷ lệ của mức tăng chiều dài so với chiều dài ban

48

49

CHƯƠNG 3. KẾT QUẢ VÀ THẢO LUẬN

3.1. Ảnh hưởng của thời gian và tải trọng đến cơ tính và tổ chức tế vi của thép P11 ở nhiệt độ phòng tế vi của thép P11 ở nhiệt độ phòng

3.1.1. Cơ tính của thép P11 chịu tải trọng

Bảng 3.1 là kết quả kiểm tra cơ tính của thép P11 chịu tải trọng khác nhau ở nhiệt độ phòng sau thời gian 2160 và 4320 giờ.

Bảng 3.1 Cơ tính của thép P11 chịu tải trọng không đổi ở nhiệt độ phòng

Điều kiện thí nghiệm Cơ tính

Tải trọng (N) Thời gian (giờ) Rm (MPa) Rp (MPa) A (%)

Mẫu ban đầu 481 325 32

60 2160 488 378 31

95 2160 553 380 33

125 2160 605 402 33

95 4320 456 335 33

125 4320 446 340 33

3.3.1.1. Ảnh hưởng của thời gian chịu ứng suất kéo

Kết quả sự thay đổi cơ tính của thép P11 theo thời gian chịu tải trọng ở nhiệt độ phòng được cho trong hình 3.1 và 3.2. Có thể thấy rằng, cơ tính của thép thay đổi khi tăng tải trọng tác động lên thép hoặc kéo dài thời gian khi thép chịu tải trọng không đổi. Khi tăng thời gian giữ tải trọng, ban đầu giới hạn bền và giới hạn chảy của thép tăng lên, trong khi độ giãn dài gần như không thay đổi.

Cụ thể, khi tải trọng được giữ trong 2160 giờ thì giới hạn bền tăng từ 481 lên 553 MPa, giới hạn chảy tăng từ 325 lên 380 MPa đối với mức tải trọng là 95 N (hình 3.1). Thời gian chịu tải trọng tăng lên thì giới hạn bền và giới hạn chảy giảm. Cụ thể, khi tăng thời gian chịu tải trọng lên 4320 giờ, giới hạn bền giảm từ 553 xuống còn 456 MPa; tương ứng với hai giai đoạn hóa bền và thải bền.

Ở mức tải trọng lớn hơn (125 N), quy luật thay đổi của giới hạn bền và giới hạn chảy cũng tương tự (hình 3.2). Tuy nhiên, kết quả cho thấy mức độ tăng bền và thải bền của các mẫu thép có xu hướng rõ rệt hơn khi đặt tải trọng cao hơn. Với tải trọng là 125 N, mức độ tăng giới hạn bền là 123 MPa (lớn hơn so với 72 MPa khi

50

Hình 3.1 Ảnh hưởng của thời gian đến cơ tính của thép P11 chịu tải trọng không

đổi 95 N ở nhiệt độ phòng

Hình 3.2 Ảnh hưởng của thời gian đến cơ tính của thép P11 chịu tải trọng không

51

Sự hóa bền và thải bền một mẫu thép khi chịu tải (ở nhiệt độ phòng) trong thời gian dài là tuân theo đúng quy luật và được giải thích về lý thuyết như sau [52]: biến dạng dẻo trong thép (vật liệu đa tinh thể) đầu tiên được xem xét biến dạng trong một hạt (coi là đơn tinh thể) nói chung gồm ba giai đoạn với các đặc điểm hóa bền khác nhau. Trong giai đoạn đầu tiên, khi ứng suất vượt qua giá trị tới hạn, các lệch chuyển động trên khắp mặt trượt sơ cấp cho đến khi gặp các cản trở (chẳng hạn tương tác giữa các lệch, pha thứ 2), cần bổ sung thêm ứng suất (hoặc tiếp tục duy trì ứng suất) để lệch tiếp tục trượt được, đó là hóa bền biến dạng. Do mức độ hóa bền nhỏ và trượt chủ yếu trên mặt sơ cấp nên giai đoạn này gọi là trượt đơn giản. Giai đoạn tiếp theo, gọi là trượt phức tạp, khi ứng suất đủ lớn, các hệ trượt thứ cấp có thể hoạt động được. Tương tác giữa các lệch thuộc hệ sơ cấp và thứ cấp sẽ tạo ra vô số cản trở chuyển động của lệch, tới mức hầu như lệch bị dừng lại bên chướng ngại và các nguồn lệch có nguy cơ ngừng phát, vì thế cần tiếp tục tăng (hay duy trì) ứng suất để nguồn hoạt động tạo biến dạng, làm cho hóa bền biến dạng tăng hàng chục lần so với giai đoạn đầu, tạo ra cấu trúc lệch kiểu ô lưới và tường ngăn là những búi lệch với mật độ rất cao. Ở giai đoạn cuối, hóa bền biến dạng vẫn tiếp tục nhưng tốc độ giảm, bắt đầu xảy ra thải bền khi các lệch trái dấu gặp nhau và hủy lẫn nhau, hoặc khi lệch vượt qua các cản trở (chủ yếu nhờ trượt ngang) làm cho chướng ngại trở thành đoạn lưới vuông góc với mặt trượt. Trong khi đó các lệch cùng dấu bắt đầu sắp xếp lại trật tự, làm cho các phần tinh thể kề nhau bị quay hoặc nghiêng với nhau. Các quá trình này làm cho cấu trục ô lệch hoàn thiện hơn (tường ngăn ô có thể giảm mật độ lệch và trật tự hơn, bên trong các ô nghèo lệch). Sự thải bền này được gọi là hồi phục động học. Trong đa tinh thể, các hạt (coi là các đơn tinh thể với biến dạng khi có lực tác dụng như đã nêu trên) có định hướng khác nhau và biên giới giữa chúng là các cản trở của chuyển động của lệch. Để lệch có thể trượt trong toàn bộ đa tinh tinh thể, cần nhiều hệ trượt hoạt động, do vậy, ngay từ đầu trượt phức tạp đã xảy ra trong đa tinh thể với ứng suất cao hơn nhiều so với trượt đơn gian trong đơn tinh thể cùng kiểu mạng. Biên hạt chính là nơi mà các lệch trượt bị dừng lại, tạo thành một tập hơn với số lượng đáng kể tạo ra một trường ứng suất bổ sung cùng với ngoại lực, đủ để kích thích tạo lệch trong các hạt lân cận hoạt động. Cứ như vậy, quá trình biến dạng dẻo được thực hiện từ hạt này qua hạt khác. Quá trình này sẽ trở nên khó khăn nếu kích thước hạt càng nhỏ.

Như vậy, với các mẫu chịu tải trọng khác nhau, mức độ hóa bền khác nhau. Mức độ hóa bền càng mạnh khi ứng suất tác dụng càng lớn và kéo dài, tạo điều kiện cho việc phát sinh và tăng cường hoạt động của lệch, tương ứng với sự tăng cơ tính

52

của các mẫu thép. Đồng thời sự hủy lẫn nhau của các lệch trái dấu, sự sắp xếp lại chúng trong các ô lệch trong giai đoạn tiếp theo đã tạo nên sự thải bền làm giảm cơ tính của các mẫu thử.

3.1.1.2. Ảnh hưởng của tải trọng

Hình 3.3 mô tả sự thay đổi cơ tính của các mẫu thép khi chịu ứng suất khác nhau trong thời gian là 2160 giờ ở nhiệt độ phòng. Kết quả cho thấy, khi tăng tải trọng dẫn đến giới hạn bền và giới hạn chảy đều tăng. Cụ thể, khi tải trọng tăng từ 60 lên 125 N thì giới hạn bền tăng từ 488 lên 605 MPa với cùng khoảng thời gian 2160 giờ. Như vậy, theo cơ chế hóa bền (đã nói trong mục 3.1.1.1), hóa bền biến dạng tăng lên khi mức độ biến dạng tăng (do tải trọng tác dụng vào mẫu tăng), thể hiện rõ trên các mẫu chịu tải trọng khác nhau trong khoảng thời gian đủ dài để bộc lộ hết hiệu ứng hóa bền do vai trò trượt của các lệch. Trong khi đó, giới hạn chảy tăng từ 378 lên 402 MPa. Độ giãn dài của các mẫu thép gần như không thay đổi với giá trị khoảng 22 %.

Hình 3.3 Cơ tính của thép P11 thay đổi theo tải trọng trong thời gian

2160 giờ ở nhiệt độ phòng

Quá trình tăng lên của giới hạn bền và giới hạn chảy có thể được giải thích theo cơ chế hóa bền biến cứng do tải trọng tác dụng lên mẫu; ở trạng thái ban đầu, ứng suất tạo ra nội năng trong thép và tác dụng cải thiện cơ tính. Thông thường, quá trình hồi phục xảy ra rất chậm ở nhiệt độ phòng nhưng nhanh hơn ở nhiệt độ làm

53

việc. Dobrzanski và cộng sựnghiên cứu về thép ống sau hóa già với thời gian 3000

và 10000 giờ cho thấy độ cứng giảm và cơ tính không thay đổi đáng kể ở nhiệt độ 550 °C, nhưng có sự giảm rõ hơn ở nhiệt độ 600 °C [53]. Đồng thời, tốc độ biến dạng được cho là tăng khi tăng ứng suất ở nhiệt độ không đổi, và tăng theo nhiệt độ ở một mức tải trọng không đổi; sự chuyển động của lệch là yếu tố quyết định ở nhiệt độ cao đối với thép 2,25Cr-1Mo [54]. Các nhận xét nêu trên phù hợp với kết quả đạt được của thí nghiệm này, sự giảm độ bền rão của các mẫu xảy ra chậm ở nhiệt độ phòng trong thời gian lên đến 2160 giờ; cho thấy rằng sự giảm độ bền rão ở nhiệt độ phòng là do thời gian chịu tải trọng quyết định.

3.1.2. Tổ chức tế vi của thép P11 chịu tải trọng

Ảnh chụp hiển vi quang học cho thấy tổ chức tế vi của thép P11 chịu tải trọng bao gồm nền ferit (vùng trắng), chiếm khoảng 87 % và peclit (vùng đen), khoảng 13 % như trong hình 3.4 và 3.5. Rõ ràng, không có sự xuất hiện pha mới khi thay đổi ứng suất và thời gian. Sau khi tăng tải trọng, tổ chức tế vi vẫn bao gồm nền ferit và peclit. Một số nghiên cứu khác cho rằng có xuất hiện pha mới trong thép ở điều kiện nhiệt độ cao và thời gian dài; sự chuyển pha này được cho là làm giảm độ bền rão ở nhiệt độ cao [11,30,55]. Tuy nhiên, khi không có sự chuyển biến pha tại nhiệt độ phòng như trong nghiên cứu này, việc xác định nguyên nhân suy giảm cơ tính thông qua quan sát tổ chức tế vi bằng hiển vi quang học là rất khó khăn.

Để nghiên cứu sâu hơn về tổ chức tế vi của thép khi chịu tải trọng trong khoảng thời gian dài ở nhiệt độ phòng, mẫu thép P11 được quan sát bằng kính hiển vi điện tử quét (SEM). Hình 3.6 là ảnh chụp SEM của mẫu thép P11 sau khi chịu tải trọng 95 N ở nhiệt độ phòng trong 4320 giờ. Kết quả cho thấy tổ chức peclit gồm có xementit (màu sáng) và ferit (màu tối). Vi phân tích thành phần bằng kỹ thuật EDS đã cho thấy các hạt xementit là cacbit phức dạng (Cr,Fe)C với C và Cr cao hơn so với thành phần trung bình của mác thép. Cardoso và cộng sự quan sát tổ chức tế vi của thép 2,25Mo-1Mo bằng hiển vi điện từ truyền qua (TEM) cho thấy peclit trong mẫu ban đầu được xác định ở một số vùng là dạng hạt; sự tồn tại dạng hạt của peclit giúp thép giữ được cơ tính ở nhiệt độ cao trong một thời gian dài [56]. Theo Hu và cộng sự, thép Cr-Mo với pha ferrit và peclit trong tổ chức tế vi được cho là đã giảm tốc độ và tỷ lệ phá hủy rão do chuyển biến peclit từ dạng tấm sang hạt cho dù là cơ tính của thép giảm [12]. Trong một nghiên cứu khác, sự thay đổi hình thái của peclit chưa được quan sát thấy bằng TEM nhưng đã phát hiện được lỗ rỗng trong nền thép; vì vậy, đã nhận xét rằng tạo mầm và phát triển lỗ rỗng là nhân tố chính liên quan đến phá hủy [57]. Tất cả các kết quả nghiên cứu nêu trên đã cho thấy sự biến