Mục tiêu của đề tài nghiên cứu nhằm làm rõ ảnh hưởng của các thông số như nhiệt độ, tải trọng và thời gian đến tổ chức tế vi và cơ tính của thép ống chịu nhiệt hợp kim thấp (mác P11 và P22) đang được sử dụng tại các nhà máy nhiệt điện ở Việt Nam. Mời các bạn tham khảo nội dung đề tài!
BỘ GIÁO DỤC VÀ ĐÀO TẠO
TRƯỜNG ĐẠI HỌC BÁCH KHOA HÀ NỘI
NGUYỄN THU HIỀN
TÊN ĐỀ TÀI:
NGHIÊN CỨU ẢNH HƯỞNG CỦA NHIỆT ĐỘ, TẢI TRỌNG VÀ THỜI GIAN ĐẾN TỔ CHỨC TẾ VI VÀ CƠ TÍNH CỦA ỐNG THÉP CHỊU NHIỆT HỢP KIM THẤP
Hà Nội - 2021
BỘ GIÁO DỤC VÀ ĐÀO TẠO
TRƯỜNG ĐẠI HỌC BÁCH KHOA HÀ NỘI
NGUYỄN THU HIỀN
NGHIÊN CỨU ẢNH HƯỞNG CỦA NHIỆT ĐỘ, TẢI TRỌNG VÀ THỜI GIAN ĐẾN TỔ CHỨC TẾ VI VÀ CƠ TÍNH CỦA ỐNG THÉP CHỊU NHIỆT HỢP KIM THẤP
Ngành: Kỹ thuật vật liệu Mã số: 9520309
LUẬN ÁN TIẾN SĨ KỸ THUẬT VẬT LIỆU
NGƯỜI HƯỚNG DẪN KHOA HỌC:
1. PGS. TS. Bùi Anh Hòa 2. PGS. TS. Phùng Thị Tố Hằng
Hà Nội - 2021
LỜI CAM ĐOAN
Tôi xin cam đoan đây là công trình nghiên cứu luận án tiến sĩ của tôi. Các số
liệu, kết quả nghiên cứu trong luận án này là trung thực và chưa từng được tác giả
khác công bố.
Hà Nội, ngày 25 tháng 9 năm 2021
TM. Tập thể hướng dẫn Tác giả Luận án Tiến sĩ
Bùi Anh Hòa Nguyễn Thu Hiền
LỜI CẢM ƠN
Lời đầu tiên, tôi xin bày tỏ lòng biết ơn sâu sắc tới PGS.TS. Bùi Anh Hòa và
PGS.TS. Phùng Thị Tố Hằng đã tận tình hướng dẫn và động viên tôi trong thời gian
thực hiện luận án.
Tôi xin chân thành cảm ơn Bộ môn Kỹ thuật gang thép, Viện Khoa học và
Kỹ thuật Vật liệu, Trường Đại học Bách Khoa Hà Nội đã tạo điều kiện thuận lợi để
tôi hoàn thành được công trình nghiên cứu của mình.
Tôi xin gửi lời cảm ơn sâu sắc đến đồng nghiệp của tôi tại Viện Cơ Khí
Năng Lượng và Mỏ - VINACOMIN đã giúp đỡ và tạo điều kiện cho tôi có cơ hội
học tập và nghiên cứu trong thời gian qua.
Cuối cùng, tôi chân thành cảm ơn những người thân trong gia đình luôn luôn
ủng hộ và động viên tôi trong suốt quá trình thực hiện luận án này.
Hà Nội, ngày tháng 9 năm 2021
Tác giả Luận án Tiến sĩ
Nguyễn Thu Hiền
MỤC LỤC
DANH MỤC CÁC KÝ HIỆU VÀ CHỮ VIẾT TẮT ..........................................................1 DANH MỤC CÁC BẢNG ................................................................................................. 2 DANH MỤC CÁC HÌNH ẢNH, ĐỒ THỊ .......................................................................... 3 MỞ ĐẦU
1. Đặt vấn đề ........................................................................................................ 6 2. Mục tiêu của luận án ........................................................................................ 7 3. Phương pháp nghiên cứu của luận án ............................................................... 7 4. Ý nghĩa khoa học và thực tiễn của luận án ........................................................ 8 5. Tính mới của luận án ........................................................................................ 9 6. Bố cục của luận án ........................................................................................... 9 CHƯƠNG 1. TỔNG QUAN NGHIÊN CỨU ................................................................... 10 1.1. Sơ lược về nhà máy nhiệt điện ..................................................................... 10 1.1.1. Vai trò của nhiệt điện đối với an ninh năng lượng của Việt Nam ........... 10 1.1.2. Công nghệ vận hành trong các nhà máy nhiệt điện ................................ 11 1.2. Dạng hư hỏng đối với ống dẫn hơi trong nhà máy nhiệt điện ..................... 123 1.2.1. Vết nứt nhỏ ............................................................................................ 13 1.2.2. Ăn mòn cục bộ và bào mòn thành ống ................................................... 13 1.2.3. Rò rỉ quá mức ........................................................................................ 14 1.2.4. Phá hủy nghiêm trọng ............................................................................ 15 1.3. Ảnh hưởng của điều kiện làm việc đến ống dẫn hơi ..................................... 15 1.3.1. Ảnh hưởng của nhiệt độ và áp suất ........................................................ 15 1.3.2. Ảnh hưởng của thời gian làm việc ......................................................... 16 1.3.3. Ảnh hưởng của môi trường ôxy hóa ....................................................... 16 1.4. Các loại thép sử dụng trong nhà máy nhiệt điện........................................... 16 1.4.1. Thép hợp kim thấp ................................................................................. 17 1.4.2. Thép ferit - mactenxit ............................................................................ 18 1.4.3. Thép austenit ......................................................................................... 19 1.5. Nghiên cứu về hư hỏng của thép ống dẫn hơi .............................................. 19 1.5.1. Tình hình nghiên cứu thép ống dẫn hơi trên thế giới .............................. 19 1.5.2. Nghiên cứu hư hỏng trong thép ống tại Việt Nam .................................. 26 1.6. Tính bền nhiệt trong hợp kim, hiện tượng rão và cơ chế phá hủy rão ........... 27 1.6.1. Tính bền nhiệt ........................................................................................ 27 1.6.2. Rão trong hợp kim và cơ chế phá hủy rão .............................................. 28 Tóm tắt Chương 1 .............................................................................................. 36
CHƯƠNG 2. PHƯƠNG PHÁP NGHIÊN CỨU VÀ THỰC NGHIỆM ............................ 37 2.1. Vật liệu thí nghiệm ...................................................................................... 37 2.2. Quy trình thí nghiệm ................................................................................... 38 2.2.1. Thí nghiệm đối với thép ống P11 ........................................................... 39 2.2.2. Thí nghiệm đối với thép ống P22 ........................................................... 41 2.3. Phương pháp phân tích và kiểm tra .............................................................. 43 2.3.1. Phân tích thành phần hóa học của thép................................................... 43 2.3.2. Kiểm tra tổ chức tế vi ............................................................................ 44 2.3.3. Kiểm tra cơ tính ..................................................................................... 47 CHƯƠNG 3. KẾT QUẢ VÀ THẢO LUẬN .................................................................... 49 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 .................................................................................. 49 3.1.1. Cơ tính của thép P11 chịu tải trọng ........................................................ 49 3.1.2. Tổ chức tế vi của thép P11 chịu tải trọng ............................................... 53 3.2. Ảnh hưởng của thời gian đến tổ chức tế vi và cơ tính của thép P11 khi tiếp xúc với hơi nước có nhiệt độ 300oC và áp suất 0,2MPa ............................... 55 3.2.1. Tổ chức tế vi của thép P11 khi tiếp xúc với hơi nước ............................. 56 3.2.2. Cơ tính của thép P11 khi tiếp xúc với hơi nước ...................................... 57
3.3. Ảnh hưởng của nhiệt độ và thời gian đến cơ tính và tổ chức tế vi của
thép P22 khi không chịu tải trọng ................................................................ 59 3.3.1. Cơ tính của thép P22 khi không chịu tải trọng ....................................... 60 3.3.2. Tổ chức tế vi của thép P22 khi không chịu tải trọng ............................... 63 3.3.3. Ảnh hưởng của nhiệt độ đến phân bố nguyên tố hợp kim trong
thép P22 ................................................................................................ 65
3.4. Ảnh hưởng của nhiệt độ và thời gian đến cơ tính và tổ chức tế vi của
thép P22 dưới tác động của tải trọng không đổi ........................................... 74 3.4.1. Cơ tính của thép P22 và các nhân tố ảnh hưởng ..................................... 74 3.4.2. Tổ chức tế vi của thép P22 dưới tác động của nhiệt độ và tải trọng không đổi .............................................................................................. 78 3.4.3. Vai trò của cacbit đối với thép P22 ........................................................ 80 3.4.4. Cơ chế phá hủy rão và sự hình thành lỗ rỗng đối với thép P22 chịu tải trọng không đổi ở nhiệt độ cao ......................................................... 88 Tóm tắt Chương 3 .............................................................................................. 92 KẾT LUẬN CHUNG ...................................................................................................... 93 DANH MỤC CÁC CÔNG TRÌNH ĐÃ CÔNG BỐ CỦA LUẬN ÁN .............................. 95 TÀI LIỆU THAM KHẢO ................................................................................................ 96
DANH MỤC CÁC KÝ HIỆU VÀ CHỮ VIẾT TẮT
Thứ tự Ký hiệu/Chữ viết tắt Giải nghĩa
1 Q
2 R
3 Năng lượng hoạt hóa (kJ.mol-1) Hằng số khí, R = 8.314 J.mol-1.K-1 Nhiệt độ (K) T
4 Giới hạn bền (MPa) Rm
5 Giới hạn chảy (MPa) Rp
6 Ứng suất (MPa)
7 Độ biến dạng
8 Độ giãn dài tương đối (%) A
9 EDS Phổ tán xạ năng lượng tia X (energy
dispersive X-ray)
10 SEM Hiển vi điện tử quét (scanning electron
microscope)
11 TEM Hiển vi điện tử truyền qua (transmission
electron microscope)
12 ASTM Hiệp hội Kiểm tra về Vật liệu Hoa Kỳ
(American Society for Testing and
Materials)
13 ASME Hiệp hội Kỹ sư Cơ khí Hoa Kỳ (American
Society of Mechanical Engineers)
14 AISI Viện Nghiên cứu Gang thép Hoa Kỳ
15 Tm
16 (American Iron and Steel Institute) Nhiệt độ nóng chảy của vật liệu (oC) Môđun cắt G
17 Năng lượng bề mặt của lỗ rỗng γc
1
18 Mô đun đàn hồi E
DANH MỤC CÁC BẢNG
Bảng 1.1 Dự báo công suất điện từ các nguồn vào năm 2020 và năm 2030 11
Bảng 1.2 Môi chất làm việc và nhiệt độ làm việc trong đường ống dẫn hơi 12
Bảng 1.3 Thành phần hóa học của một số mác thép chế tạo ống dẫn hơi theo tiêu
chuẩn ASTM A335 17
Bảng 1.4 Thành phần hóa học của một số mác thép ferit-mactenxit theo tiêu 18
chuẩn ASTM A335
Bảng 1.5 Thời gian phá hủy của mẫu thép ống 1.25Cr-0.5Mo (P11) 25
Bảng 2.1 Thành phần hóa học của mẫu thép ống P11 và P22 37
Bảng 2.2 Tiêu chuẩn cơ tính mác thép P11 và P22 theo ASTM A335 38
Bảng 2.3 Điều kiện thí nghiệm đối với thép P11 39
Bảng 2.4 Điều kiện thí nghiệm đối với thép P22 41
49
57
Bảng 3.1 Cơ tính của thép P11 chịu tải trọng không đổi ở nhiệt độ phòng Bảng 3.2 Cơ tính của thép P11 tiếp xúc với hơi nước (300 oC - 0,2 MPa) Bảng 3.3 Cơ tính của thép P22 không chịu tải trọng 61
Bảng 3.4 Cơ tính của thép P22 chịu tải trọng không đổi 95 N trong 72 giờ 75
Bảng 3.5 Cơ tính của thép P22 trong điều kiện không và có tải trọng 95 N ở các 76
2
nhiệt độ khác nhau trong 72 giờ
DANH MỤC CÁC HÌNH ẢNH, ĐỒ THỊ
Hình 1.1 Tỷ lệ sản xuất điện từ các nguồn khác nhau năm 2019 10
Hình 1.2 Sơ đồ điển hình của một nhà máy nhiệt điện đốt than 11
Hình 1.3 Vết nứt nhỏ trên ống thép 13
Hình 1.4 Ăn mòn trên ống thép 14
Hình 1.5 Ăn mòn xuyên thủng 14
Hình 1.6 15
Hình 1.7 20
Hình 1.8 Ống thép P22 hư hỏng tại nhà máy nhiệt điện Cẩm Phả Sự giảm cơ tính của thép P92 ở (a) nhiệt độ phòng và (b) 600 oC Cấu trúc của lớp ôxyt bên trong ống T91 sau 18408 giờ làm việc 20
Hình 1.9 Ảnh TEM của thép 9Cr-Mo (a) trước và (b) sau thử rão 21
Hình 1.10 Tổ chức tế vi của thép P22: (a) ferit-peclit; (b) ferit-bainit 22
Hình 1.11 Mối quan hệ giữa ứng suất và thông số rão của thép T23 22
Hình 1.12 Phân bố cacbit trong thép hợp kim thấp Cr-Mo sau thời gian hóa già 23
ở nhiệt độ 550 oC
Hình 1.13 Phân bố cacbit trên nền thép ống sau thời gian hóa già 24
28
29
Hình 1.14 Dạng cơ chế phá hủy đối với vật liệu đa tinh thể Hình 1.15 Cơ chế phá hủy rão tương ứng với các vùng nhiệt độ - ứng suất Hình 1.16 Cơ chế phá hủy rão xuyên hạt 30
Hình 1.17 Cơ chế phát triển mầm lỗ rỗng 33
Hình 1.18 Cơ chế phá hủy rão biên hạt 34
Hình 1.19 Lỗ rỗng phát triển trên biên giới hạt 35
Hình 2.1 Mẫu ống thép sử dụng cho nghiên cứu 37
Hình 2.2 Kích thước mẫu thử kéo theo tiêu chuẩn ASTM E8 38
Hình 2.3 Quy trình thí nghiệm tổng quát của luận án 38
Hình 2.4 Sơ đồ thí nghiệm treo mẫu thép P11 ở các mức tải trọng (a) 60 N; 40
(b) 95 N và (c) 125 N
Hình 2.5 41
Hình 2.6 Sơ đồ thí nghiệm cho ống thép P11 tiếp xúc với hơi nước có nhiệt độ 300 oC và áp suất 0,2 MPa Lò nung điện trở Nabertherm (HTC 08/16) 42
Hình 2.7 Sơ đồ thí nghiệm nung mẫu thép P22 chịu tải trọng không đổi 43
Hình 2.8 Thiết bị phân tích quang phổ phát xạ (Metal LAB 75/80J MVU- 43
GNR)
Hình 2.9 Vị trí cắt mẫu soi tổ chức tế vi 44
3
Hình 2.10 Kính hiển vi quang học (Axioplan 2) 44
Hình 2.11 Xác định kích thước hạt theo phương pháp lưới tọa độ 45
Hình 2.12 Kính hiển vi điện tử quét (JEOL JSM-7600F) 46
Hình 2.13 Thiết bị thử độ bền kéo (INTRON) 47
Hình 2.14 Hình ảnh các mẫu thép trước khi thí nghiệm 48
Hình 3.1 Ảnh hưởng của thời gian đến cơ tính của thép P11 chịu tải trọng 50
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 50
không đổi 125 N ở nhiệt độ phòng
Hình 3.3 Cơ tính của thép P11 thay đổi theo tải trọng trong thời gian 2160 giờ 52
ở nhiệt độ phòng
Hình 3.4 Tổ chức tế vi của thép P11 (a) Ban đầu và chịu tải trọng không đổi 53
(b) 60 N; (c) 95 N; (d) 125 N trong thời gian 2160 giờ
Hình 3.5 Tổ chức tế vi của thép P11 chịu tải trọng khác nhau trong thời gian 54
4320 giờ: (a) 95 N; (b) 125 N
Hình 3.6 Ảnh SEM-EDS của thép P11 chịu tải trọng không đổi 95 N trong 55
4320 giờ
Hình 3.7 56
Hình 3.8 57
Tổ chức tế vi của thép P11 ban đầu (a) và khi tiếp xúc với hơi nước (300 oC - 0,2 MPa) trong (b) 720 giờ; (c) 1440 giờ; (d) 2880 giờ Ảnh hưởng của thời gian đến cơ tính của thép P11 khi tiếp xúc với hơi nước (300 oC - 0,2 MPa)
Hình 3.9 Mối quan hệ giữa thời gian và kích thước hạt của thép P11 khi tiếp 58
xúc với hơi nước (300 oC - 0,2 MPa)
Hình 3.10 Đường cong ứng suất - biến dạng của thép P22 sau khi nung ở 500- 60
700 oC trong 24 giờ
Hình 3.11 Ảnh hưởng của thời gian đến cơ tính của thép P22 không chịu tải 61
trọng ở 500 oC
Hình 3.12 Ảnh hưởng của thời gian đến cơ tính của thép P22 không chịu tải 61
trọng ở 600 oC
Hình 3.13 Ảnh hưởng của thời gian đến cơ tính của thép P22 không chịu tải 62
trọng ở 700 oC
Hình 3.14 Tổ chức tế vi của thép P22 ban đầu (a) và nung ở nhiệt độ 500 oC 63
trong (b) 24 giờ; (c) 48 giờ và (d) 72 giờ
64
Hình 3.15 Ảnh hưởng của nhiệt độ đến tổ chức tế vi của thép P22 nung trong 72 giờ ở nhiệt độ (a) 500 oC; (b) 600 oC và (c) 700 oC Hình 3.16 Ảnh hưởng của nhiệt độ đến kích thước hạt của thép P22 không chịu 65
4
tải trọng
Hình 3.17 Kết quả phân tích EDS của thép P22 ban đầu 66
Hình 3.18 Kết quả phân tích EDS của thép P22 nung trong 24 giờ ở các nhiệt 70
độ (a) 500 oC; (b) 600 oC và (c) 700 oC
Hình 3.19 Kết quả phân tích EDS của thép P22 nung ở nhiệt độ 700 oC trong 73
(a) 24 giờ; (b) 48 giờ và (c) 72 giờ
Hình 3.20 Ảnh hưởng của nhiệt độ đến cơ tính của thép P22 chịu tải trọng 75
không đổi 95 N trong 72 giờ
Hình 3.21 Ảnh hưởng của thời gian đến cơ tính của thép P22 chịu tải trọng 75
không đổi 95 N ở nhiệt độ 700 oC
Hình 3.22 So sánh cơ tính của thép P22 khi có và không có tải trọng ở nhiệt độ 76
cao
Hình 3.23 Mối quan hệ giữa nhiệt độ và tỷ lệ Rp/Rm của thép P22 chịu tải trọng 78
không đổi 95 N trong 72 giờ
Hình 3.24 Tổ chức tế vi của thép P22 chịu tải trọng không đổi 95 N trong 72 79
giờ ở nhiệt độ (a) 500 oC; (b) 600 oC và (c) 700 oC
oC trong 72 giờ
Hình 3.25 Phân bố cacbit trong thép P22 không chịu tải trọng ở nhiệt độ 700 81
Hình 3.26 Phân bố cacbit trong thép P22 (a) ban đầu; và chịu tải trọng không 82
đổi 95 N ở nhiệt độ (b) 300 oC; (c) 400 oC
Hình 3.27 Phân bố cacbit trong thép P22 chịu tải trọng không đổi 95 N ở nhiệt 85
độ (a) 500 oC; (b) 600 oC; (c) 700 oC
oC tại thời gian (a) 24 giờ; (b) 48 giờ; (c) 72 giờ
Hình 3.28 Phân bố cacbit trong thép P22 chịu tải trọng không đổi 95 N ở 700 87
Hình 3.29 Sự hình thành lỗ rỗng trong thép P22 khi nung ở 700 oC trong 72 89
giờ dưới tải trọng không đổi (a) 95 N và (b) 125 N
Hình 3.30 Quan hệ giữa biến dạng và thời gian trong biến dạng rão 90
5
Hình 3.31 Cơ chế tạo mầm lỗ rỗng 91
MỞ ĐẦU
1. Đặt vấn đề
Nhiệt điện đóng vai trò rất quan trọng trong cơ cấu nguồn cung năng lượng của
Việt Nam. Sản lượng điện từ nguồn nhiệt điện luôn chiếm tỷ phần lớn trong tổng
lượng điện được sản xuất. Năm 2019, nhiệt điện chiếm 58,4 % tổng lượng điện toàn
hệ thống. Công suất điện từ nay đến năm 2030 của các nhà máy nhiệt điện được dự
đoán vẫn giữ vai trò chủ đạo, theo đó, nhiệt điện bao gồm đốt than và khí ga có thể
chiếm trên 63 % tổng nguồn cung. Chính vì vậy, nhiệt điện ngày càng khẳng định vai
trò là nguồn điện chủ lực nhằm đảm bảo an ninh năng lượng quốc gia.
Trong nhà máy nhiệt điện, nước được hóa hơi do nhiệt khi đốt nhiên liệu hóa
thạch như than, khí…. Hơi nước được dẫn qua hệ thống đường ống vào tuabin để tạo ra điện năng. Để tăng hiệu quả làm việc của các tuabin trong quá trình vận hành,
hệ thống cần tăng áp suất và nhiệt độ cao hơn so với mức vận hành hiện tại. Điều đó
cũng đồng nghĩa với việc tiết kiệm năng lượng, giảm lượng khí thải CO2 và do vậy
giảm tác động xấu đến môi trường… Nhà máy vận hành một cách có hiệu quả và
đảm bảo cung cấp lượng điện ổn định cho lưới điện là một yêu cầu hết sức cấp thiết.
Tuy nhiên, trong quá trình vận hành nhà máy, hư hỏng trong các hệ thống ống dẫn
hơi là một trong những vấn đề nghiêm trọng thường xảy ra tại các nhà máy nhiệt
điện. Một số sự cố hư hỏng xảy ra đối với đường ống dẫn hơi làm việc ở nhiệt độ
cao sau một thời gian dài vận hành nhà máy. Trong đó, các sự cố có mức độ ảnh
hưởng ít (các vết nứt nhỏ) thường xảy ra. Sự cố có mức độ ảnh hưởng nghiêm trọng
(vết nứt lớn) cũng xuất hiện, dạng sự cố này thường gặp ở tần suất ít hơn. Do đó,
các sự cố cần phải được nắm bắt, dự đoán và xử lý kịp thời.
Thép hợp kim thấp được sử dụng rộng rãi như một loại vật liệu trong hệ thống
ống dẫn hơi tại các nhà máy điện nguyên tử, nhà máy nhiệt điện và ngành công
nghiệp hóa dầu. Tuy nhiên, nghiên cứu về đặc tính của thép hợp kim thấp trong thời
gian đầu làm việc chưa được quan tâm. Theo đó, ống thép phải chịu nhiệt độ cao và
áp suất lớn ngay trong giai đoạn này. Thậm chí, nhà máy nhiệt điện được vận hành
với áp suất và nhiệt độ tối đa để tăng hiệu quả làm việc ngay trong giai đoạn đầu làm việc. Các công trình nghiên cứu thép ống hợp kim thấp còn chưa đầy đủ. Đặc
biệt, mác thép được sử dụng rộng rãi nhất về số lượng gồm có P11 và P22 tại Việt
Nam cũng chưa được quan tâm. Một số nghiên cứu tập trung chủ yếu vào đánh giá
6
đặc tính mối hàn của thép hợp kim thấp do có nhiều hư hỏng xảy ra tại đây. Tuy
nhiên, thực tế cho thấy hư hỏng cũng xuất hiện tại vị trí thành ống. Các sai hỏng ở
thành ống xảy ra đột ngột và khó xác định được vị trí chính xác. Ngoài ra, chưa có
các nghiên cứu đầy đủ về nguyên nhân dẫn đến sự hình thành vết nứt cũng như khởi
nguồn của sự hình thành hư hỏng này. Chính vì vậy, để đánh giá khả năng hình
thành hư hỏng và xác định nguyên nhân hư hỏng, các ống thép mác P11/P22 được
nghiên cứu và phân tích thông qua việc xác định tổ chức tế vi và cơ tính ở các điều
2. Mục tiêu của luận án
kiện thay đổi về nhiệt độ, tải trọng và thời gian.
Mục tiêu chung của luận án là nghiên cứu làm rõ ảnh hưởng của các thông số
như nhiệt độ, tải trọng và thời gian đến tổ chức tế vi và cơ tính của thép ống chịu
nhiệt hợp kim thấp (mác P11 và P22) đang được sử dụng tại các nhà máy nhiệt điện
ở Việt Nam
Mục tiêu cụ thể của luận án bao gồm:
- Kiểm tra cơ tính của thép ống P11 và P22 khi thay đổi các thông số như
nhiệt độ, tải trọng và thời gian;
- Xác định sự biến đổi tổ chức tế vi của thép ống P11 và P22 ở điều kiện
nhiệt độ, tải trọng và thời gian;
- Phân tích, đánh giá mối quan hệ giữa cơ tính và tổ chức tế vi của thép ống P11 và P22 để làm rõ cơ chế gây hư hỏng ống thép dẫn hơi trong nhà máy
3. Phương pháp nghiên cứu của luận án
nhiệt điện.
Trên cơ sở mục tiêu nghiên cứu đã đề ra, luận án đã sử dụng các phương pháp
nghiên cứu, phân tích và kiểm tra như sau:
- Nghiên cứu lý thuyết, tổng hợp tài liệu và so sánh những điểm tương đồng và khác biệt của các nghiên cứu trước với kết quả đạt được của luận án;
- Nghiên cứu thực nghiệm bao gồm:
+ Đặt mẫu thép P11 và P22 trong các điều kiện (nhiệt độ, tải trọng và thời
gian) cần nghiên cứu;
+ Kiểm tra cơ tính của các mẫu thép P11 và P22 bằng phương pháp thử độ
bền kéo;
+ Quan sát tổ chức tế vi của các mẫu thép bằng kính hiển vi quang học và
7
hiển vi điện tử quét (SEM);
+ Xác định thành phần và phân bố nguyên tố của pha cacbit bằng phương
4. Ý nghĩa khoa học và thực tiễn của luận án
pháp phổ tán xạ năng lượng tia X của hiển vi điện từ q uét (SEM-EDS).
1) Ý nghĩa khoa học
Mặc dù kết quả nghiên cứu về sự thay đổi các tính chất của thép hợp kim thấp
chế tạo ống dẫn hơi trong các điều kiện nhiệt độ, thời gian và ứng suất khác nhau đã
được công bố ở trên thế giới, nhưng chủ đề này vẫn cần tiếp tục được nghiên cứu bổ
sung và làm rõ hơn lý thuyết về hư hỏng, cũng như nguyên nhân dẫn đến sự hư
hỏng của loại thép hợp kim thấp cụ thể trong các nhà máy nhiệt điện. Vì vậy, luận
án có ý nghĩa khoa học như sau.
- Đã bổ sung kết quả nghiên cứu về ảnh hưởng của các thông số nhiệt độ, tải trọng và thời gian đến cơ tính và tổ chức tế vi của thép chịu nhiệt chứa hàm
lượng Cr thấp (1÷2%);
- Đã khẳng định sự hình thành hạt cacbit và xuất hiện lỗ rỗng ở biên giới hạt, dẫn đến sự suy giảm độ bền của thép P11 và P22 khi nung ở nhiệt độ 500÷700 oC dưới tác động của tải trọng không đổi;
- Đã bổ sung, làm rõ thêm cơ chế phá hỏng rão của ống thép dẫn hơi mác
P11 và P22 trong nhà máy nhiệt điện.
2) Ý nghĩa thực tiễn
Hiện nay, sử dụng thép hợp kim thấp trong các nhà máy nhiệt điện là một xu
thế chung bởi các ưu điểm về giá thành và chi phí vận hành. Ở Việt Nam, thép P11
và P22 đang được sử dụng rộng rãi tại các hạng mục ống dẫn hơi áp suất có nhiệt độ
trung bình và cao. Do đó, dự đoán được sự suy giảm cơ tính và tính chất của hai
mác thép hợp kim thấp này trong quá trình sử dụng là quan trọng và có ý nghĩa lớn
trong thực tế. Đối với luận án này:
- Kết quả khẳng định chảy rão có thể xảy ra sớm đối với thép P11 và P22 nếu ống thép làm việc trong điều kiện nhiệt độ cao hơn 500oC và tải trọng lớn. Thông qua kiểm tra hiện trường về sự thay đổi tổ chức tế vi của ống thép
(phương pháp replica), có thể dự báo được sự hư hỏng để có phương án sửa
chữa và chủ động thay thế các bộ phận ống dẫn hơi có nguy cơ bị hỏng;
- Trong thực tế, cần vận hành nhà máy điện với nhiệt độ và áp suất hơi cao
để nâng cao hiệu quả kinh tế - kỹ thuật. Do đó, kết quả nghiên cứu của luận
8
án là một trong những nguồn thông tin tham khảo đối với các nhà máy nhiệt
điện trong việc xác định được điều kiện làm việc (nhiệt độ và áp suất) tối
5. Tính mới của luận án
ưu của thép ống P11 và P22.
- Những thay đổi về cơ tính và tổ chức tế vi của thép hợp kim thấp mác P11 và P22 đã được nghiên cứu tương đối chi tiết trong các điều kiện nhiệt độ,
tải trọng và thời gian khác nhau.
- Luận án đã quan sát được sự thay đổi của pha cacbit và hình thành lỗ rỗng trong thép P22 khi chịu tải trọng không đổi ở nhiệt độ cao hoặc trong thời
gian dài. Đây là những dấu hiệu ban đầu dẫn đến sự suy giảm mạnh cơ tính
6. Bố cục của luận án
của thép.
Ngoài phần Mở đầu và các mục theo quy định, luận án được trình bày trong
các phần cụ thể như sau:
- Chương 1. Tổng quan nghiên cứu
- Chương 2. Phương pháp nghiên cứu và thực nghiệm
- Chương 3. Kết quả và thảo luận
- Kết luận chung
- Danh mục các công trình đã công bố của luận án
9
- Tài liệu tham khảo
CHƯƠNG 1. TỔNG QUAN NGHIÊN CỨU
1.1. Sơ lược về nhà máy nhiệt điện
1.1.1. Vai trò của nhiệt điện đối với an ninh năng lượng của Việt Nam
Nhiệt điện đã và đang giữ vai trò đặc biệt quan trọng đối với an ninh năng
lượng quốc gia của Việt Nam. Từ năm 1976 đến nay, nhiệt điện luôn góp phần lớn
tỷ trọng nguồn cung năng lượng cho Việt Nam. Trong giai đoạn 1980 - 1990, sản
lượng điện sản xuất từ các nhà máy nhiệt điện chạy than luôn chiếm trung bình
khoảng 40% tổng sản lượng toàn hệ thống. Đến thời kỳ 1990 - 2010, Việt Nam tập
trung khai thác mạnh mẽ nguồn thủy điện nên tỷ trọng nguồn cung từ các nhà máy
nhiệt điện giảm. Sản lượng từ nguồn nhiệt điện trong giai đoạn này chỉ chiếm 10 -
16% tổng sản lượng điện toàn quốc. Từ năm 2011, quy hoạch phát triển điện lực quốc gia giai đoạn 2011- 2020 có xét đến năm 2030 (Quy hoạch điện VII điều
chỉnh) được triển khai [1]; theo đó, đến năm 2020 tổng công suất các nhà máy nhiệt
điện chạy than khoảng 26.000 MW (chiếm 42,7% công suất nguồn toàn hệ thống).
Từ năm 2011 đến nay, hàng loạt nhà máy nhiệt điện công suất lớn (600 - 4000 MW)
trên cả nước liên tục được đưa vào vận hành. Nhà máy có công suất lớn nhất là nhà
máy nhiệt điện Phú Mỹ (3990 MW). Bên cạnh đó, cũng có nhiều nhà máy nhiệt
điện khác như Phả Lại (1040 MW), Uông Bí (300 MW), Ninh Bình (300 MW),...
10
Hình 1.1 Tỷ lệ sản xuất điện từ các nguồn khác nhau năm 2019
Năm 2019, nhiệt điện chiếm 58,4 % tổng lượng điện sản xuất, như trong hình
1.1. Trong khi đó, công suất điện từ nay đến năm 2030 của các nhà máy nhiệt điện
được dự đoán vẫn giữ vai trò chủ đạo (bảng 1.1). Theo đó, nhiệt điện bao gồm đốt
than và khí ga có thể chiếm trên 63 % tổng nguồn cung. Nhiệt điện khẳng định vai
trò là nguồn điện chủ lực nhằm đảm bảo an ninh năng lượng quốc gia hiện tại và
tương lai.
Bảng 1.1 Dự báo công suất điện từ các nguồn vào năm 2020 và 2030 [1]
2020 2030
Nguồn điện Công suất Tỷ lệ công Tỷ lệ sản Công suất Tỷ lệ công Tỷ lệ sản
suất (%) phẩm (%) (MW) suất (%) phẩm (%) (MW)
Đốt than 36000 48 46,8 75000 51,6 56,4
Khí gas 12400 16,5 24 17000 11,8 14,4
Thủy điện 19200 25,5 19,6 N/A 15,6 9,3
Gió 1500 5,6 4,5 8200 9,4 6,0
Hạt nhân N/A N/A 2,1 10700 6,6 10,1
Nhập khẩu 2200 3,1 3,0 7000 4,9 3,8
Tổng 713000 100 100 146000 100 100
1.1.2. Công nghệ vận hành trong các nhà máy nhiệt điện
11
Hình 1.2 Sơ đồ điển hình của một nhà máy nhiệt điện đốt than
Trong nhà máy nhiệt điện, nước được hóa hơi do nhiệt khi đốt nhiên liệu hóa
thạch như than, khí,... Hơi nước được dẫn qua hệ thống đường ống làm quay tuabin
để tạo ra điện năng (hình 1.2). Sau đó, hơi nước chính được đưa trở lại để hoàn
nhiệt cho hệ thống ống dẫn, quá trình này được gọi là quá trình gia nhiệt. Hầu hết
các bộ phận như lò hơi, tuabin, hệ thống đường ống dẫn trong nhà máy nhiệt điện
thường làm việc trong môi trường nhiệt độ và áp suất cao. Nhiệt độ và áp suất của hơi nước làm việc bên trong hệ thống ống dẫn có thể lên tới 580 oC với áp suất khoảng 8 MPa (bảng 1.2).
Bảng 1.2 Môi chất làm việc và nhiệt độ làm việc trong đường ống dẫn hơi
A - Hơi quá nhiệt B - Hơi quá nhiệt
Lớn hơn 580 Trên 540 đến 580
Không giới hạn Không giới hạn
1
C - Hơi quá nhiệt D - Hơi quá nhiệt
Trên 450 đến 540 Đến 450
Không giới hạn Lớn hơn 3,9
E - Nước nóng và hơi bão hòa
Lớn hơn 115
Lớn hơn 8,0
2
A - Hơi quá nhiệt B - Hơi quá nhiệt C - Nước nóng và hơi bão hòa
Trên 350 đến 450 Đến 350 Lớn hơn 115
Đến 3,9 Từ 2,2 đến 3,9 Từ 3,9 đến 8,0
A - Hơi quá nhiệt
Trên 250 đến 350
Đến 2,2
3
B - Hơi quá nhiệt C - Nước nóng và hơi bão hòa
Trên 250 Lớn hơn 115
Từ 1,6 đến 2,2 Từ 1,6 đến 3,9
A - Hơi quá nhiệt và hơi bão hòa
Trên 115 đến 250
Trên 0,07 đến 1,6
4
B - Nước nóng
Lớn hơn 115
Đến 1,6
Thông số giới hạn của môi chất Cấp ống Môi chất làm việc dẫn Nhiệt độ, oC Áp suất, MPa
Các đường ống dẫn nước, hơi nước, bình chứa và các bộ phận kết nối khác
phải đủ bền để chịu được nhiệt độ và áp suất cao. Để tăng hiệu quả làm việc của các
tuabin trong quá trình vận hành, hệ thống cần tăng áp suất và nhiệt độ vận hành tối
đa. Điều đó đồng nghĩa với việc tiết kiệm năng lượng, giảm lượng khí thải CO2 [2].
Kết quả là giảm tác động xấu đến môi trường. Vận hành nhà máy hoạt động một
cách có hiệu quả, đảm bảo cung cấp lượng điện ổn định cho lưới điện là một yêu
cầu hết sức cấp thiết. Tuy nhiên, trong quá trình vận hành nhà máy, một số sự cố
12
xảy ra đối với đường ống dẫn hơi khi đã hoạt động trong một thời gian dài. Do đó, các sự cố cần phải được nắm bắt, dự đoán và xử lý kịp thời.
1.2. Dạng hư hỏng đối với ống dẫn hơi trong nhà máy nhiệt điện
Trong quá trình vận hành nhà máy, hư hỏng trong các hệ thống ống dẫn hơi là
một trong những vấn đề nghiêm trọng xảy ra tại các nhà máy nhiệt điện. Trong đó,
các sự cố có mức độ ảnh hưởng ít (các vết nứt nhỏ) thường xảy ra. Bên cạnh đó, sự
cố có mức độ ảnh hưởng nghiêm trọng (vết nứt lớn) cũng xuất hiện, tuy nhiên, dạng
sự cố này thường ở tần suất ít hơn. Một số dạng hư hỏng xảy trong vật liệu với các
mức độ ảnh hưởng khác nhau được liệt kê như sau:
1.2.1. Vết nứt nhỏ
Một vết nứt nhỏ xuất hiện bên ngoài hoặc bên trong các thành ống của hệ
thống ống dẫn hơi. Sự cố này là một trong những dấu hiệu cho biết phá hủy đường
ống có thể xảy ra (hình 1.3) [3]. Khi sự cố xảy ra, hậu quả của chúng rất lớn đối với
các bộ phận hoạt động cũng như toàn nhà máy. Do đó, để ngăn chặn những hậu quả
xấu hơn trong tương lai, các hoạt động khắc phục phải được thực hiện ngay. Việc
đánh giá và dự đoán các vết nứt nhỏ và tìm ra nguyên nhân cần được tiến hành. Qua
đó, kết hợp với các phương pháp kiểm tra, các bộ phận bị xuống cấp cần phải tính toán và xác định tác động có thể xảy ra trong quá trình sửa chữa. Các hoạt động
khắc phục bao gồm kiểm soát nguyên nhân xảy ra vết nứt cũng như quá trình phát
triển vết nứt. Nguyên nhân có thể do việc thiết kế cũng như lựa chọn vật liệu ban
đầu không phù hợp với các điều kiện làm việc trong nhà máy. Trong một số trường hợp, hệ thống đường ống dẫn hơi khi có vết nứt nhỏ cần phải thay thế.
Hình 1.3 Vết nứt nhỏ trên ống thép [3]
1.2.2. Ăn mòn cục bộ và bào mòn thành ống
Mặc dù các phương pháp thiết kế thông thường đã tính toán đến các thông số
13
như tốc độ ăn mòn thành ống, tuy nhiên, các thông số này lại vượt quá giá trị tới
hạn trong điều kiện hoạt động thực tế. Vì vậy, các hoạt động cần phải tiến hành
kiểm tra thường xuyên để phát hiện các điểm ăn mòn cục bộ (hình 1.4) trước khi
dạng hư hỏng này thâm nhập hoàn toàn qua thành ống. Như trong trường hợp với
các vết nứt, các biện pháp sửa, khắc phục hoặc thay thế phải tiến hành ngay nhằm
đảm bảo quá trình vận hành được an toàn và hạn chế tổn thất kinh tế cho nhà máy.
Hình 1.4 Ăn mòn trên ống thép [3]
1.2.3. Rò rỉ quá mức
Tốc độ rò rỉ lớn ảnh hưởng đến chức năng của các hệ thống vận hành trong
nhà máy nhiệt điện. Trong trường hợp ống dẫn hơi, sự rò rỉ tạo thành một điểm
phun hơi nước dẫn đến thiệt hại trong các khu vực lân cận. Hình 1.5 cho thấy có vết
rò rỉ đối với thép ống. Sự cố này ảnh hưởng đến quá trình vận hành và mất an toàn lao động trong nhà máy.
14
Hình 1.5 Ăn mòn xuyên thủng [3]
1.2.4. Phá hủy nghiêm trọng
Dạng phá hủy có hậu quả nghiêm trọng nhất là vỡ ống (hình 1.6). Sự cố này
xảy ra do bị gãy thành đường ống; hậu quả của dạng phá hủy này có liên quan đến
việc phá hỏng chức năng của các bộ phận bị vỡ. Hiện tượng này có thể xảy ra đột
ngột, do đó, gây ra hậu quả nghiêm trọng và khắc phục sự cố gặp nhiều khó khăn.
Chính vì vậy, dự đoán và kiểm tra thường xuyên đường ống dẫn hơi là một phương
án ưu tiên và quan trọng.
1.3. Ảnh hưởng của điều kiện làm việc đến ống dẫn hơi
Hình 1.6 Ống thép P22 hư hỏng tại nhà máy nhiệt điện Cẩm Phả
1.3.1. Ảnh hưởng của nhiệt độ và áp suất
Thép làm việc trong điều kiện nhiệt độ cao với áp suất lớn, cơ tính của thép
giảm dẫn đến giảm khả năng chống phá hủy rão của thép. Bên cạnh đó, khi làm việc
ở nhiệt độ trên 600 ºC, lớp vảy ôxyt hình thành bên trong thành ống với tốc độ nhanh [4,5]. Thép ống bị ăn mòn tạo ra lỗ rỗng trong nền thép, khi đó, thép giảm
khả năng làm việc. Vì vậy, mác thép chế tạo ống dẫn hơi thường phải hợp kim hóa
bằng crôm (Cr), môlypđen (Mo),… để thép có tính chống gỉ cao; nhiệt độ làm việc
cao dẫn đến hàm lượng nguyên tố kể trên cao, đặc biệt là nguyên tố Cr [6-8]. Xét về
phương diện này, các thép không gỉ đều là thép bền nóng. Điều này có nghĩa là khi
15
làm việc ở nhiệt độ cao, thép ống cần có khả năng hạn chế sự suy giảm về cơ tính
và có tính chống ăn mòn tốt. Trong đó, Cr là quan trọng, có mặt trong mọi loại thép
làm việc ở nhiệt độ cao do khả năng duy trì độ bền rão và chống ôxy hóa.
1.3.2. Ảnh hưởng của thời gian làm việc
Thời gian làm việc trong điều kiện nhiệt độ và áp suất cao là một trong những
nguyên nhân chính ảnh hưởng đến khả năng của ống dẫn hơi trong nhà máy nhiệt
điện. Kéo dài thời gian làm việc nhưng đảm bảo không gây ra sự cố bất ngờ là rất
cần thiết. Cùng với nhiệt độ làm việc, thời gian thép ống trong điều kiện thực tế sẽ
thay đổi tổ chức tế vi và cơ tính của ống thép. Với thời gian dài, lỗ rỗng trong tổ
chức tế vi xuất hiện trong điều kiện nhiệt độ và áp suất cao, các lỗ trống tích tụ lại ở
biên giới hạt dẫn đến phá hủy rão ống thép [9,10]. Do đó, cần phải thường xuyên
kiểm tra định kỳ ống thép theo thời gian để kịp thời thay thế, bảo dưỡng và sữa
chữa kịp thời nhằm hạn chế phá hủy ống dẫn hơi trong nhà máy nhiệt điện.
1.3.3. Ảnh hưởng của môi trường ôxy hóa
Ống dẫn hơi quá nhiệt trong nhà máy nhiệt điện có thể bị phá hỏng do bị ăn
mòn bởi môi trường hơi nước. Do đó, ngăn ngừa quá trình ôxy hóa và làm chậm
quá trình ăn mòn trong khi vẫn tăng nhiệt độ và áp suất hơi nước được rất nhiều nhà
sản xuất và nghiên cứu quan tâm. Để giảm tác hại của ôxy hóa hoặc cũng có thể tạo
ra pha ferit với kích thước nhỏ mịn, thép được hợp kim hóa với nguyên tố hợp kim
như Cr [6-8]. 1.4. Các loại thép sử dụng trong nhà máy nhiệt điện
Thép sử dụng cho lĩnh vực chịu nhiệt độ và áp suất cao cần có cơ tính ổn định
và chịu được ăn mòn của hơi nước và được xếp vào nhóm thép và hợp kim bền
nhiệt. Để đáp ứng được yêu cầu sử dụng, thép ống thường hợp kim hóa một số
nguyên tố hợp kim gồm có Cr, Mo, Ni,… Trong đó các nguyên tố có vai trò như Cr
để tăng tính chống ôxy hóa, Ni đạt giá trị tối ưu giữa độ bền và độ dẻo, Mo tăng cơ
tính ở nhiệt độ cao. Ngoài ra, thép ống cũng có thể hợp kim hóa với một số nguyên
tố vi lượng như Ti, Nb, B với vai trò tăng cơ tính của các loại thép sử dụng trong
nhà máy nhiệt điện. Dòng thép này gồm nhiều chủng loại khác nhau, tùy thuộc vào
mức độ và nguyên tố hợp kim hóa. Trong phạm vi nhà máy nhiệt điện, tùy thuộc
vào điều kiện làm việc, thường dùng một số loại thép, thậm chí có thể chỉ là thép
16
cacbon thông thường như thép làm nồi hơi chịu áp suất thấp và trung bình (dưới 60 atm) và nhiệt độ làm việc không quá 450 oC như thép CT34, CT38, C15, C20. Các thép làm ống quá nung hơi, dẫn hơi làm việc ở nhiệt độ cao hơn (540-560 oC) thì
phải dùng các thép hợp kim thấp như thép 12CrMo, 12CrMoV. Để làm cánh
tuôcbin hơi cần dùng thép hợp kim cao hơn (hợp kim phức tạp hơn) như thép
mactenxit (mác thép 15Cr12WNiMoV), 12Cr13, 15Cr11MoV). Nồi hơi áp suất siêu
cao phải dùng thép hợp kim cao loại austenit như 9Cr14Ni19W2Nb. Nhóm thép
làm các chi tiết bắt chặt trong thiết bị nồi hơi, tuabin như bulông, vít cấy làm kín
khít các mối nối, mặt bích, cần có yêu cầu cơ bản là giới hạn chảy cao, thường dùng
các mác 30CrMo, 35CrNi3MoA, 38CrMoAlA, 25Cr2MoVA, 40CrNi2MoA,…
Trong phạm vi luận án này, chỉ trình bày một số mác thép chế tạo các dạng ống trong điều kiện làm việc nhiệt độ và áp suất cao như sau.
1.4.1. Thép hợp kim thấp
Thép hợp kim thấp được sử dụng khá phổ biến trong chế tạo đường ống dẫn
hơi của nhà máy nhiệt điện, đặc biệt là đường ống với thành ống dày. Phổ biến nhất
là 2 mác thép có ký hiệu là P11 và P22 theo tiêu chuẩn ASTM (tương đương với
1.25Cr-0.5Mo và 2.25Cr-1Mo theo tiêu chuẩn ASME). Để tăng tuổi thọ làm việc
của đường ống, các nhà sản xuất đã phải nghiên cứu và phát triển rất nhiều mác
thép mới bằng cách sử dụng các nguyên tố hợp kim như V, W, Nb, Ti,… nhằm mục
đích tăng cơ tính và giữ sự ổn định của ống thép ở nhiệt độ cao (bảng 1.3).
Bảng 1.3 Thành phần hóa học của một số mác thép chế tạo ống dẫn hơi theo tiêu
chuẩn ASTM A335 [11,12]
Mác thép
Thành phần (%) P11 (1.25Cr0.5Mo) P22 (2.25Cr1Mo) P23 (2.25CrMoVB) P24 (2.4CrMoVTiB)
C 0,050,15 0,050,15 0,040,10 0,050,10
Mn 0,300,60 0,300,70
Si 0,100,60 < 0,50 0,300,60 < 0,50 0,501,0 0,150,45
Cr 1,902,60 1,01,50 1,902,60 2,202,60
Mo 0,050,30
W 0,440,65 - 0,871,13 - 0,901,10 - 1,451,75
Nb - - - 0,020,09
V - - 0,200,30 0,200,30
B S P - < 0,025 < 0,025 0,00050,0060 < 0,010 < 0,030 - < 0,025 < 0,025
17
Khác N < 0,030 - - 0,00150,0070 < 0,010 < 0,020 N < 0,012; Ti = 0,060,10
Thép ống P11 và P22 được sử dụng rộng rãi trong các ứng dụng liên quan đến
chống rão, đặc biệt trong ngành hóa dầu và năng lượng, trong các bình áp lực,
đường ống dẫn hơi và các bộ phận kết cấu. Mác thép này có khả năng chống ăn
mòn và rão tốt, có độ dẻo dai cao, tính hàn tốt và giá thành thấp hơn các mác thép
hợp kim cao. Loại thép này còn có tính giãn nở nhiệt thấp và tính dẫn nhiệt cao. Do
đó, thép phù hợp để sử dụng ở điều kiện nhiệt độ cao và áp suất lớn khi được sử
dụng trong các nhà máy nhiệt điện tại Việt Nam.
Ngoài ra, các mác P23 và P24 được sử dụng để chế tạo một số đường ống làm
việc trong các điều kiện khắc nghiệt. Mác P23 và P24 tương đối giống với P22 về
tính chất (bao gồm tính chống ôxy hóa). Tuy nhiên, do có thêm nguyên tố hợp kim
vi lượng, mác thép P23 và P24 có khả năng làm việc ở nhiệt độ cao hơn [13].
1.4.2. Thép ferit-mactenxit
Ngoài thép hợp kim thấp với hàm lượng Cr, Mo không cao. Thép ống có hàm
lượng nguyên tố Cr trung bình (từ 59 %) và Cr cao (khoảng 12 %) cũng được sử
dụng trong nhà máy nhiệt điện. Mác thép chứa 912 %Cr thường sử dụng để chế tạo các ống dẫn hơi có nhiệt độ làm việc cao hơn 620 oC [14-17]. Trên cơ sở mác thép 12CrMoV, các nhà sản xuất đã phát triển thành mác 9Cr (hay P91) và sau đó
hợp kim hóa thêm W thành mác P92 bắt đầu áp dụng từ năm 2001. Bảng 1.4 cho
thấy các mác thép chứa hàm lượng C thấp hơn (lớn nhất là 0,1 %) và một số nguyên
tố vi lượng như Mo, W, V, Nb, N,… Thép với thành phần như vậy sẽ tăng độ bền
rão và tăng khả năng chống lại ôxy hóa hoặc ăn mòn ở nhiệt độ cao.
Bảng 1.4 Thành phần hóa học của một số mác thép ferit-mactenxit
theo tiêu chuẩn ASTM A335 [12,16]
Mác thép Thành phần (%) T91/P91 T91/P92
C 0,10 0,07
Mn 0,45 0,45
Si 0,40 0,06
Cr 9,0 9,0
Mo 1,0 0,50
W - 1,8
V 0,20 0,20
B - 0,004
18
- Khác N = 0,049; Ni = 0,8
1.4.3. Thép austenit
vậy có tác dụng nâng cao nhiệt độ kết tinh lại của thép, cản trở sự biến dạng của thép và nâng cao độ bền ở nhiệt độ cao cho thép (tăng độ bền rão) [18]. Ví dụ như một số mác thép được phát triển dựa trên hệ 18%Cr – 8%Ni (tương đương mác AISI 302). Để đảm
Tổ chức tế vi của loại thép ống này hoàn toàn là austenite. Hợp kim hóa thêm Ni để mở rộng vùng austenite, làm tổ chức tế vi của thép với hàm lượng Ni cao nhận được chỉ có một pha austenite. Đây là tổ chức có nhiệt độ kết tinh lại cao hơn ferit và mactenxit, do
bảo cơ tính yêu cầu, thép được hợp kim hóa thêm một số nguyên tố khác như Mn,
Mo, W, Cu, Al, Ti, Nb, V,… Các nguyên tố này có thể chia thành nhóm ổn định
ferit hoặc ổn định austenit. Hiện nay, do yếu tố kinh tế và tính hàn kém nên các mác
thép austenit đã dần được thay thế bằng các loại thép ferit độ bền cao. Tuy nhiên,
những bộ phận yêu cầu cao về khả năng chống ôxy hóa và độ bền rão thì vẫn sử
dụng loại thép austenit. Để các nhà máy nhiệt điện hoạt động ổn định và an toàn khi
nhiệt độ của hơi nước cao, thép austenit được sử dụng trong chế tạo một số bộ phận
làm việc trong điều kiện khắc nhiệt. Trong một số trường hợp đặc biệt, thép được
hợp kim hóa bằng nguyên tố Ni mặc dù giá thành khá đắt. 1.5. Nghiên cứu về hư hỏng của thép ống dẫn hơi
1.5.1. Tình hình nghiên cứu thép ống dẫn hơi trên thế giới
Thép ferit có khả năng dẫn nhiệt tốt, hệ số dãn nở nhiệt nhỏ và có tính nhạy
cảm với nhiệt nhỏ hơn so với thép austenit [19]. Chính vì vậy, thép được sử dụng
nhiều trong các nhà máy nhiệt điện. Tuy nhiên, trong các nhà máy nhiệt điện, hạn
chế của thép là tính chống rão thấp ở nhiệt độ cao. Thép ống ferrit được chia ra 2
loại chính đó là thép ferit hợp kim thấp với hàm lượng Cr thấp và thép ferit hợp kim
cao có hàm lượng Cr tương đối cao.
Các nhà nghiên cứu đã tập trung đến mác thép hợp kim cao sử dụng trong các
nhà máy nhiệt điện [4,20-29]. Mác thép điển hình là T/P92 có khả năng chống chảy rão tốt ở 650 oC và được ứng dụng trong chế tạo đường ống dẫn chịu được nhiệt độ và áp suất cao. Mặc dù vậy, mác thép này vẫn ghi nhận một số hư hỏng trong quá
trình sử dụng [4]. Nhiều nghiên cứu về ảnh hưởng của nhiệt độ đến cơ tính của thép
P92 đã được thực hiện [25,30]. Các nghiên cứu này cho biết cơ tính của thép P92
được quyết định bởi các nhân tố như hóa bền dung dịch rắn, cấu trúc lệch và pha
19
hóa bền. Duan và cộng sự đã nghiên cứu sự suy giảm cơ tính và thay đổi tổ chức tế
vi của thép P92 ở 600 oC trong khoảng thời gian từ 1000 đến 29000 giờ, và nhận xét rằng sự tiết ra pha cacbit M23C6 cùng với tốc độ thô hóa nhanh của pha laves đã làm
giảm dần cơ tính của thép ở nhiệt độ phòng và ở nhiệt độ cao ngay trong khoảng
Nhiệt độ phòng
600 oC
Thời gian hóa già (giờ)
Thời gian hóa già (giờ)
(a)
(b)
thời gian ban đầu (hình 1.7).
Hình 1.7 Sự biến đổi cơ tính của thép P92 trong thời gian hóa già (a) tại nhiệt độ phòng và (b) tại 600 oC [30]
Trong khi đó, thép T/P91 đã được sử dụng tại nhà máy nhiệt điện tại Hàn
Quốc và một số hư hỏng đã xuất hiện sau một thời gian dài làm việc liên tục ở nhiệt độ trên 565 oC; nguyên nhân được cho là do sự hình thành lớp ôxyt xốp bên trong thành ống khi xảy ra quá trình ôxy hóa giữa hơi nước và bề mặt của ống (hình 1.8)
[4]. Đến thời gian nhất định, các lỗ xốp hình thành trong lớp ôxyt và tồn tại tách rời
nhau; nhưng khi thời gian càng dài thì các lỗ xốp này nối liền với nhau, dẫn đến lớp
ôxyt ngoài cùng (tiếp xúc với hơi nước) bị tách ra. Cơ chế này lặp lại nhiều lần và
kết quả là thành ống bị bào mòn đi; nếu không phát hiện kịp thời và thay thế sẽ dẫn
Kim loại nền
Lớp trong
Lỗ rỗng
Lớp ngoài
đến bị thủng ống.
20
Hình 1.8 Cấu trúc của lớp ôxyt bên trong ống T91 sau 18408 giờ làm việc [4]
Hasegawa và cộng sự đã nghiên cứu về rão đối với thép chịu nhiệt hợp kim cao 9 %Cr – 1 %Mo ở điều kiện ứng suất 150 MPa, 5058 giờ và 600 oC thông qua quan sát sự thay đổi tổ chức tế vi bằng kỹ thuật TEM (hình 1.9); đã phát hiện được
mật độ lệch rất cao tồn tại cùng với xementit dạng tấm và các pha cacbit dạng MX
hoặc M23C6 trong thép trước khi thử rão, nhưng đối với thép sau thử rão có sự giảm
nhẹ vể mật độ lệch và không có sự thay đổi rõ rệt về kích thước và phân bố
mactexit [31].
Hình 1.9 Ảnh TEM của thép 9Cr-Mo (a) trước và (b) sau thử rão [31]
Nhiều mác thép chịu nhiệt hợp kim cao đang được nghiên cứu phát triển cho những nhà máy nhiệt điện có nhiệt độ hơi nước cao đến 700 oC [32-34]. Do yếu tố kinh tế, mác thép chịu nhiệt hợp kim thấp vẫn được quan tâm nhiều hơn bởi vì xu
hướng sử dụng thép hợp kim thấp là một trong những ưu tiên với chi phí đầu tư và
vận hành nhà máy điện thấp hơn. Thép chịu nhiệt hợp kim thấp được sử dụng rộng
rãi như một loại vật liệu trong hệ thống ống dẫn hơi tại các nhà máy điện nguyên tử,
nhà máy nhiệt điện và ngành công nghiệp hóa dầu [35].
Đối với thép hợp kim thấp, cách thức biến dạng và nứt gãy ứng với ứng suất
và nhiệt độ có thể thu được bằng cách kiểm tra với phương pháp phù hợp. Các kết
quả này cung cấp thông tin liên quan đến đặc tính và hành vi của thép [7,8,10,36-
38]. Thép 1CrMoV và 2Cr1Mo dựa trên cơ sở Cr và Mo như mác thép hợp kim
thấp điển hình được sử dụng rộng rãi trong các lò hơi và đường ống. Mác thép
được biết đến như thép P11 và P22 sử dụng thành công trong các nhà máy nhiệt
điện đòi hỏi cơ tính ở nhiệt cao và khả năng chống oxy hóa. Ứng dụng phổ biến
nhất của mác thép này là sử dụng làm đường ống dẫn hơi, ống quá nhiệt, hoặc ống
hoàn nhiệt với nhiệt độ cao nhất lên đến khoảng 600 ºC [36].
Tùy thuộc vào quy trình chế tạo, thép P22 có thể hình thành tổ chức tế vi ban đầu là ferit-bainit hoặc ferit-peclit; trong đó, tổ chức tế vi của thép ferit-bainit ổn
21
định hơn ferit-peclit. Hình 1.10a là tổ chức tế vi ferit-peclit đặc trưng của thép P22.
Hình 1.10b cho thấy tổ chức tế vi của thép ferit-bainit, được cho là giúp tăng cơ tính
và tăng tuổi thọ của thép ống khi làm việc trong nhà máy nhiệt điện. Mặc dù thép có
thành phần hóa học tương tự nhau, nhưng tổ chức tế vi ferit-bainit đã không có dấu
hiệu thải bền ở nhiệt độ cao trong thời gian dài [39]. Ngoài ra, trong tổ chức tế vi
ferit-peclit cũng có sự chuyển biến sau một thời gian làm việc; xementit hình cầu đã
phân huỷ hoàn toàn và làm tăng lượng kết tinh lại ở các đường biên hạt. Vì vậy, sử
dụng biện pháp thay đổi tổ chức tế vi ban đầu của thép ống dẫn hơi có thể kiểm soát
b
a
được sự giảm bền của thép trong quá trình làm việc.
Hình 1.10 Tổ chức tế vi của thép P22: (a) ferit-peclit; (b) ferit-bainit [39]
Cũng giống như thép hợp kim cao, các thép ống hợp kim thấp cũng xuất hiện một số hư hỏng sau một thời gian dài làm việc ở nhiệt độ cao. Do đó, kiểm tra và đánh giá hư hỏng vật liệu là một vấn đề quan trọng, đặc biệt là đối với thép ống hợp kim thấp làm việc trong điều kiện nhiệt độ và áp suất tương đối cao. Cho đến nay đã có một số nghiên cứu trên thế giới được thực hiện để đánh giá khả năng làm việc của thép ống chịu nhiệt hợp kim thấp sau khi bị hỏng hoặc định kỳ thay thế sau một thời gian làm việc trong điều kiện thực tế [40]. Các nghiên cứu này tập trung đánh giá về cơ tính, tổ chức tế vi, phân bố pha cacbit và sự hình thành vết nứt tế vi với các phương pháp tiếp cận khác nhau. Trong đó, nghiên cứu sự thay đổi đặc tính (tổ chức tế vi, cơ tính,…) của mác thép ở điều kiện làm việc khác nhau trong khoảng thời gian nhất định của thép là một cách tiếp cận tốt.
22
Kucharova và cộng sự đã nghiên cứu hành vi rão của thép T23 trong khoảng nhiệt độ 500-650 oC với ứng suất thay đổi từ 50-400 MPa (hình 1.11), và đi tới nhận xét rằng sự giảm mạnh độ bền rão của thép T23 sau một thời gian dài là do giảm mật độ lệch cũng như giảm hóa bền tiết pha trong tổ chức tế vi không ổn định ở nhiệt độ cao [40]. Townsend và cộng sự đã chỉ ra mối liên hệ giữa độ cứng và tuổi thọ của ống khi so sánh ống thép hợp kim đã sử dụng với ống thép chưa sử dụng; nghiên cứu cho thấy mối quan hệ giữa độ cứng và sự phân bố cacbit khi ngăn cản chuyển động của lệch trong tổ chức tế vi đồng nhất [38].
Ứng suất (MPa)
Ứng suất (MPa)
Hình 1.11 Mối quan hệ giữa ứng suất và thông số rão của thép T23 [40]
Để lắp ghép các ống dẫn hơi, cần phải thực hiện hàn ghép nối các ống thép lại
với nhau nên đánh giá chất lượng tại vùng hàn trở nên rất quan trọng. Fujibayashi
đã nghiên cứu các mối hàn đối với thép ống 1,25Cr-0.5Mo sau khi đã làm việc
trong một khoảng thời gian dài cho thấy hư hỏng xảy ra chủ yếu ở vị trí gần mối
hàn [8]. Theo đó, đã quan sát được lỗ rỗng và chứng minh được vai trò của lỗ rỗng
quyết định đến khả năng làm việc của mối hàn. Quá trình hư hỏng trong thời gian
làm việc là do hình thành lỗ rỗng tại biên giới và nguyên nhân dẫn đến sự hình
thành của chúng là do cơ chế trượt. Tuy nhiên, trong nghiên cứu này, ảnh hưởng
của nhiệt độ cũng như áp suất thay đổi đến sự hình thành và phát triển vết nứt chưa
được làm rõ. Bên cạnh đó, một nghiên cứu khác tập trung vào sự hình thành cacbit
tại vị trí gần mối hàn [10]. Trong đó, vai trò của cacbit được phân tích và đánh giá
tại vị trí ảnh hưởng của nhiệt khi hàn, liên quan tới sự nóng chảy của thép làm đường ống ở vị trí mối hàn, quá trình nguội nhanh của mối hàn và lan truyền nhiệt
của mối hàn ra các vùng xung quanh mối hàn, làm biến đổi tổ chức tế vi, trong đó
có sự hòa tan cacbit (khi nung nóng) và tiết cacbit, phân bố lại cacbit khi làm nguội.
23
Hình 1.12 Phân bố cacbit trong thép hợp kim thấp Cr-Mo sau thời gian hóa già ở nhiệt độ 550 oC [41]
Đối với thép hợp kim thấp 2.25Cr-1Mo, pha được tiết ra chủ yếu là cacbit sau
thời gian dài làm việc ở nhiệt độ 550 °C (hình 1.12); pha tiết ra có kích thước thô,
xuất hiện ở biên giới hạt và phân bố không đồng đều. Hiện tượng này ảnh hưởng
lớn đến khả năng làm việc của thép ống dẫn hơi. Hình 1.13 là kết quả phân tích
thành phần của các hạt cacbit bằng kỹ thuật SEM-EDS cho thấy rằng hàm lượng Cr và Mo tương đối cao so với thành phần hóa học của mác thép [42].
Hình 1.13 Phân bố cacbit trên nền thép ống sau thời gian hóa già [42]
Theo Fujibayashi [43], thời gian phá hủy (tr) của thép ống chịu nhiệt hợp kim thấp khi chịu tải trọng ở nhiệt độ cao được mô tả bởi mối quan hệ theo quy luật như
t
B
n
trong công thức 1.1.
r
Q RT
exp
(1.1)
Trong đó:
B - Hằng số;
- Ứng suất (MPa);
n - Hệ số mũ của ứng suất;
Q - Năng lượng hoạt hóa (kJ);
R - Hằng số khí;
24
T - Nhiệt độ (K).
Để tính toán được thời gian làm việc của thép ống, có thể sử dụng biện pháp kiểm tra cơ tính và tổ chức tế vi của thép sau thời gian 105 giờ đầu tiên trong điều kiện làm việc. Khi đánh giá phá hủy rão của thép ống 1.25Cr-0.5Mo (tương đương
với mác thép P11), thí nghiệm của Fujibayashi đã thực hiện trong điều kiện nhiệt độ
và áp suất cao; kết quả nghiên cứu về thời gian phá hủy mẫu thép ống này được cho
trong Bảng 1.5 [8]. Có thể thấy, ứng suất và nhiệt độ ảnh hưởng rõ rệt đến tuổi thọ
làm việc của mác thép này. Bên cạnh đó, độ cứng của thép sẽ thay đổi và ảnh hưởng
đến độ bền rão của thép ống chịu nhiệt.
Bảng 1.5 Thời gian phá hủy của mẫu thép ống 1.25Cr-0.5Mo (P11) [8]
610 630 630 650 670
Nhiệt độ (oC) Ứng suất (MPa) 100 60 80 40 40
Thời gian (giờ) 31 512 65 1220 393
Một số nghiên cứu khác khẳng định rằng độ bền rão của thép ống và độ cứng
có mối quan hệ với nhau trong quá trình làm việc của ống thép; khi đó, thời gian
ống thép bị phá hủy sẽ được tính toán theo mối quan hệ này [43,44]. Ngoài ra,
phương pháp kiểm tra tổ chức tế vi và cơ tính của thép cũng được áp dụng để xác
định thời gian có thể sử dụng của thép ống. Đồng thời, phương pháp này đươc cho
là một công cụ hữu hiệu nhằm xác định tuổi thọ của các ống dẫn hơi để tránh bị phá hủy trong quá trình vận hành các nhà máy nhiệt điện [45].
Từ những phân tích ở trên, có thể thấy rằng nghiên cứu các nhân tố ảnh hưởng
đến cơ tính và sự phân bố cacbit thay đổi theo thời gian làm việc của thép ống dưới
ứng suất kéo và áp suất cao, dẫn đến nguy cơ phá hủy của thép ống hoặc tìm hiểu
nguồn gốc của sự phá hủy xảy ra trong tương lai là rất quan trọng. Mặc dù đã có
nhiều nghiên cứu công bố về kết quả đạt được đối với vấn đề này của thép chịu
nhiệt hợp kim cao trên thế giới, nhưng chỉ có một số tác giả nghiên cứu về thép chịu
nhiệt hợp kim thấp. Những nghiên cứu này đã đề cập đến sự suy giảm của cơ tính
và thay đổi tổ chức tế vi do hiện tượng rão ở nhiệt độ cao; tuy nhiên, đánh giá và
phân tích vai trò của cacbit đến phá hủy ống thép chưa được làm sáng tỏ. Mặt khác,
các mẫu thép hợp kim thấp trong những nghiên cứu này được kiểm tra sau một thời
gian rất dài hoặc lấy từ các ống thép bị hỏng từ nhà máy nhiệt điện. Do đó, kết quả
chưa giải thích được những hiện tượng xảy ra trong giai đoạn đầu làm việc của ống
thép, hoặc ngay cả khi nhà máy chưa đi vào hoạt động thì ống thép đã chịu tải trọng
tĩnh của hệ thống đường ống. Việc xác định được mức độ suy giảm cơ tính của thép
25
ống chịu nhiệt ở ngay giai đoạn làm việc ban đầu cũng là rất cần thiết.
1.5.2. Nghiên cứu hư hỏng trong thép ống tại Việt Nam
Hiện nay, nhu cầu trong nước về các sản phẩm ống thép đen, ống thép tôn mạ
kẽm hoặc ống thép mạ kẽm nhúng nóng,… đã được đáp ứng bởi Công ty Ống thép
Hòa Phát, Công ty Thép ống Hoa Sen, Công ty Thép ống Việt Đức,… Các sản
phẩm được đánh giá có độ bền cao, khả năng chống ôxy hóa tốt và giá thành có tính
cạnh tranh cao. Tuy nhiên, hầu hết sản lượng ống thép được cung cấp cho các công
trình xây dựng ở trong nước hoặc xuất khẩu ra nước ngoài. Một số loại ống thép
chịu nhiệt do các công ty Việt Nam sản xuất đã có trên thị trường trong nước,
nhưng do chất lượng chưa đảm bảo hoặc chưa có độ tin cậy khi làm việc ở nhiệt độ
cao nên các nhà máy nhiệt điện vẫn phải nhập khẩu từ nước ngoài.
Mặc dù là không nhiều, nhưng đã có một số nghiên cứu về chế tạo thép ống ở
Việt Nam. Ví dụ như, giáo sư Nguyễn Trọng Giảng và cố giáo sư Nguyễn Tất Tiến
đã sử dụng mô hình hóa và mô phỏng quá trình ép chảy ngược để nâng cao chất
lượng ống thép; hoặc nghiên cứu về công nghệ ép chảy ngược thép hợp kim thấp độ
bền cao để chế tạo ống chịu áp lực trong luận án tiến sỹ của nghiên cứu sinh Bùi
Khắc Khánh (2019),... Có thể thấy rằng, nghiên cứu về công nghệ chế tạo và nâng
cao chất lượng ống thép chịu nhiệt ít được quan tâm.
Sau một thời gian sử dụng, một số dạng hư hỏng đã xảy ra tại các nhà máy
Nhiệt điện của Việt Nam đối với thép ống ferit hợp kim cao (P91) cũng như thép
ống hợp kim thấp (P11 và P22). Cho đến nay, mới có một nghiên cứu về vấn đề này
đối với thép hợp kim Cr cao ở trong nước. Đó là nghiên cứu và đánh giá mác thép
P91 sử dụng tại nhà máy nhiệt điện ở Việt Nam trong luận văn thạc sỹ của tác giả
Phạm Hồng Thái; kết quả cho thấy nhiệt độ và thời gian nung làm thay đổi tổ chức
tế vi thép P91 [46]. Nhiệt độ nung càng cao, thời gian nung càng dài, sự thay đổi tổ
chức tế vi và suy giảm cơ tính càng xảy ra mạnh mẽ. Các số liệu thực nghiệm của
nghiên cứu là những khuyến cáo quan trọng khi sử dụng thép P91 trong quá trình
kiểm tra định kỳ tổ chức tế vi cho các kết cấu đường ống dẫn hơi trong nhà máy
nhiệt điện. Ngoài nghiên cứu này, chưa có các nghiên cứu khác ở Việt Nam về thép
ống chịu nhiệt dùng trong nhà máy nhiệt điện.
Nghiên cứu đánh giá thép hợp kim thấp P11 và P22 trong điều kiện chịu nhiệt
độ và ứng suất chưa được thực hiện ở Việt Nam mặc dù hai loại thép này được dùng
phổ biến để chế tạo đường ống sinh hơi ở các nhà máy nhiệt điện trong nước. Có
thể khẳng định, còn rất thiếu các nghiên cứu về mối quan hệ giữa tổ chức tế vi, tiết
pha cacbit và hình thành lỗ rỗng,… và cơ tính của thép ống hợp kim thấp (P11 và
26
P22) dưới tác động của điều điều kiện làm việc ở nhiệt độ và áp suất cao. Cũng như
chưa có nghiên cứu một cách bài bản để có thể giải thích rõ nguyên nhân ban đầu
hay sự khởi nguồn của các dạng hư hỏng phát sinh sau này. Vì vậy, nghiên cứu về
thép ống hợp kim thấp dùng làm ống dẫn hơi trong nhà máy nhiệt điện là một chủ
1.6. Tính bền nhiệt trong hợp kim, hiện tượng rão và cơ chế phá hủy rão
đề có ý nghĩa khoa học và rất cần thiết tại Việt Nam hiện nay.
1.6.1. Tính bền nhiệt
Với các thép làm đường ống dẫn hơi trong nhà máy nhiệt điện, bên cạnh khả
năng chống ôxy hóa khi làm việc ở nhiệt độ cao thì sự cần thiết phải có tính bền
nóng là chỉ tiêu rất quan trọng, nó quyết định khả năng chịu áp lực và tuổi thọ của
đường ống. Tính bền nóng là khả năng của vật liệu kim loại chịu được tải trọng (tức
là giữ được độ bền ở nhiệt độ cao). Khi làm việc ở nhiệt độ cao, dưới tác dụng của
tải trọng không đổi và thấp hơn giới hạn chảy trong một thời gian dài, vật liệu kim
loại sẽ bị biến dạng dẻo một cách chậm chạp, được gọi là rão. Đó là sự nối tiếp
nhau một cách liên tục của hai quá trình đối lập là biến dạng dẻo (hóa bền) và kết
tinh lại (thải bền). Hiện tượng rão trở nên đặc biệt nguy hiểm khi vật liệu kim loại
làm việc ở nhiệt độ cao (cao hơn nhiều so với nhiệt độ kết tinh lại), khi đó, chúng sẽ
bị biến dạng dẻo và dẫn tới phá hủy sau một thời gian nào đó. Để nâng cao tính bền
nóng, phải tìm mọi cách chống lại hiện tượng biến dạng rão. Vật liệu kim loại có
nhiệt độ nóng chảy càng cao thì có tính bền nóng càng cao. Khi có cùng nhiệt độ
nóng chảy, kim loại nào có nhiệt độ kết tinh lại cao hơn sẽ có tính bền nóng cao
hơn. Mọi yếu tố nâng cao nhiệt độ kết tinh lại đều sẽ làm tăng tính bền nóng.
Tổ chức tế vi của hợp kim cũng ảnh hưởng đến tính bền nóng. Thép có tổ
chức austenit có tính bền nóng cao hơn so với thép có tổ chức ferit (hay hỗn hợp
ferit và cacbit) do có nhiệt độ kết tinh lại cao hơn. Do ở nhiệt độ cao, biên giới hạt
kém bền hơn so với trong hạt, quá trình biến dạng rão dẫn đến phá hủy thường xảy
ra đầu tiên ở biên hạt, do vậy, hạt càng nhỏ (tức biên giới càng nhiều) thì tính bền
nóng càng kém. Thực nghiệm đã chứng minh được hợp kim có tổ chức một pha với
hạt lớn có tính bền nóng cao hơn so với hạt nhỏ. Đối với thép, các nguyên tố hợp
kim như Mo, W, Nb, Ti, Zr có tác dụng tạo ra các pha phân tán (như cacbit, nitrit)
sẽ có tác dụng chống rão do cản trở chuyển động của lệch gây biến dạng dẻo. Một
số nguyên tố hợp kim như Ni, Mn có tác dụng ổn định tổ chức austenit (nâng cao
27
nhiệt độ kết tinh lại) cũng có tác dụng chống rão.
1.6.2. Rão trong hợp kim và cơ chế phá hủy rão
1.6.2.1. Giới thiệu chung
Hình 1.14 mô tả các dạng bị phá hủy khi vật liệu đa tinh thể chịu tác động của
tải trọng kéo. Ở nhiệt độ thấp, các vết nứt đóng vai trò quyết định đối với dạng phá
hủy [48,49].
Hình 1.14 Dạng cơ chế phá hủy đối với vật liệu đa tinh thể [47]
Ở nhiệt độ cao, vật liệu (hợp kim) có thể bị phá hủy bởi rão theo một trong các cơ chế tương ứng với các vùng nhiệt độ - ứng suất như hình 1.15 [50]. Khi ứng suất
vượt quá lực liên kết nguyên tử trong một tinh thể, vật liệu sẽ bị phá hủy trên mặt
phẳng vuông góc với trục của ứng suất. Hầu hết chất rắn có cấu trúc tinh thể bị phá
hủy bởi cơ chế giòn xuyên hạt nếu nhiệt độ đủ thấp; một số kim loại và hợp kim có
kiểu mạng lập phương tâm mặt (FCC) là trường hợp ngoại lệ. Vết nứt, tồn tại trước
hoặc sinh ra do quá trình trượt song tinh hoặc trượt biên hạt, có thể phát triển nhanh
chóng để tạo ra cơ chế phá hủy này. Ứng suất cần thiết để vết nứt phát triển sẽ nhỏ
hơn yêu cầu để sinh ra trượt hoặc song tinh. Cơ chế phá hủy xảy ra không có biến
dạng dẻo được gọi là Phương thức 1. Khi vết nứt tồn tại với kích thước nhỏ hoặc
không đáng kể, ứng suất có thể đạt đến giá trị cần thiết để tạo ra trượt hoặc song
tinh, gây ra nội ứng suất mà có thể tạo thành vết nứt. Cơ chế phá hủy này được gọi
là Phương thức 2, gây ra bởi vết nứt do trượt hoặc song tinh.
Phương thức phá hủy giòn liên quan đến sự hình thành và phát triển vết nứt
thường xảy ra khi độ dẻo rất thấp (< 1 %). Tăng nhiệt độ sẽ làm giảm sự ứng suất
chảy của vật liệu, và cơ chế phá hủy này gọi là Phương thức 3. Trong phương thức
28
này, biến dạng dẻo đủ lớn (1-10 %) sẽ làm rộng các vết nứt tồn tại trước đó. Quá
trình chảy dẻo hoặc trượt biên hạt sẽ tạo ra vết nứt lớn hơn trên biên hạt hoặc làm
cho các vết nứt tồn tại từ trước phát triển một cách ổn định cho đến khi chiều dài vết
nứt tăng lên, cùng với ứng suất cao hơn do hóa bền biến dạng sẽ dẫn đến vết nứt
= 10-12/s
phát triển không ổn định và gây ra phá hủy bởi cơ chế nứt.
(Tm - nhiệt độ chảy, - ứng suất kéo, E - mô đun đàn hồi)
Hình 1.15 Cơ chế phá hủy rão tương ứng với các vùng nhiệt độ - ứng suất [50]
Phá hủy dẻo xuyên hạt được cho là do sự tạo thành và phát triển của các lỗ
rỗng [50]. Hạt pha rắn tác động đến trường chuyển vị đàn hồi và trường chuyển vị
dẻo trong quá trình biến dạng của vật liệu. Ứng suất cục bộ tập trung tại bề mặt hạt
pha rắn - nền, và khi đạt tới giá trị tới hạn sẽ phá vỡ hạt pha rắn hoặc tách hạt pha
rắn khỏi nền của vật liệu, kết quả là tạo ra lỗ rỗng. Do tập trung ứng suất, các lỗ
rỗng hình cầu bị kéo giãn trở thành dạng elip. Ở mức biến dạng tới hạn nhất định,
29
biến dạng dẻo xảy ra cục bộ, các lỗ rỗng to hơn và dẫn đến phá hủy (Hình 1.16).
Vị trí cổ eo
Hình 1.16 Cơ chế phá hủy rão xuyên hạt [50]
a) Lỗ rỗng đã có sẵn hoặc sinh ra tại vị trí tập trung ứng suất
b) Lỗ rỗng bị kéo giãn khi vật liệu biến dạng
c) Các lỗ rỗng nối với nhau và gây ra phá hủy
1.6.2.2. Cơ chế phá hủy rão
Khi vật liệu chịu nhiệt độ lớn hơn 0,3×Tm (với Tm là nhiệt độ nóng chảy của
vật liệu), một vài cơ chế phá hủy được kích hoạt. Với cơ chế phá hủy rão xuyên
biên, lỗ rỗng tế vi có dạng khác so với phá hủy dẻo ở nhiệt độ thấp. Khi vật liệu
theo cơ chế chảy rão, ứng suất có giá trị thấp hơn trước đó. Quá trình tạo mầm lỗ
rỗng bị hạn chế do biến dạng mặc dù tốc độ biến dạng chảy rão là độc lập. Do đó, lỗ
rỗng bị hạn chế phát triển. Cuối cùng là cơ chế tạo mầm và phát triển lỗ rỗng bên
trong hạt và ở biên giới. Các lỗ rỗng trong hạt có liên kết với nhau dẫn đến phá hủy
vật liệu.
1) Lỗ rỗng:
Lỗ rỗng thường phát triển trên biên hạt, đặc biệt trên những đường có phương
vuông góc với ứng suất kéo. Đối với hợp kim, lỗ rỗng có thể xuất hiện tại vị trí liên
bề mặt của pha thứ 2. Tuy nhiên, cơ chế tạo lỗ rỗng do rão chưa được nghiên cứu
một cách đầy đủ. Lý thuyết khẳng định biên hạt trượt dẫn đến lỗ rỗng ở biên hoặc
hình thành từ lỗ rỗng do quá trình tích tụ nút trống, hay thường ở biên hạt tại vị trí
tập trung ứng suất cao hoặc tạo thành nút trống ở đầu của lệch. Lỗ rỗng có thể tích
tụ với hình thức ổn định. Tạo mầm lỗ rỗng do quá trình tích tụ nút trống khi xuất
hiện ứng suất tập trung.
2) Trượt biên hạt:
Trượt biên hạt dẫn đến tập trung ứng suất tại vị trí giao của ngã ba biên hạt.
30
Cơ chế trượt bao gồm vượt chướng ngại. Theo đó, ứng suất kéo tạo ra bởi trượt biên
hạt do khuếch tán, đây là nguyên nhân hình thành lỗ rỗng. Sự hình thành chướng
ngại tạo ra trượt giao nhau dọc theo biên hạt. Biên ngang (ứng suất kéo chủ yếu có
phương vuông góc) có xu hướng tạo nhiều lỗ rỗng hơn. Quan sát lỗ rỗng cho thấy
(biên giới có phương vuông góc với ứng suất cho phép đồng thời không xuất hiện
ứng suất cắt) trượt trên biên hạt có thể là điều kiện không cần thiết cho tạo mầm lỗ
rỗng.
3) Pha thứ hai trong biên giới hạt:
Khi ứng suất đạt một giá trị tới hạn tại biên giới hạt, mẫm lỗ rỗng dẫn sẽ được
tạo thành. Các mầm tạo ra ở bề mặt hạt/chất 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 khi vật liệu có
bề mặt năng lượng thấp của hạt/chất nền. Trong khi đó, ứng suất được phát triển
trên bề mặt với giá trị cao.
4) Biến dạng dẻo:
Cơ chế tạo mầm lỗ rỗng khi rão dựa trên các điều kiện tích tụ do biến dạng tại
hoặc gần vị trí bề mặt hạt/nền. Ở mức ứng suất thấp và thời gian dài, chuyển đổi từ
gãy xuyên hạt sang gãy biên giới hạt được quan sát. Trong phạm vi này, tạo mầm lỗ
rỗng ở biên giới hạt ở vị trí có phương vuông góc với trục ứng suất và xảy ra do
trượt biên hạt. Biến dạng cục bộ ở hạt trên biên giới (hạt, tạp chất, chướng ngại,...)
do biên giới hạt trượt đạt đến một giá trị tới hạn, do đó, mầm nút trống được tạo ra ở
biên giới hạt trước khi lỗ rỗng xuất hiện ở trong hạt tinh thể. Biến dạng hình thành
bởi ứng suất tập trung vượt quá giới hạn biến dạng dẫn đến sự tạo mầm lỗ rỗng của
rão.
Mô hình tạo mầm lỗ rỗng của rão trong vật liệu có thể dựa trên phương pháp
tiếp cận biến dạng tới hạn. Với giả định rằng dưới ứng suất, vật liệu nền trải qua
biến dạng dẻo trong khi hạt biến dạng chỉ về mặt đàn hồi, sự tạo lỗ rỗng bằng cách
phân tách bề mặt giữa hạt và nền sẽ không xảy ra trừ khi năng lượng đàn hồi được
giải phóng, hoặc ít nhất bằng năng lượng bề mặt tạo ra, đó là:
∆Eel + ∆Es ≤ 0 (1.2)
Trong đó:
∆Eel - Năng lượng đàn hồi của hạt; ∆Es - Độ tăng năng lượng mới tạo thành trong bề mặt.
31
Năng lượng đàn hồi của hạt, được ước tính dựa trên kết hợp các phương pháp tiếp cận liên tục và vi cơ học, đã được tính gần đúng theo 4/3πµ*r3εp*2. Khi đó, εp* là giá trị chênh lệch giữa nền vật liệu và biến dạng hạt, µ là môđun cắt của hạt
và r là bán kính hạt. Nếu ứng suất rão do biến dạng dẻo xảy ra do trượt (sự đứt gãy xung quanh hạt) dẫn đến giá trị của εp* thay đổi theo εp và bằng (bεp/r)1/2, trong đó εp* là biến dạng cắt tạo ra sự thay đổi hình dạng của vật liệu. Tổng năng lượng liên kết của bề mặt có giá trị 4πr2γ. Do đó, biến dạng tới hạn cần thiết để tạo mầm nút trống do rão theo cơ chế này được biểu diễn bằng công thức 1.3 [50]:
εc = 3γ/µb (1.3)
Trong đó:
εc - Biến dạng;
b - Vectơ Burgers;
γ - Năng lượng bề mặt hạt/nền vật liệu.
1.6.2.3. Sự phát triển lỗ rỗng do rão
Tạo mầm lỗ rỗng do rão được cho là phụ thuộc vào ứng suất chính (tiêu chí
ứng suất) hoặc ứng suất Von-Mises (tiêu chí biến dạng). Phát triển hay ổn định của
mầm được xác định bởi công thức 1.4 [50]:
rc = 2 γc/σ (1.4)
Trong đó:
rc - Kích thước tới hạn của lỗ rỗng;
γc - Năng lượng bề mặt của lỗ rỗng;
σ - Ứng suất pháp lớn nhất.
Đối với sự phát triển của lỗ rỗng, chúng phải có kích thước lớn hơn tới hạn;
nếu không, lỗ rỗng sẽ bị biến mất.
1) Kiểm soát sự phát triển chảy dẻo:
Sự phát triển của lỗ rỗng do chảy dẻo xảy ra do biến dạng rão tại các biên giới
hạt khi không có lỗ rỗng [51]. Cơ chế phát triển của lỗ rỗng trong quá trình rão có
liên quan chặt chẽ đến sự phát triển của lỗ rỗng trong quá trình phá hủy dẻo ở nhiệt
độ thấp. Mức độ biến dạng ở bề mặt lỗ rỗng dẫn đến sự phát triển dọc theo phương
của ứng suất chính cực đại. Sự phát triển của lỗ rỗng tỷ lệ theo mô hình này được
cho là tuân theo công thức (1.5) [51]:
da/dt = aέ – γc/2G (1.5)
Trong đó:
32
a - Bán kính lỗ rỗng;
γc - Năng lượng bề mặt của lỗ rỗng;
G - Môđun cắt.
Tại một số biến dạng tới hạn, biến dạng dẻo phát triển theo các bước gồm có
cục bộ và các lỗ rỗng tích tụ sau đó phá hủy. Cơ chế này trở nên quan trọng với điều
kiện tốc độ biến dạng lớn.
Khoảng cách tới hạn của các lỗ rỗng đang phát triển được sử dụng như giá trị
sự gần đúng, và giá trị này là một tiêu chuẩn cho sự tích tụ lỗ rỗng. Mặc dù mô hình
khác nhau, cả hai đều đòi hỏi đường trượt giữa các lỗ rỗng - một điều kiện được đáp
ứng khi chiều cao của lỗ rỗng (2×h) gần bằng khoảng cách giữa 2 hạt cạnh nhau:
2×h = α×(2×l – 2×a) (1.6)
Trong đó:
α - Hằng số;
2×l - Khoảng cách giữa các lỗ rỗng (được mô tả như trong Hình 1.16).
2) Kiểm soát sự phát triển của khuếch tán:
Hình 1.17 Cơ chế phát triển mầm lỗ rỗng [50]
a) Các lỗ rỗng trên biên hạt
b) Lỗ rỗng chịu ứng suất kéo và lớn lên nhờ quá trình khuếch tán
Sự phát triển của các lỗ rỗng giữa các hạt xảy ra bằng cách hấp thụ lỗ rỗng. Bề
mặt lỗ rỗng được kiểm soát bằng khuếch tán (hình 1.17), kết hợp với chảy dẻo
(Hình 1.18). Trong cơ chế phát triển khuếch tán, lỗ rỗng được tạo ra ở biên giới hạt
33
khuếch tán. Trong khi đó, các nguyên tử từ nút trống bề mặt được tập hợp tại biên giới (hình 1.17).
Sự khuếch tán nút trống xảy ra do sự khác biệt thế hóa của nút trống trong
biên giới do tác động của ứng suất kéo và vị trí lỗ rỗng trên bề mặt. Các hạt hoạt
động như những khối chuyển động của các hạt theo phương vuông góc đến biên
giới không bị hạn chế bởi các yếu tố bên ngoài. Biên giới hạt là nguyên nhân và duy
trì trạng thái cân bằng giữa nồng độ nút trống và ứng suất pháp.
Hình 1.18 Cơ chế phá hủy rão biên hạt [50]
a) Các hạt trong vật liệu;
b) Lỗ rỗng trên biên hạt;
c) Lỗ rỗng phát triển do khuếch tán;
Khuếch tán song tinh và chảy dẻo đã được mô tả như trong hình 1.18, tỷ lệ
phát triển đạt được bằng cách tính tổng ứng suất pháp tuyến (khuếch tán) và các
thành phần biến dạng cắt. Ở tốc độ biến dạng cao, do biến dạng chiếm ưu thế, thành
phần này trở nên tương tự như chảy dẻo hoặc dẫn đến lỗ rỗng liên tục phát triển.
Hơn nữa, phát triển mầm có thể không bị hạn chế hoặc bị hạn chế như minh họa
trong hình 1.19. Đối với trường hợp phát triển không bị hạn chế, đã thảo luận ở trên,
lỗ rỗng xuất hiện trên tất cả biên giới hạt trong khối rắn và tự do phát triển đến điểm
phá hủy hoàn toàn. Đối với sự phát triển của lỗ rỗng bị hạn chế, lỗ rỗng chỉ có trên
biên giới. Ở đây, lỗ rỗng phát triển trên các hạt có nút trống di chuyển phù hợp với
phương di chuyển trong vật liệu. Do đó, sự phát triển của lỗ rỗng có thể bị hạn chế
hoàn toàn bởi sự thay đổi của rão trong nền vật liệu. Trong một biên giới hạt lý
tưởng, lỗ rỗng được tạo ra do lệch biên giới hạt di chuyển. Trong các hợp kim với
hạt biên giới hạt mật độ cao, biên giới hạt không phải là nguồn tạo lỗ rỗng hoàn
34
hảo. Trong trường hợp này có thể tạo ra hai cơ chế:
Hình 1.19 Lỗ rỗng phát triển trên biên giới hạt [50]
a) Lỗ rỗng xuất hiện nhiều trên biên hạt
b) Lỗ rỗng xuất hiện ít trên biên hạt
- Phát triển lỗ rỗng được kiểm soát bởi di chuyển của hạt bên trong và bên
ngoài lệch biên.
- Lệch leo trong biên giới hạt bắt nguồn hoàn toàn từ nền và các nguồn lệch biên hạt được tạo ra trong quá trình lệch trượt. Do đó, sự phát triển sẽ bị
hạn chế bởi nguồn lệch sẵn có. Khi đó, lỗ rỗng phát triển có sự kiểm soát.
1.6.2.4. Nguyên nhân dẫn đến phá hủy
1) Phá hủy do biến dạng:
Dưới tác dụng của ứng suất, sự phát triển lỗ rỗng sẽ đủ nhanh so với tốc độ
rão, do đó, hạn chế tốc độ phát triển sẽ luôn chiếm ưu thế. Hạt thứ cấp được đánh
giá có vai trò quan trọng trong việc kiểm soát tốc độ biến dạng rão trong vùng rão
thứ ba, do đó, xác định được thời gian rão. Các hạt thứ cấp có thể hình thành bằng
các quá trình xử lý nhiệt, cơ chế gây ra biến dạng dường như nhanh hơn.
2) Phá hủy do hoạt nhiệt gây ra:
Phá hủy do nhiệt gây ra có thể xảy ra trong một số vật liệu bằng cách làm tăng
kích thước phần thể tích không đổi của các hạt hoặc sự hòa tan của các hạt tiết ra
mà tăng độ bền rão cho vật liệu. Hạt với kích thước lớn hơn là nguyên nhân dẫn đến
tăng tỷ lệ rão trong quá trình biến dạng rão và dẫn đến phá hủy do rão trong vật liệu.
3) Phá hủy do môi trường gây ra:
Đặc điểm phân biệt của phá hủy do môi trường gây ra là tỷ lệ hư hỏng tỷ lệ nghịch với kích thước của cấu tử. Loại phá hủy này có thể do quá trình ôxy hóa
hoặc môi trường ăn mòn. Điều này dẫn đến vết nứt và tiếp xúc với vật liệu mới để
35
ăn mòn thêm dẫn đến giảm thời gian của rão.
Tóm tắt Chương 1:
Thép ống chịu nhiệt đã xuất hiện một số hư hỏng trong quá trình sử dụng tại
các nhà máy nhiệt điện của Việt Nam. Thực tế cho thấy cần xem xét ảnh hưởng của
thông số như áp suất, nhiệt độ và thời gian đến tính chất của các ống thép. Trên cơ
sở đó, có thể tránh được sự cố gây nguy hiểm đến tính mạng con người và các hư
hỏng của thiết bị, cũng như vận hành hiệu quả nhà máy điện hoặc chủ động có kế
hoạch sửa chữa, thay thế kịp thời.
Nghiên cứu về thép ống chịu nhiệt hợp kim thấp (P11 và P22) đã được tiến
hành trên thế giới bằng phương pháp kiểm tra tổ chức tế vi và cơ tính của các ống
thép sau một thời gian dài làm việc. Nguyên nhân gây ra sự suy giảm cơ tính của
ống thép được cho là có liên quan đến cơ chế chảy rão của vật liệu được biểu hiện
thông qua những biến đổi của tổ chức tế vi. Ở Việt Nam, vẫn chưa có nghiên cứu về
hai mác thép này mặc dù được sử dụng với số lượng rất lớn trong các nhà máy nhiệt
điện. Dựa trên thực tế nghiên cứu trong nước và trên thế giới chưa có nghiên cứu về
thép P11 và P22 trong khoảng thời gian làm việc ban đầu, luận án tập trung nghiên cứu ảnh hưởng của các thông số như nhiệt độ, tải trọng và thời gian đến tổ chức tế
vi và cơ tính của thép ống chưa sử dụng (mác P11 và P22). Đây có thể là khởi
36
nguồn cho các sự cố xảy ra với thép ống trong quá trình làm việc lâu dài.
CHƯƠNG 2. PHƯƠNG PHÁP NGHIÊN CỨU VÀ THỰC NGHIỆM
2.1. Vật liệu thí nghiệm
Ống thép P11 và P22 sử dụng trong nghiên cứu này được sản xuất theo công nghệ cán ống nóng không hàn (Seamless pipe), tiếp theo là ủ ở nhiệt độ 700-800 oC và làm nguội ngoài không khí. Hình 2.1 là ảnh ống thép dùng cho nghiên cứu. Đây
là loại chưa qua sử dụng, được dùng để chế tạo các bộ phận ống dẫn hơi trong nhà
máy nhiệt điện ở Việt Nam. Hai loại ống thép có kích thước như sau:
- Đường kính trong: 30 mm;
- Đường kính ngoài: 40 mm;
40 mm
- Chiều dày thành ống: 5 mm;
Hình 2.1 Mẫu ống thép sử dụng cho nghiên cứu
Thành phần hóa học của các mẫu thép ống được phân tích bằng máy quang
phổ phát xạ và được cho trong bảng 2.1. Kết quả cho thấy thành phần hóa học của
thép phù hợp tiêu chuẩn quy định đối với mác thép P11 và P22.
Bảng 2.1 Thành phần hóa học của mẫu thép P11 và P22
Nguyên tố C Si Cr Mn Mo P S
Mẫu thép P11
Thành phần (% k.l) 0,109 0,364 1,065 0,438 0,487 0,013 0,01
Mẫu thép P22
37
Thành phần (% k.l) 0,090 0,230 2,270 0,470 0,890 0,005 0,015
Tiêu chuẩn về cơ tính của thép ống P11 và P22 được cho trong bảng 2.2 theo
ASTM A335. Thép đạt tiêu chuẩn sẽ được sử dụng chế tạo ống dẫn hơi trong các nhà máy nhiệt điện.
Bảng 2.2 Tiêu chuẩn cơ tính mác thép P11 và P22 theo ASTM A335
Tiêu chuẩn cơ tính của thép P11
Rm (MPa) Rp (MPa) A (%)
415 205 30
Tiêu chuẩn cơ tính của thép P22
Rm (MPa) Rp (MPa) A (%)
2.2. Quy trình thí nghiệm
415 205 30
Mẫu ống thép P11 và P22 được làm sạch các chất bẩn như các vết gỉ, bụi,...
bằng giấy nhám. Sau đó, sử dụng máy cắt dây bằng tia lửa điện để chế tạo các mẫu
thử kéo có chiều dày 1,5 mm theo tiêu chuẩn ASTM E8, như hình 2.2.
Hình 2.2 Kích thước mẫu thử kéo theo tiêu chuẩn ASTM E8 (đơn vị: mm)
Mẫu thử kéo
Đặt trong điều kiện thí nghiệm xác định
Kiểm tra, đánh giá
Soi tổ chức tế vi Kiểm tra cơ tính
38
Hình 2.3 Quy trình thí nghiệm tổng quát của luận án
Trong luận án này, quy trình thí nghiệm tổng quát được mô tả như trong hình
2.3. Trong nhà máy nhiệt điện, ống thép P11 hoặc P22 phải chịu tác động của áp suất lên thành ống tới 20 MPa ở nhiệt độ cao nhất đến 600 oC. Ở Việt Nam, ống dẫn hơi loại này được sử dụng trong điều kiện làm việc thay đổi ở nhiệt độ 300-500 oC với áp suất hơi thấp hơn các nhà máy điện trên thế giới. Đây chính là căn cứ để lựa
chọn nhiệt độ và ứng suất cho các thí nghiệm trong luận án này. Ứng suất kéo được
lựa chọn với 3 giá trị 6,45; 9,68 và 12,9 MPa. Với tiết diện ngang của mẫu thử cơ
tính như trong hình 2.2, tương ứng với tải trọng đặt lên mẫu là 65, 95 và 125 N.
Nhiệt độ thí nghiệm được chọn ở nhiệt độ phòng và ở nhiệt độ cao trong phạm vi 500-700 oC; ngoài ra, có một số thí nghiệm được thực hiện ở nhiệt độ 300-500 oC. Riêng đối với thí nghiệm sử dụng hơi nước, do hạn chế về mặt thiết bị nên cố định nhiệt độ là 300 oC và áp suất hơi nước là 0,2 MPa. Sau thời gian đặt mẫu trong các điều kiện (nhiệt độ, tải trọng) xác định, tiến hành các nghiên cứu tiếp theo như:
kiểm tra cơ tính và soi tổ chức tế vi.
2.2.1. Thí nghiệm đối với thép ống P11
Đối với mẫu thép P11, tiến hành hai loại thí nghiệm nhằm nghiên cứu ảnh
hưởng của các thông số: thời gian và tải trọng (ở điều kiện nhiệt độ phòng); và thời gian (ở điều kiện tiếp xúc với hơi nước có nhiệt độ 300 oC và áp suất 0,2 MPa) đến tổ chức tế vi và cơ tính của thép (bảng 2.3).
Bảng 2.3 Điều kiện thí nghiệm đối với thép P11
Nhiệt độ (oC) Tải trọng (N) Thời gian (giờ)
60 2160 Chịu tải trọng
không đổi ở nhiệt 25 95 4320
độ phòng 125 4320
720 Tiếp xúc với hơi 0,2 MPa 300 1440 nước ở nhiệt độ cao (Áp suất) 2880
2.2.1.1. Nghiên cứu ảnh hưởng của thời gian và tải trọng ở nhiệt độ phòng
Các mẫu thử kéo được treo ở nhiệt độ phòng như trong sơ đồ hình 2.4. Tải
trọng được đặt lên mẫu lần lượt là 60, 95 và 125 N. Trong đó, thời gian treo mẫu tại
mỗi tải trọng lần lượt là 2160 (tương đương 90 ngày) và 4320 giờ (tương đương 180
ngày). Sau thời gian xác định, dỡ bỏ tải trọng và chuẩn bị mẫu cho các nghiên cứu
39
tiếp theo về kiểm tra cơ tính và soi tổ chức tế vi.
Hình 2.4 Sơ đồ thí nghiệm treo mẫu thép P11 ở các mức tải trọng
(a) 60 N; (b) 95 N và (c) 125 N
2.2.1.2. Nghiên cứu ảnh hưởng của thời gian tiếp xúc với hơi nước có nhiệt độ
và áp suất không thay đổi
Trong thí nghiệm này, các ống thép P11 chưa qua sử dụng được lắp trực tiếp vào hệ thống dẫn hơi nước như trong hình 2.5. Hơi nước được sinh ra từ một nồi
hơi và qua hệ thống ống dẫn để chạy qua đoạn ống thép P11. Nhiệt độ của hơi nước duy trì ở 300 oC và áp suất 0,2 MPa trong suốt thời gian thí nghiệm. Áp suất của hơi nước được đo bằng áp suất kế và nhiệt độ hơi nước được đo bằng nhiệt kế. Sau
khoảng thời gian nhất định (720 giờ - tương đương 30 ngày, 1440 giờ - tương
đương 60 ngày và 2880 giờ - tương đương 120 ngày), mẫu ống thép P11 được tháo
40
ra và đem đi chuẩn bị mẫu thử cơ tính (như trong hình 2.2) và mẫu soi tổ chức tế vi.
Hình 2.5 Sơ đồ thí nghiệm cho ống thép P11 tiếp xúc với hơi nước có
nhiệt độ 300 oC và áp suất 0,2 MPa
2.2.2. Thí nghiệm đối với thép ống P22
Đối với mẫu thép P22, tiến hành hai loại thí nghiệm nhằm nghiên cứu ảnh
hưởng của nhiệt độ và thời gian đến tổ chức tế vi và cơ tính của thép khi không và
có chịu tác động của tải trọng (bảng 2.4).
Tải trọng (N)
Thời gian (giờ)
Nhiệt độ (oC) 500
24
600
0
48
Không chịu tải trọng
700
72
300
400
95
72
500
Chịu tải trọng
600
không đổi ở nhiệt
24
độ cao
95
48
700
48
125
72
41
Bảng 2.4 Điều kiện thí nghiệm đối với thép P22
2.2.2.1. Nghiên cứu ảnh hưởng của nhiệt độ và thời gian khi thép không chịu
tải trọng
Hình 2.6 Lò nung điện trở Nabertherm (HTC 08/16)
Các mẫu thử kéo được nung trong lò buồng điện trở (Nabertherm, HTC 08/16)
- Hình 2.6. Để giảm hiện tượng ôxy hóa bề mặt, các mẫu thép được cho vào trong
một khay đựng và phủ kín bằng ôxyt nhôm. Tốc độ nâng nhiệt được chọn là 10 oC/phút, giữ nhiệt ở các nhiệt độ khác nhau (500, 600 và 700 °C) - tương tự với nhiệt độ làm việc của thép ống dẫn hơi tại các nhà máy nhiệt điện. Sau thời gian giữ
nhiệt là 24, 48 và 72 giờ, các mẫu thép được làm nguội cùng lò và chuẩn bị cho các
nghiên cứu tiếp theo về kiểm tra cơ tính và soi tổ chức tế vi.
2.2.2.2. Nghiên cứu ảnh hưởng của nhiệt độ và thời gian khi thép chịu tải
trọng không đổi
Mẫu thử kéo được treo và nung trong lò điện trở kiểu ống đứng (Nabertherm),
như trong hình 2.7. Tải trọng đặt lên mẫu thép lần lượt là 95 và 125 N. Tốc độ nâng nhiệt được chọn là 10 oC/phút, giữ nhiệt ở các nhiệt độ khác nhau (300, 400, 500, 600 và 700 °C) với thời gian 72 giờ. Ở nhiệt độ 700 oC, thời gian giữ nhiệt được thay đổi ở các mức 24, 48 và 72 giờ. Sau thời gian giữ nhiệt đã chọn, các mẫu thép
được làm nguội cùng lò và bỏ tải trọng để chuẩn bị cho các nghiên cứu tiếp theo về
42
kiểm tra cơ tính và soi tổ chức tế vi.
2.3. Phương pháp phân tích và kiểm tra
Hình 2.7 Sơ đồ thí nghiệm nung mẫu thép P22 chịu tải trọng không đổi
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
43
bị quang phổ phát xạ (Metal LAB 75/80J MVU-GNR) của Viện Cơ khí Năng lượng
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
Vị trí quan sát tổ chức tế vi
100 ml (95 %) hoặc metanol (95 %).
Hình 2.9 Vị trí cắt mẫu soi tổ chức tế vi
44
Hình 2.10 Kính hiển vi quang học (Axioplan 2)
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;
45
n - Số hạt mà đường kẻ ngang đã cắt biên giới hạt.
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
46
thông tin về hàm lượng các nguyên tố này. Phân tích phổ nguyên tố EDS giúp xác
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
47
đầu của mẫu thử.
48
Hình 2.14 Hình ảnh các mẫu thép trước khi thí nghiệm
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
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) A (%) Thời gian (giờ) Rm (MPa) Rp (MPa)
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
49
đặt tải trọng là 95 N).
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
50
đổi 125 N ở nhiệt độ phòng
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
51
cho việc phát sinh và tăng cường hoạt động của lệch, tương ứng với sự tăng cơ tính
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
52
trình hồi phục xảy ra rất chậm ở nhiệt độ phòng nhưng nhanh hơn ở nhiệt độ làm
việc. Dobrzanski và cộng sự nghiên 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
53
quan đến phá hủy [57]. Tất cả các kết quả nghiên cứu nêu trên đã cho thấy sự biến
đổi tổ chức tế vi của thép đóng vai trò quan trọng đối với sự suy giảm cơ tính của
thép dưới tác động của tải trọng và nhiệt độ trong một thời gian dài.
Hình 3.4 Tổ chức tế vi của thép P11 (a) Ban đầu và chịu tải trọng không đổi
(b) 60 N; (c) 95N; (d) 125 N trong thời gian 2160 giờ
Hình 3.5 Tổ chức tế vi của thép P11 chịu tải trọng khác nhau trong thời gian 4320
54
giờ: (a) 95 N; (b) 125 N
Mật độ của lỗ rỗng tại vị trí biên hạt giảm dẫn đến độ bền rão tăng, các nhân tố
tác động đến mật độ lỗ rỗng được chỉ ra gồm có nhiệt độ, thời gian và ứng suất
[12,58,59]. Ứng suất tăng dẫn đến tăng mật độ lỗ rỗng, ngay khi mật độ lỗ rỗng
tăng lên và đạt đến giá trị tới hạn thì thép sẽ bị phá hủy. Có thể thấy rằng, quá trình
suy giảm cơ tính xảy ra sau khi tổ chức tế vi của vật liệu thay đổi; nhưng cả 2 trạng
thái đều không được phân biệt rõ ràng. Tuy nhiên, tốc độ phá hủy rão có thể được
dự báo thông qua quan sát tổ chức tế vi của mẫu thép [55,60]. Vì vậy, sự hình thành
và phát triển của lỗ rỗng sẽ được bàn luận chi tiết hơn ở phần sau.
3.2. Ảnh hưởng của thời gian đến tổ chức tế vi và cơ tính của thép P11 khi tiếp xúc với hơi nước ở 300 oC và áp suất 0,2 MPa
Hình 3.6 Ảnh SEM-EDS của thép P11 chịu tải trọng không đổi 95N trong 4320 giờ
55
Trong thực tế, nhiệt độ làm việc của thép ống trong các nhà máy nhiệt điện khoảng 600 oC dưới áp suất hơi nước và thời gian dài. Với điều kiện làm việc như vậy, thép ống có sự thay đổi về cơ tính và tổ chức tế vi. Do thời gian làm việc tới
hạn của thép được đánh giá là yếu tố quyết định để sử dụng ống thép nên các nghiên
cứu về thay đổi hai nhân tố này trong quá trình ống thép tiếp xúc với hơi nước có
nhiệt độ và áp suất là rất quan trọng.
3.2.1. Tổ chức tế vi của thép P11 khi tiếp xúc với hơi nước
Hình 3.7 là ảnh tổ chức tế vi của mẫu thép P11 khi tăng thời gian tiếp xúc với hơi nước có nhiệt độ 300 oC và áp suất 0,2 MPa. Tổ chức tế vi ban đầu (hình 3.7a) gồm có peclit phân bố trên nền pha ferit. Hình 3.7b, c và d là ảnh tổ chức tế vi của
mẫu thép P11 sau thời gian tiếp xúc với hơi nước với thời gian tương ứng là 720,
1440 và 2880 giờ; tổ chức tế vi được xác định là tương tự như mẫu thép P11 ban
đầu. Như vậy, sau thời gian 2880 giờ, chưa có sự chuyển biến pha trong các mẫu thép P11 khi tiếp xúc với hơi nước ở điều kiện nhiệt độ 300 oC và áp suất 0,2 MPa. Trong thí nghiệm này, cũng đã phát hiện được hiện tượng tạo thành lớp vảy ôxyt ở
bên trong thành ống sau thời gian dài.
56
Hình 3.7 Tổ chức tế vi của thép P11 ban đầu (a) và khi tiếp xúc với hơi nước (300 oC - 0,2MPa) trong (b) 720 giờ; (c) 1440 giờ; (d) 2880 giờ
3.2.2. Cơ tính của thép P11 khi tiếp xúc với hơi nước
Bảng 3.2 là kết quả kiểm tra cơ tính của thép P11 khi tiếp xúc với hơi nước có nhiệt độ 300 oC và áp suất 0,2 MPa trong thời gian tương đối dài (720, 1440 và 2880 giờ).
Bảng 3.2 Cơ tính của thép P11 tiếp xúc với hơi nước (300 oC - 0,2 MPa)
Cơ tính Thời gian (giờ) Rm (MPa) Rp (MPa) A (%)
Mẫu ban đầu 481,0 325,0 32
720 481,5 324,6 31
1440 481,8 316,4 32
Giới hạn bền
Giới hạn chảy
Thời gian (giờ)
2880 478,0 323,3 32
Hình 3.8 Ảnh hưởng của thời gian đến cơ tính của thép P11 khi tiếp xúc với hơi nước (300 oC - 0,2MPa)
Ảnh tổ chức tế vi cho thấy không có sự chuyển biến pha khi thép P11 tiếp xúc với hơi nước ở 300 oC và áp suất 0,2 MPa trong một thời gian dài. Tuy nhiên, kết quả thử cơ tính cho thấy giới hạn bền và giới hạn chảy có thay đổi theo thời gian.
57
Cơ tính của mẫu thép P11 thay đổi theo thời gian được mô tả như trong hình 3.8,
khi tăng thời gian tiếp xúc với hơi nước đã dẫn đến cơ tính của thép P11 giảm
xuống. Do vậy, tổ chức tế vi được kết luận là không ảnh hưởng rõ rệt đến cơ tính
của mẫu thép P11 trong thí nghiệm này. Tuy nhiên, tổ chức tế vi ferit-peclit được
xác định là có ảnh hưởng đến cơ tính của thép chịu nhiệt thông qua nghiên cứu mô
hình hóa của Suh và cộng sự [61].
Peclit có tác dụng tăng bền cho thép nên luận án này đã xác định tỷ lệ peclit
trên nền ferit bằng phần mềm ImageJ. Kết quả cho thấy không có sự thay đổi tỷ lệ
peclit trong tổ chức tế vi của các mẫu thép. Vì vậy, yếu tố này không được cho là
một nguyên nhân dẫn đến sự thay đổi cơ tính của thép P11. Thậm chí, khoảng cách
giữa các xementit cũng không thay đổi trong điều kiện thí nghiệm này nên nguyên
Thời gian (giờ)
nhân dẫn đến sự thay đổi giới hạn bền và giới hạn chảy là do pha ferit quyết định.
Hình 3.9 Mối quan hệ giữa thời gian và kích thước hạt của thép P11 khi tiếp xúc với hơi nước (300 oC - 0,2 MPa)
Ảnh tổ chức tế vi của mẫu thép P11 cho thấy sự thay đổi kích thước hạt ferit
khi tăng thời gian tiếp xúc với hơi nước, như hình 3.9. Kết quả cho thấy khi tăng thời
gian giữ nhiệt, kích thước hạt cũng tăng lên tương ứng. Kích thước hạt đã có sự tăng
từ 16 µm (mẫu ban đầu) lên đến 23 µm sau khoảng thời gian 2880 giờ. Như vậy, sự
phụ thuộc của kích thước hạt vào thời gian giữ nhiệt là đáng kể. Điều này là do sự chuyển dịch của biên giới hạt tăng lên, đồng thời, các hạt sáp nhập với nhau sau một
thời gian giữ nhiệt. Quá trình dịch chuyển biên hạt trong ống thép phụ thuộc vào
58
thời gian làm việc trong các điều kiện nhiệt độ và áp suất khác nhau.
Kích thước hạt của pha ferit tăng lên dẫn đến sự thay đổi cơ tính của pha ferit,
tức là thay đổi cơ tính của thép. Ứng suất của pha ferit có thể được tính theo công
thức 3.1 [62,63].
σ = a(b + εp)N (3.1)
σ = a(b + εp)N
a 1,55×103×[C] – 3,18×104×[CS] + 142×[Si] + 51,3×[Mn] + 2,11×103×[P] – 1,32×103×[Nb] + 428×d-1/2 + 457
Ferit 0,002 b
N 4,25×[C] – 52×[CS] + 2,04×10-2×[Si] + 7,89×103×[Mn] + 1,16×[P] – 3,38×[Nb] + 0,459×d-1/2 + 0,307
Ở đây, σ và εp tương ứng là giá trị của ứng suất và biến dạng. Còn a, b và N là
các hệ số phụ thuộc vào thành phần hóa học của thép ([X] là % khối lượng của nguyên tố tương ứng trong công thức, [Cs] là % khối lượng cacbon hòa tan vào ferit). Các hệ số a, b và N được tính theo công thức được ghi trong bảng. Khi thành phần
của các nguyên tố không đổi, các hệ số a và N sẽ là hàm của kích thước hạt (d). Từ
công thức 3.1, kích thước hạt của ferit tăng dẫn đến tham số a và N giảm, kết quả là
ứng suất của pha ferit giảm đi, cơ tính của thép cũng giảm theo. Kết quả này phù hợp
với hình 3.8, cơ tính của mẫu thép P11 giảm khi tiếp xúc với hơi nước có nhiệt độ 300 oC và áp suất 0,2 MPa trong một thời gian dài.
Một nguyên nhân nữa dẫn đến sự thay đổi cơ tính là sự thay đổi kích thước hạt
đã ảnh hưởng đến chuyển động của lệch. Nghiên cứu của Okitsu và cộng sự cũng đã
khẳng định rằng, kích thước hạt thay đổi có ảnh hưởng đến cơ tính của thép; cơ tính
của thép tăng lên khi kích thước hạt giảm [64]. Hay nói cách khác, nếu kích thước hạt
tăng lên trong thời gian dài làm việc ở nhiệt độ cao thì cơ tính của thép giảm. Kết quả
này cho thấy thép P11 trong điều kiện tiếp xúc với hơi nước ở nhiệt độ cao đã dẫn
đến sự xuất hiện của chảy rão sau một thời gian làm việc, làm cho có sự suy giảm cơ
tính của thép.
3.3. Ảnh hưởng của nhiệt độ và thời gian đến cơ tính và tổ chức tế vi của thép P22 khi không chịu tải trọng
59
Trong phần này, thép P22 được nung tại các nhiệt độ 500, 600 và 700 oC với thời gian 24, 48 và 72 giờ trong điều kiện không chịu tải trọng. Đây là lần đầu tiên ở
Việt Nam đã tiến hành nghiên cứu sự thay đổi tính chất của thép P22 ở nhiệt độ cao trong các khoảng thời gian khác nhau.
3.3.1. Cơ tính của thép P22 khi không chịu tải trọng
Như đã nêu, cơ tính của thép P22 thay đổi do ảnh hưởng bởi nhiệt độ chưa
được nghiên cứu một cách đầy đủ. Vì vậy, cơ tính của thép P22 đã được kiểm tra
sau khi nung ở nhiệt độ cao trong các khoảng thời gian khác nhau. Từ đó, sẽ tìm ra
nguyên nhân của sự thay đổi cơ tính của loại thép này trong quá trình làm việc.
Hình 3.10 là đường cong ứng suất - biến dạng khi kiểm tra độ bền kéo mẫu thép P22 ban đầu và mẫu thép P22 sau nung ở các nhiệt độ 500, 600 và 700 oC trong 24 giờ và không chịu tải trọng.
Hình 3.10 Đường cong ứng suất - biến dạng của thép P22 sau khi nung
ở 500-700 oC trong 24 giờ
Kết quả kiểm tra cơ tính của thép P22 không chịu tải trọng ở các nhiệt độ và
thời gian khác nhau được cho trong bảng 3.3. Kết quả cho thấy giới hạn bền và giới hạn chảy của mẫu thép giảm khi nhiệt độ tăng. Giới hạn bền giảm từ 469 MPa ở nhiệt độ 500 oC xuống còn 370 MPa với nhiệt độ 700 oC; trong khi giới hạn chảy giảm từ 306 xuống 200 MPa. Bên cạnh đó, độ giãn dài của thép P22 sau khi nung cũng tăng từ 31 lên 34 % khi nhiệt độ tăng từ 500 lên 700 oC. Qua thí nghiệm này, có thể nhận thấy rằng nhiệt độ làm việc tăng sẽ dẫn đến giảm cơ tính của thép ống
60
P22 trong nhà máy nhiệt điện.
Bảng 3.3 Cơ tính của thép P22 không chịu tải trọng
Điều kiện thí nghiệm Cơ tính
Nhiệt độ (oC) Thời gian (giờ) Rm (MPa) Rp (MPa) A (%)
Mẫu ban đầu 510 360 36
24 472 335 31
500 48 469 306 32
72 467 298 33
24 453 303 31
600 48 445 276 32
72 436 274 35
24 397 286 33
700 48 370 200 34
72 358 202 35
Ngoài nhiệt độ và áp suất hơi nước, thời gian làm việc cũng có ảnh hưởng đến
cơ tính và quyết định tuổi thọ của ống thép trong nhà máy nhiệt điện. Để xác định
tuổi thọ của ống thép, một số nghiên cứu đã sử dụng các kết quả thử cơ tính của ống
Thời gian (giờ)
thép ở các mức thời gian thử nghiệm khác nhau. Ảnh hưởng của thời gian đến cơ tính của thép P22 khi nung ở các nhiệt độ 500, 600 và 700 oC được cho trong hình 3.11, 3.12 và 3.13.
Hình 3.11 Ảnh hưởng của thời gian đến cơ tính của thép P22
61
không chịu tải trọng ở 500 oC
Thời gian (giờ)
Hình 3.12 Ảnh hưởng của thời gian đến cơ tính của thép P22
Thời gian (giờ)
không chịu tải trọng ở 600 oC
Hình 3.13 Ảnh hưởng của thời gian đến cơ tính của thép P22
không chịu tải trọng ở 700 oC
Xu hướng giảm cơ tính của thép P22 khi tăng thời gian giữ nhiệt là rõ rệt đối với cả 3 nhiệt độ nung khác nhau. So với mẫu ban đầu, giới hạn bền và giới hạn
chảy của các mẫu sau nung có xu hướng giảm, trong khi độ giãn dài có xu hướng tăng lên không nhiều. Với nhiệt độ nung ở 500 oC, giới hạn bền của mẫu thép P22 thay đổi theo chiều hướng giảm dần từ 360 xuống 352 MPa và giới hạn chảy giảm
62
từ 240 xuống 228 MPa khi kéo dài thời gian nung từ 24 lên 72 giờ; trong khi độ
giãn dài thay đổi không đáng kể. Giới hạn bền giảm từ 358 xuống 351 MPa, giới hạn chảy giảm từ 235 xuống 225 MPa khi tăng thời gian giữ nhiệt ở 700oC từ 24 lên 72 giờ.
3.3.2. Tổ chức tế vi của thép P22 khi không chịu tải trọng
Tổ chức tế vi ban đầu của thép P22 và sau khi nung ở nhiệt độ 500 oC với khoảng thời gian giữ nhiệt là 24, 48 và 72 giờ được xác định gồm có peclit và ferit
như trong hình 3.14. Tỷ phần peclit trong mẫu thép P22 ban đầu được xác định
khoảng 19,3 %; còn lại là ferit. Kết quả cho thấy, không có sự chuyển biến pha sau khi nung ở nhiệt độ 500 oC với khoảng thời gian giữ nhiệt 24 giờ; tổ chức tế vi gồm có peclit và ferit. Khi thời gian giữ nhiệt tăng lên đến 72 giờ, tổ chức tế vi vẫn
không thay đổi so với mẫu thép P22 ban đầu; tuy nhiên, kích thước hạt đã có sự
thay đổi.
Hình 3.14 Tổ chức tế vi của thép P22 ban đầu (a) và nung ở nhiệt độ 500 oC trong (b) 24 giờ; (c) 48 giờ và (d) 72 giờ
Hình 3.15 là ảnh tổ chức tế vi của mẫu thép P22 sau khi nung ở nhiệt độ 500, 600 và 700 oC trong 72 giờ. Tổ chức tế vi được xác định gồm ferit (màu trắng) và peclit (màu đen). Ở các điều kiện thí nghiệm này, tổ chức tế vi được kết luận là
63
không có sự chuyển biến rõ rệt; tổ chức tế vi giống như mẫu thép P22 ban đầu.
Những kết quả tương tự cũng đã được quan sát thấy trong nghiên cứu của Ahmad
và cộng sự đối với thép hợp kim thấp 2.25Cr-1Mo [39].
Hình 3.15 Ảnh hưởng của nhiệt độ đến tổ chức tế vi của thép P22 nung trong 72 giờ ở nhiệt độ (a) 500 oC; (b) 600 oC và (c) 700 oC
Kích thước hạt của thép P22 tăng lên theo nhiệt độ khi mẫu không chịu tải trọng, như trong hình 3.16. Cụ thể, khi nhiệt độ tăng từ 500 đến 700 oC thì kích thước hạt được xác định tăng từ 18 lên 27 µm. Điều này được giải thích là do khi
nhiệt độ tăng lên, đã có sự kết tinh lại xảy ra do sự dịch chuyển của các biên giới
hạt và sáp nhập các hạt nhỏ thành các hạt lớn hơn.
Như đã biết, các loại tiết pha được hình thành phụ thuộc vào thành phần hóa
học của mác thép, quy trình chế tạo, thời gian và nhiệt độ khi làm việc. Theo Prasad
và cộng sự, pha cacbit tiết ra trong thép hợp kim thấp 2,25Cr-1Mo sau thời gian dài
làm việc ở nhiệt độ 550 °C có kích thước thô, xuất hiện ở biên giới hạt và phân bố
không đồng đều [65]. Ban đầu, thép hợp kim thấp P22 có thể được hóa bền bằng tiết
pha trong tổ chức tế vi. Trong điều kiện làm việc lâu dài ở nhiệt độ cao, cacbit được
cho là có sự phát triển và phân bố lại và ảnh hưởng lớn đến khả năng làm việc của
thép ống dẫn hơi. Do đó, sự phát triển và phân bố của cacbit cần được đánh giá và
64
kiểm tra khi ống thép chịu các tác động của nhiệt độ, thời gian và tải trọng.
Hình 3.16 Ảnh hưởng của nhiệt độ đến kích thước hạt của thép P22
không chịu tải trọng
3.3.3. Ảnh hưởng của nhiệt độ đến phân bố nguyên tố hợp kim trong
thép P22
Thép ống cần có tính hàn tốt nên phải duy trì hàm lượng cacbon thấp, dẫn
đến thép không đáp ứng được yêu cầu về cơ tính. Do đó, thép cần được hợp kim
hóa để tăng cơ tính và cải thiện các tính năng khác (ví dụ như tăng tính chống ăn
mòn khi tiếp xúc với hơi nước). Do yếu tố chi phí sản xuất nên việc đưa nguyên tố
hợp kim vào cần hạn chế về hàm lượng; và để tăng hiệu quả, một số nguyên tố vi
lượng được đưa vào trong thép như V, Nb, Ti, Mo nhằm mục đích làm nhỏ hạt, hóa
bền dung dịch rắn và hóa bền tiết pha [66].
Thép hợp kim thấp là một lựa chọn hợp lý vì có khả năng đáp ứng tốt các yêu
cầu đối với thép ống dẫn hơi sử dụng trong nhà máy nhiệt điện. Như đã biết, thành
phần hóa học là một trong những nhân tố quyết định đến các tính chất của thép. Vì
các ống dẫn hơi làm việc ở nhiệt độ và áp suất cao nên xem xét ảnh hưởng của nhiệt
độ đến sự phân bố nguyên tố trong thép là một yếu tố quan trọng đánh giá khả năng
làm việc của ống thép. Chính vì vậy, phân tích và đánh giá phân bố nguyên tố hợp
kim trên nền thép là hết sức cần thiết. Luận án này đã nghiên cứu phân bố nguyên tố hợp kim trong thép P22 khi nung ở các nhiệt độ 500, 600 và 700 oC trong 24 giờ. Kết quả của sự phân bố các nguyên tố hợp kim trong thép sẽ giúp ích cho việc đánh
65
giá khả năng làm việc của thép ống hợp kim thấp mác P22.
Nguyên tố Cr Si Fe
% kl 2,56 1,98 92,06
66
Hình 3.17 Kết quả phân tích EDS của thép P22 ban đầu
Vi phân tích nguyên tố bằng EDS tại vị trí biên hạt đối với mẫu thép P22 ban
đầu như trong hình 3.17, thành phần nguyên tố hợp kim ở vùng này chủ yếu là Si và
Cr. Thép P22 ban đầu có hàm lượng Cr trung bình là 2,56 %, phù hợp với kết quả
phân tích bằng máy quang phổ phát xạ (bảng 2.1). Ngoài ra, phân tích EDS mẫu
thép P22 ban đầu cho thấy nguyên tố Cr và Si có tồn tại trên biên giới hạt. Hình
3.18 là kết quả phân tích EDS của các mẫu thép P22 nung ở các nhiệt độ khác nhau trong 24 giờ. Ở các nhiệt độ 500 và 600 oC, thành phần hóa học ở vùng biên hạt của thép P22 gần như không thay đổi. Tuy nhiên, với thời gian là 24 giờ và tăng nhiệt độ lên 700 oC, đã phát hiện thấy có sự thay đổi; không còn xuất hiện phổ nguyên tố Si trên kết quả phân tích EDS.
Hình 3.19 là kết quả phân tích EDS của mẫu thép P22 nung ở nhiệt độ 700 oC trong thời gian 24, 48 và 72 giờ. Rõ ràng, nguyên tố Cr luôn tồn tại trong pha nền
của thép P22; trong khi đó, nguyên tố Si gần như không xuất hiện trong kết quả phân tích EDS của các mẫu nung ở 700 oC với thời gian nung khác nhau. Tại các vị trí biên giới hạt, không có sự xuất hiện của nguyên tố Si bởi vì nó được cho là có
thể hòa tan vào trong nền ferit. Tuy nhiên, kết quả thử cơ tính cho thấy giới hạn bền
giảm khi tăng nhiệt độ và giới hạn chảy không thay đổi. Điều đó chứng tỏ vai trò
ảnh hưởng của Si đến cơ tính của thép P22 là không nhiều trong điều kiện nghiên
cứu này.
Cr là nguyên tố hợp kim chính được đưa vào trong thép ống dẫn hơi do có khả năng tạo cacbit trung bình trong thép. Dạng cacbit ổn định có thể là Cr23C6, Cr7C3
và Cr3C. Đối với thép có hàm lượng Cr không cao thì các dạng cacbit Cr có thể
được thấy ở dạng tự do hoặc kết hợp với Fe3C. Trong trường hợp hàm lượng C
trong thép lớn hơn hàm lượng cần cho hình thành cacbit, cacbit Cr tự do được hình
thành và kết tinh tại biên giới hạt, nên tạo ra sự ăn mòn tinh giới. Sự hình thành và
67
phân bố cacbit cùng các nhân tố ảnh hưởng sẽ được đề cập ở phần tiếp theo.
Nguyên tố Cr Si Fe
68
% kl 2,62 2,04 97,38
Nguyên tố Cr Si Fe
69
% kl 2,62 2,12 97,38
Nguyên tố Cr Si Fe
% kl 2,72 0,03 97,28
70
Hình 3.18 Kết quả phân tích EDS của thép P22 nung trong 24 giờ ở các nhiệt độ (a) 500 oC; (b) 600 oC và (c) 700 oC
Nguyên tố Cr Si Fe
71
% kl 2,72 0,02 97,28
Nguyên tố Cr Si Fe
72
% kl 2,69 0,07 97,31
Nguyên tố Cr Si Fe
% kl 2,67 0,09 97,33
73
Hình 3.19 Kết quả phân tích EDS của thép P22 nung ở nhiệt độ 700 oC trong (a) 24 giờ; (b) 48 giờ và (c) 72 giờ
3.4. Ảnh hưởng của nhiệt độ và thời gian đến cơ tính và tổ chức tế vi của thép P22 dưới tác động của tải trọng không đổi
Ở các nội dung trước, thép ống dẫn hơi đã được nghiên cứu về ảnh hưởng đơn
lẻ của các thông số như nhiệt độ, tải trọng và thời gian đến cơ tính và tổ chức tế vi.
Trong phần này, sự thay đổi tính chất của thép P22 đã được nghiên cứu trong điều
kiện chịu đồng thời 2 yếu tố nhiệt độ và tải trọng tương ứng với điều kiện làm việc của thép ống dẫn hơi trong nhà máy nhiệt điện.
3.4.1. Cơ tính của thép P22 và các nhân tố ảnh hưởng
Kết quả kiểm tra cơ tính (giới hạn bền, giới hạn chảy, độ giãn dài) cho trong
bảng 3.4.
Bảng 3.4 Cơ tính của thép P22 chịu tải trọng không đổi 95N trong 72 giờ
Nhiệt độ (oC) A (%) Rp (MPa) Rm (MPa) Rp/Rm
507 432 32 0,85 300
486 409 31 0,84 400
465 292 32 0,63 500
432 266 32 0,61 600
353 200 33 0,57 700
Mẫu thép P22 được kiểm tra cơ tính sau khi nung ở các nhiệt độ từ 300 đến 700 oC trong một khoảng thời gian nhất định khi chịu tải trọng không đổi là 95 N. Ảnh hưởng của nhiệt độ đến cơ tính của thép P22 chịu tải trọng không đổi trong 72 giờ được cho trong hình 3.20. Khi nhiệt độ là 300 oC, giới hạn bền của thép tăng lên so với ban đầu (từ 459 lên 507 MPa), giới hạn chảy tăng lên đến 432 MPa ở nhiệt độ 300 oC. Cơ tính tăng lên được cho là đã xảy ra hiệu ứng hóa bền do tích lũy nội năng. Kết quả này cũng tương tự khi tăng thời gian chịu tải trọng của mẫu thép P11
chịu tải trọng ở nhiệt độ phòng; cơ tính của thép tăng lên đến giá trị lớn nhất, sau đó giảm xuống. Khi nhiệt độ nung của thép tăng lên trên 300 oC, giới hạn bền của thép P22 bắt đầu giảm từ 507 xuống 353 MPa và giới hạn chảy giảm mạnh xuống 200 MPa ở nhiệt độ 700 oC. Giới hạn chảy giảm rõ rệt, điều này chứng tỏ khi nhiệt độ tăng và thép chịu tải trọng đã dẫn đến thép có khả năng chuyển sang trạng thái bị
74
chảy rão sớm hơn. Giai đoạn này được khẳng định là giai đoạn thải bền.
Hình 3.20 Ảnh hưởng của nhiệt độ đến cơ tính của thép P22 chịu tải trọng không
đổi 95 N trong 72 giờ
Hình 3.21 Ảnh hưởng của thời gian đến cơ tính của thép P22 chịu tải trọng không đổi 95 N ở nhiệt độ 700 oC
75
Để đánh giá về ảnh hưởng của thời gian chịu tải trọng trong điều kiện nhiệt độ cao, mẫu thép P22 được nung ở nhiệt độ 500 đến 700 oC và đồng thời chịu tải trọng
không đổi 95 N trong thời gian 24, 48 và 72 giờ. Hình 3.21 cho thấy giới hạn bền
của thép P22 giảm xuống khi kéo dài thời gian. Cụ thể, giới hạn bền đạt giá trị cao
nhất là 396 MPa ở 24 giờ, sau đó giảm xuống 353 MPa sau 72 giờ ở nhiệt độ 700 oC với mức tải trọng không đổi 95 N. Độ giãn dài của thép không thay đổi đáng kể trong thí nghiệm này. Trong khi đó, giới hạn chảy cũng có xu hướng giảm; khi tăng
thời gian từ 24 lên 72 giờ, giới hạn chảy giảm từ 233 xuống 200 MPa.
Bảng 3.5 Cơ tính của thép P22 trong điều kiện không và có tải trọng không đổi
95 N ở các nhiệt độ khác nhau trong 72 giờ
Nhiệt độ (oC) 500 600 700
Có/Không có tải trọng Có Không Có Không Không Có
Giới hạn chảy (MPa) 292 298 266 274 200 202
Giới hạn bền (MPa) 465 467 432 436 353 358
Độ giãn dài (%) 32 33 33 35 33 35
76
Hình 3.22 So sánh cơ tính của thép P22 khi có và không có tải trọng ở nhiệt độ cao
Bảng 3.5 và hình 3.22 so sánh cơ tính của thép P22 trong điều kiện không và có tải trọng không đổi 95 N ở các nhiệt độ 500, 600 và 700 oC trong thời gian 72 giờ. Rõ ràng, tải trọng đã có ảnh hưởng đến cơ tính của các mẫu thép P22 ở nhiệt độ từ 500 đến 700 oC. Dưới tác động của tải trọng ở nhiệt độ cao, giới hạn bền và giới hạn chảy của thép P22 đều giảm xuống. Có thể nhận xét rằng, khi thép P22 chịu tác
động của tải trọng thì khả năng làm việc của thép cũng giảm; chảy rão xuất hiện
sớm hơn. Tuy nhiên, độ giãn dài của thép P22 không thay đổi đáng kể ở các nhiệt
độ trong điều kiện không hoặc có tải trọng. Chính vì vậy, tải trọng được kết luận
không có ảnh hưởng nhiều đến độ giãn dài của thép P22 ở các nhiệt độ từ 500 đến 700 oC trong 72 giờ.
Thực tế cho thấy rằng, điều kiện làm việc của thép ống ở nhiệt độ và áp suất
cao có thể gây ra biến dạng dẻo. Mức độ giảm của độ bền chủ yếu là do ảnh hưởng
của tải trọng. Để làm việc tốt, mẫu thép ống cần phải xác định được giá trị chịu ứng
suất lớn nhất cho phép. Giá trị này được gọi là ứng suất tới hạn, yêu cầu cần lớn
hơn ứng suất tác động từ hơi nước và trọng lượng của kết cấu. Do đó, để đánh giá
khả năng làm việc của thép ống cần xem xét mối quan hệ giữa ứng suất làm việc và
khả năng chịu ứng suất tới hạn của thép.
Ngoài ra, mối quan hệ giữa thông số rão (ứng suất và tốc độ chảy rão,…) và
cơ tính (giới hạn chảy, giới hạn bền, mức độ biến dạng,…) đã được nghiên cứu đối
với một số kim loại và hợp kim trong những điều kiện khác nhau; và đi tới nhận xét
chung là tăng thời gian, tải trọng và nhiệt độ đã làm giảm cơ tính của thép
[37,38,46]. Điều này thống nhất với kết quả đạt được của luận án, giới hạn chảy và
giới hạn bền của thép ống hợp kim thấp P22 đã giảm xuống khi tăng thời gian từ 24 lên 72 giờ (hình 3.21) hoặc tăng nhiệt độ từ 500 lên 700 oC (hình 3.22).
Nghiên cứu của Harada và cộng sự về cơ tính của thép không gỉ SUS316 trong
mối quan hệ với ứng suất ở nhiệt độ làm việc đã cho thấy rằng, khi tăng tải trọng thì
giới hạn bền và giới hạn chảy của thép đã giảm mạnh hơn so với khi không có tải trọng ở nhiệt độ 500 đến 700 oC [37]. Nhận xét này thống nhất với kết quả đạt được của luận án về thép P22 khi nung ở nhiệt độ 500 - 700 oC, cơ tính của thép chịu tải trọng 95 N giảm nhiều hơn so với khi không chịu tải trọng (bảng 3.5).
77
Bên cạnh đó, khả năng làm việc của thép cũng có thể được đánh giá thông qua tỷ lệ Rp/Rm. Sự thay đổi tỷ lệ Rp/Rm được cho trong hình 3.23, theo đó đã có sự thay đổi tỷ lệ Rp/Rm khi nhiệt độ tăng từ 300 đến 700 oC. Tỷ lệ Rp/Rm đạt giá trị lớn nhất là 0,85 tại 300 oC, sau đó giảm dần khi nhiệt độ tăng lên. Tại nhiệt độ 700 oC, giá trị Rp/Rm giảm rất mạnh và chỉ còn 0,58.
Hình 3.23 Mối quan hệ giữa nhiệt độ và tỷ lệ Rp/Rm của thép P22 chịu tải trọng
không đổi 95 N trong 72 giờ
Trong điều kiện chịu tải trọng ở nhiệt độ cao, thép P22 có cơ tính và tỷ lệ
Rp/Rm giảm dần theo nhiệt độ. Để chống lại biến dạng dẻo, thép độ bền cao có cơ
tính tốt và/hoặc có giá trị biến dạng tới hạn lớn nên thường có độ giãn dài thấp. Hai
giá trị này có xu hướng đối lập nhau, khi độ bền cao thì độ giãn dài giảm và ngược
lại. Để thép làm việc tốt trong điều kiện chịu tải trọng, cần phải cân bằng giữa hai
giá trị để có thể ứng dụng trong thép ống. Điều này đạt được khi tỷ lệ Rp/Rm thấp.
Như vậy, mặc dù giới hạn bền và giới hạn chảy giảm nhưng tỷ lệ Rp/Rm thấp nên
thép ống vẫn được cho là làm việc tốt. Tuy nhiên, khả năng làm việc của thép ống
cần được đánh giá thông qua cơ tính của thép trong một thời gian dài hơn, khi đó tỷ
lệ Rp/Rm sẽ tiến tới giá trị cân bằng. Vì vậy, nghiên cứu về cơ tính của thép trong điều kiện chịu nhiệt độ và tải trọng trong một thời gian dài hơn cần được tiếp tục
thực hiện trong một nghiên cứu khác.
3.4.2. Tổ chức tế vi của thép P22 dưới tác động của nhiệt độ và tải
trọng không đổi
Tương tự như các loại thép ống khác, thép P11 và P22 có xuất hiện hư hỏng
sau một thời gian sử dụng trong nhà máy nhiệt điện. Việc đánh giá khả năng làm
việc của những loại thép này đã được tiến hành trong điều kiện gần với thực tế,
trong đó kiểm tra tổ chức tế vi của thép bằng kính hiển vi quang học vẫn được coi là
78
rất quan trọng và cần thiết mặc dù đã có sự phát triển của các phương pháp nghiên
cứu tổ chức tế vi khác để hỗ trợ cho phân tích hư hỏng và dự đoán tuổi thọ của thép
ống trong điều kiện làm việc.
79
Hình 3.24 Tổ chức tế vi của thép P22 chịu tải trọng không đổi 95 N trong 72 giờ ở nhiệt độ (a) 500 oC; (b) 600 oC và (c) 700 oC
Tổ chức tế vi của thép P22 chịu tải trọng trong điều kiện nhiệt độ cao chưa
được nghiên cứu rõ ràng. Ở phần 3.2.2, tổ chức tế vi của thép P22 đã được xem xét trong điều kiện không chịu tải trọng ở nhiệt độ 500-700 oC. Nội dung nghiên cứu này sẽ bàn luận và đánh giá về tổ chức tế vi của thép P22 trong các điều kiện khác
nhau về nhiệt độ, tải trọng và thời gian. Hình 3.24 là ảnh tổ chức tế vi của các mẫu thép P22 tải trọng không đổi 95 N ở các nhiệt độ 500, 600 và 700 oC.
Tổ chức tế vi gồm peclit và ferit, không phát hiện pha mới ở các nhiệt độ này.
Trong điều kiện nghiên cứu này, không thấy xuất hiện bainit cũng như không có sự
phân tán pha peclit. Phát hiện này khẳng định rằng, thép P22 có thể giữ được trạng
thái ổn định trong thời gian ngắn (72 giờ) ngay cả khi chịu tải trọng 95 N ở nhiệt độ 500-700 oC. Mặc dù không có sự thay đổi rõ rệt về tổ chức tế vi, nhưng cơ tính đã thay đổi (hình 3.24). Vì vậy, có thể khẳng định sự thay đổi cơ tính của thép P22
không phải chỉ do sự thay đổi tổ chức tế vi quyết định nên các nguyên nhân khác
cần được phân tích và đánh giá thêm.
3.4.3. Vai trò của cacbit đối với thép P22
Như đã biết, cacbit là nhân tố quan trọng cho mục đích làm tăng cơ tính của
các loại thép. Đối với thép P22, hóa bền có thể được tạo ra bởi tiết pha trong tổ
chức tế vi. Hình thái của hạt cacbit phụ thuộc vào thành phần hóa học và nhiệt độ
trong quá trình chế tạo sản phẩm, cũng như thời gian và nhiệt độ làm việc khi sử
dụng [32,65-70]. Các hạt được tạo ra trong thép có thể là các dạng cacbit theo thứ tự như sau: M3C→ (M3C + M2C) → (M3C + M2C + M7C3) → (M3C + M2C + M7C3 +
M23C6) [65,69]. Thay đổi đặc tính thép trong giai đoạn đầu rất quan trọng, đặc điểm
này là khởi nguồn của các hư hỏng của thép sau một thời gian sử dụng và thời gian
tiếp theo. nhưng đã có hư hỏng xảy ra cần phải có nghiên cứu làm rõ vai trò của
cacbit đối với khả năng làm việc của thép ống trong điều kiện nhiệt độ và áp suất
cao trong khoảng thời gian làm việc ban đầu.
Nghiên cứu trước đây đã khẳng định sự hình thành cacbit đóng vai trò quan
trọng trong việc nâng cao cơ tính của thép, đồng thời tạo được sự phân tán đồng đều
của các hạt cacbit trong thép ống là biện pháp hóa bền hiệu quả [42,71]. Đồng thời,
các hạt cacbit có thể lớn lên sau một thời gian dài làm việc. Tổ chức tế vi của thép
có thể thay đổi, ví dụ như: bainit/peclit bị phân tán, hình thành cacbit tại biên giới
hạt, hạt lớn lên,… [65]. Vì vậy, nhiều nghiên cứu tập trung vào động học hình thành
cacbit đối với thép ống chịu nhiệt trong quá trình hóa già hay làm việc trong một
thời gian dài ở nhiệt độ cao. Pramanick và cộng sự đã chỉ ra sự hình thành và phân
80
tán cacbit trên nền thép tại vị trí ống bị hư hỏng sau một thời gian làm việc ở nhiệt
độ và áp suất cao, kết quả cũng chỉ ra rằng các hạt trên nền thép ống là cacbit hợp
kim của Cr và Mo [42].
Thành phần hóa học của mác thép P22 chứa nguyên tố hợp kim Cr và Mo
(bảng 2.1) nên cacbit hợp kim có thể hình thành trên nền thép. Trong nghiên cứu
này, tổ chức tế vi của thép P22 được quan sát bằng hiển vi điện tử quét (SEM) để
xác định sự hình thành cacbit. Hình 3.25 chứng minh cho sự hình thành cacbit trong
thép ống hợp kim thấp P22, cacbit là những hạt nhỏ (màu trắng) nằm rải rác trên
nền của thép.
Hình 3.25 Phân bố cacbit trong thép P22 không chịu tải trọng ở nhiệt độ 700oC trong 72 giờ
Hình 3.26 là ảnh hạt cacbit trên nền thép P22 ở các nhiệt độ nung khác nhau,
các hạt cacbit phân bố đồng đều trong mẫu thép ban đầu (không chịu ảnh hưởng của
nhiệt độ và tải trọng) - Hình 3.26a, và sự phân bố của hạt cacbit trong nền thép và biên hạt ở nhiệt độ 300 - 400 oC với tải trọng không đổi 95 N (hình 3.26b và c). Kết quả phân tích EDS khẳng định các hạt cacbit tồn tại ở dạng phức của Cr và Mo, kết
quả này phù hợp với nghiên cứu của Pramanick và cộng sự [42].
Cơ tính của thép P22 được khẳng định là tăng khi tăng từ nhiệt độ phòng lên đến 300 oC (hình 3.22). Trong khi đó, hình ảnh các hạt cacbit khi nhiệt độ là 300 oC cho thấy không có sự khác nhau rõ ràng về phân bố và kích thước so với hạt cacbit của mẫu thép P22 ban đầu. Các hạt cacbit tập trung trên biên giới và trong hạt khá
81
đồng đều với kích thước trung bình được xác định khoảng 0,5 µm. Khi nhiệt độ là 400 oC, hạt cacbit được phân bố tại các vị trí ở biên hạt và trong hạt (hình 3.26c) và kích thước không có sự thay đổi so với ở nhiệt độ 300 oC. Bên cạnh đó, thành phần
nguyên tố Cr và Mo trong hạt cacbit không có sự khác nhau nhiều. Như vậy, cơ tính
001
1000
900
800
a K e F
700
600
s t
thay đổi chưa thể được khẳng định là do sự hình thành, phân bố hoặc thành phần của cacbit khi thép P22 ở nhiệt độ nhỏ hơn 400 oC với tải trọng 95 N.
b K e F
500
n u o C
a L r C a L e F
400
a K r C
i
300
a K C
b L o M a L o M
a K S
b K r C
200
100
1.00 2.00
3.00
4.00 5.00
6.00
7.00 8.00
9.00 10.00
0 0.00
keV
Nguyên tố Fe
Cr Mo
% kl
91,07 2,12 0,74
001
1000
l
900
800
a K e F
700
l
600
s t
b L o M a L o M
l
L r C
500
b K e F
L e F a L r C a L e F
n u o C
L o M
400
300
i
a K r C
a K S
b K r C
c s e K e F
200
100
a K C m - 2 M o M
0 0.00
1.00 2.00
3.00
4.00 5.00
6.00
7.00 8.00
9.00 10.00
keV
Nguyên tố Fe
Cr Mo
% kl
89,93 2,01 0,65
003
1000
l
900
L e F
800
a K e F
700
600
l
b L o M a L o M
l
b K e F
500
L r C
a L r C a L e F
s t n u o C
L o M
400
r
i
300
a K C
r
a K S
c s e K e F
b K C
200
100
a K C m - 2 M o M
0 0.00
1.00 2.00
3.00
4.00 5.00
6.00
7.00 8.00
9.00 10.00
keV
Nguyên tố Fe
Cr Mo
% kl
90,89 2,07 0,67
82
Hình 3.26 Phân bố cacbit trong mẫu thép P22 (a) Ban đầu; và chịu tải trọng không đổi 95 N ở nhiệt độ (b) 300 oC; (c) 400 oC
001
1000
900
800
a L e F
a K e F
700
600
a L r C
b K e F
500
s t n u o C
400
300
i
a K r C
b L o M a L o M
a K C
a K S
b K r C
200
100
0 0.00
1.00 2.00
3.00 4.00
5.00
6.00 7.00
8.00 9.00 10.00
keV
Nguyên tố Fe Cr Mo
83
% kl 92,05 2,02 0,68
001
1000
900
800
a K e F
700
600
s t
b K e F
500
n u o C
a L r C a L e F
400
i
a K r C
a K C
300
a K S
b L o M a L o M
b K r C
200
100
0 0.00 1.00 2.00 3.00 4.00 5.00 6.00 7.00 8.00 9.00 10.00
keV
Nguyên tố Fe Cr Mo
84
% kl 91,06 2,00 0,72
002
1000
900
800
a L e F
a K e F
700
600
s t
a L r
C
500
b K e F
n u o C
400
a K r
C
i
300
b L o M a L o M
a K C
b K r
a K S
C
200
100
0 0.00
1.00
2.00 3.00 4.00 5.00
6.00
7.00
8.00
9.00 10.00
keV
Nguyên tố Fe Cr Mo
% kl 91,53 2,03 0,61
85
Hình 3.27 Phân bố cacbit trong thép P22 chịu tải trọng không đổi 95 N ở nhiệt độ (a) 500 oC; (b) 600 oC; (c) 700 oC
Kết quả phân tích EDS của cacbit khi nhiệt độ lớn hơn 400 oC có trong hình 3.27. Thành phần hóa học gần như không thay đổi trong các hạt cacbit (dạng phức của Cr và Mo) ở nhiệt độ 500, 600 và 700 oC. Có nghĩa là, thành phần cacbit không còn giữ vai trò chủ yếu trong sự thay đổi cơ tính của thép P22. Tuy nhiên, hình 3.27
cho thấy rằng, đã có sự thay đổi kích thước và phân bố lại hạt cacbit khi tăng nhiệt độ. Ở nhiệt độ 700 oC, lượng hạt cacbit xuất hiện ít hơn và hạt chỉ tập trung ở biên hạt, các hạt cacbit ưu tiên tập trung tại các biên giới hạt và ngã ba biên giới (hình
3.27c). Sự phân bố tương tự cũng được nêu ra trong nghiên cứu của Lazic và cộng
sự, các hạt cacbit có xu hướng hình thành và phát triển tại biên giới hạt; sự lớn lên
của cacbit phụ thuộc vào tốc độ khuếch tán của C và Cr, trong đó sự khuếch tán của
Cr dọc theo biên giới hạt thuận lợi hơn [72]. Ở nhiệt độ cao và thời gian dài, các hạt
cacbit có điều kiện thuận lợi để phát triển và phân bố lại. Sự phát triển sẽ được thúc
đẩy nhờ giảm năng lượng bề mặt khi một số lượng lớn các hạt nhỏ được thay thế
bởi hạt lớn hơn.
Sự phân bố lại hạt cacbit thể hiện ở chỗ các hạt cacbit có số lượng ít hơn và
khoảng cách giữa chúng tăng lên. Nghiên cứu của Godec và cộng sự khẳng định khi
hạt cacbit lớn lên, khoảng cách giữa các hạt cacbit tăng lên và dẫn đến giảm cơ tính
(bao gồm độ bền rão) của vật liệu do lệch sẽ dễ dàng di chuyển hơn [73]. Phát hiện
này là một trong những nguyên nhân dẫn đến giảm quá trình hóa bền của thép do
phân bố lại hạt cacbit. Nhiệt độ được cho là ảnh hưởng lớn đến sự hình thành và phân bố của hạt cacbit trong khoảng nhiệt độ 0,3×Tm (với Tm là nhiệt độ chảy của
thép). Trong trường hợp xuất hiện phá hủy rão khi làm việc, cơ tính của thép phụ
thuộc vào quá trình lớn lên của cacbit trong thép.
Hàm lượng nguyên tố trong hạt cacbit của các mẫu thép P22 với thời gian
nung là 24, 48 và 72 giờ được phân tích bằng phương pháp EDS. Hàm lượng C và
nguyên tố hợp kim trong cacbit của các mẫu thép có giá trị trung bình không thay
đổi theo thời gian nung. Như vậy, sự thay đổi cơ tính của thép P22 được khẳng định
không phụ thuộc vào sự khuếch tán của nguyên tố C, cũng như các nguyên tố hợp
kim trong các hạt cacbit. Ảnh SEM của các mẫu thép P22 nung trong thời gian khác nhau ở cùng điều kiện tải trọng không đổi 95 N và nhiệt độ 700 oC đã khẳng định có sự thay đổi về phân bố và kích thước của hạt cacbit (Hình 3.28). Khi thời gian là 24
giờ, các hạt cacbit xuất hiện tập trung ở cả biên giới hạt và trong hạt; nhưng khi thời
gian là 48 giờ, hạt cacbit đã có sự chuyển biến. Các hạt cacbit bắt đầu lớn lên và đặc
biệt là tập trung tại vị trí biên giới giữa các hạt. So sánh kích thước hạt cacbit sau 48
86
và 72 giờ cho thấy, đã có sự tăng rõ rệt. Hạt cacbit lớn lên và số lượng giảm xuống,
khoảng cách giữa các hạt cacbit tăng lên, dẫn đến giảm khả năng ngăn cản sự
001
1000
900
800
a L e F
a K e F
700
600
s t
b K e F
500
a L r C
n u o C
400
r
a K C
300
a K C
r
b L o M a L o M
b K C
b M W a M W
200
a L W
b L W
100
0 0.00
1.00
2.00 3.00 4.00 5.00 6.00 7.00 8.00
9.00 10.00
keV
Nguyên tố
Cr Mo
Fe
% kl
91,68 2,01 0,69
001
1000
900
800
a K e F
700
a L r
600
s t
b K e F
500
n u o C
C a L e F
400
a K r C
a K C
i
300
b L o M a L o M
b M W a M W a K S
b K r C
200
a L W
b L W
100
0 0.00 1.00
2.00 3.00
4.00
5.00 6.00
7.00 8.00
9.00 10.00
keV
Nguyên tố
Cr Mo
Fe
% kl
91,16
2,08 0,62
002
1000
900
800
a L e F
a K e F
700
600
a L r C
500
b K e F
s t n u o C
400
a K r C
i
300
b L o M a L o M
a K C
a K S
b K r C
200
100
0 0.00
1.00 2.00
3.00 4.00 5.00
6.00 7.00 8.00
9.00 10.00
keV
Nguyên tố
Fe
Cr Mo
% kl
91,53 2,03
0,61
chuyển động của lệch, kết quả là cơ tính cũng giảm đi rõ rệt.
87
Hình 3.28 Phân bố cacbit trong thép P22 chịu tải trọng không đổi 95 N ở 700 oC tại thời gian (a) 24 giờ; (b) 48 giờ; (c) 72 giờ
Bên cạnh đó, một số nghiên cứu khác cũng chỉ ra rằng, tại các vị trí cacbit tập
trung hoặc biên giới hạt có cacbit thì hiện tượng ăn mòn tinh giới có thể xảy ra. Khi
đó, tại vị trí ăn mòn của thép ống chịu áp lực lớn sẽ xuất hiện các vết nứt tế vi. Lỗ
rỗng do ăn mòn đã được khẳng định là tồn tại ở vị trí gần hạt cacbit. Ảnh hưởng của
ăn mòn đến khả năng làm việc của thép hợp kim thấp cần được thực hiện trong một
nghiên cứu khác.
Có thể nhận xét rằng, kéo dài thời gian nung đã dẫn đến sự thay đổi rõ rệt về
phân bố và kích thước của hạt cacbit trong nghiên cứu này. Khi đó, các hạt cacbit có
thời gian khuếch tán, hòa tan và phân bố lại nên đã làm giảm cơ tính của thép. Việc
đánh giá cơ chế phá hủy rão của thép ống trong điều kiện thí nghiệm này và vai trò
của lỗ rỗng sẽ được xem xét ở phần tiếp theo.
3.4.4. Cơ chế phá hủy rão và sự hình thành lỗ rỗng đối với thép P22
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
88
suất lớn tại đây.
b
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
89
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.
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
Vùng rão thứ cấp
Vùng rão thứ ba
Vùng rão sơ cấp
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
90
hạt); (b) lỗ rỗng tại “ngã ba” giao nhau của các mặt trượt; (c) lỗ rỗng tại biên hạt do
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.
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; d) Hình thành lỗ rỗng tại mặt phân giới hạt - nền.
91
Hình 3.31 Cơ chế tạo mầm lỗ rỗng [76]
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,
Tóm tắt Chương 3
cuối cùng dẫn đến phá hủy.
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
92
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.
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
93
cơ tính của thép. Tăng nhiệt độ và thời gian, số lượng cacbit có xu hướng tăng lên
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
94
thép sau một thời gian làm việc.
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;
95
Tạp chí Khoa học - Công nghệ Kim loại, số 93, trang 2-6 (12/2020).
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.
96
32-56.
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 Evaluation of Heat-resistant Steel with a Martensitic Structure”, ISIJ
International, Vol. 41, Supplement, pp. S86-S90.
15. M. Igarashi, S. Muneki, H. Hasegawa, K. Yamada and F. Abe (2001), “Creep
Deformation and the Corresponding Microstructural Evolution in High-Cr
Ferritic Steels”, ISIJ International, Vol. 41, Supplement, pp. S101-S105.
16. H. Cerjak, P. Hofer and B. Schaffernak (1999), “The Influence of Microstructural Aspects on the Service Behaviour of Advanced Power Plant
Steels”, ISIJ International, Vol. 39, No. 9, pp. 874-888.
17. L. Falat, V. Homolova, J. Kepic, M. Svoboda, A. Vyrostkova (2012), “Microtructure and Properties Degradation of P/T 91, 92 Steels Weldments in
Creep Conditions”, Journal of Mining and Metallurgy, Section B: Metallurgy,
Vol. 48, No. 3, pp. 461-469.
18. V. Viswanathan, R. Purgert, P. Rawls (2008), “Coal-fired Power Materials”,
Advanced Materials and Processes, pp. 47-49.
19. M. A. Sohail and A. I. Mustafa (2007), “A Study on Damage in Alloyed Super Heater Tubes of Thermal Power Station”, Indian Journal of Engineering and
Materials Sciences, Vol. 14, No. 1, pp. 19-23.
20. D. Rojas, J. Garcia, O. Prat, C. Carrasco, G. Sauthoff and A. R. Kaysser-Pyzalla (2010), “Design and Characterization of Microstructure Evolution during
Creep of 12% Cr Heat Resistant Steels”, Materials Science and Engineering A,
Vol. 527, No. 16, pp. 3864-3876.
21. F. Abe, M. Taneike and K. Sawada (2007), “Alloy Design of Creep Resistant 9Cr Steel Using a Dispersion of Nano-sized Carbonitritdes”, International
Journal of Pressure Vessels and Piping, Vol. 84, No. 1-2, pp. 3-12.
22. M. Staubli, B. Scarlin, K. H. Mayer, T. U. Kern, W. Bendick, P. Morris, and H.
97
Cerjak (2003), “Materials for Advanced Steam Power Plants”, Proceeding of
6th International Charles Parsons Turbine Conference, Maney Dublin, pp. 305- 324.
23. R. L. Klueh and D. R. Harries (2001), “High-Chromium Ferritic and
Martensitic Steels for Nuclear Applications”, ASTM, West Conshohocken.
24. P. J. Ennis and A. Czyrska-Filemonowicz (2003), “Recent Advances in Creep- resistant Steels for Power Plant Applications”, Sadhana, Vol. 28, pp. 709-730.
25. M. Carsi, F. Penalba, I. Rieiro and O. A. Ruano (2011), “High Temperature Workability Behaviour of Modified P92 Steel”, International Journal of
Materials Research, Vol. 102, No. 11, pp. 1378-1383.
26. D. B. Rosado, W. D. Waele, D. Vanderschueren, S. Hertele (2013), “Latest
Developments in Mechanical Properites and Metallurgical Features of High
Strength Pipe Steels”, International Journal Sustainable Construction and
Design, Vol. 4, No. 1, DOI https://doi.org/10.21825/scad.v4i1.742.
27. F. Penalba, X. Gomez-Mitxelena, J. A. Jimenez, M. Carsí and O. A. Ruano
(2016), “Effect of Temperature on Mechanical Properties of 9%Cr Ferritic
Steel”, ISIJ International, Vol. 56, No. 9, pp. 1662-1667.
28. K. Maruyama, K. Sawada, and J. I. Koike (2001), “Strengthening Mechanisms
of Creep Resistant Tempered Martensitic Steel”, ISIJ International, Vol. 41, No.
6, pp. 641-653.
29. L. Wang, D. Tang, Y. Song (2017), “Prediction of Mechanical Behavior of Ferrite-Pearlite Steel”, Journal of Iron and Steel Reseach - International, Vol.
24, No. 3, pp. 321-327.
30. P. Duan, Z. D. Liu, B. Li, J. Y. Li, and X. Q. Tao (2020), “Study on Microstructure and Mechanical Properties of P92 Steel after High-
temperature”, High Temperature Materials and Processes, Vol. 39, pp. 545-555.
31. T. Hasegawa, Y. R. Abe, Y. Tomita, N. Maruyama and M. Sugiyama (2001), “Microstructural Evolution during Creep Test in 9Cr-2W-V-Ta Steels and 9Cr-
1Mo-V-Nb Steels”, ISIJ International, Vol. 41, No. 8, pp. 922-929.
98
32. F. Abe (2015), “Research and Development of Heat-Resistant Materials for Advanced USC Power Plants with Steam Temperatures of 700 oC and Above”, Engineering, Vol. 1, No. 2, pp. 211-224.
33. C. Y. Chi, H. Y. Yu, J. X. Dong, W. Q. Liu, S. C. Cheng, Z. D. Liu, X. S. Xie (2012), “The Precipitation Strengthening Behavior of Cu-rich phase in Nb
Contained Advanced Fe-Cr-Ni Type Austenitic Heat Resistant Steel for USC
Power Plant Application”, Progress in Natural Science: Materials International,
DOI: 10.1016/J.pnsc.2012.05.002.
34. J. Z. Wang, Z. D. Liu, H. S. Bao, S. C. Cheng, B. Wang (2013), “Effect of Ageing at 700 oC on Microstructure and Mechanical Properties of S31042 Heat Resistant Steel”, Journal of Iron and Steel Research – International, Vol. 20,
No. 4, pp. 54-58.
35. B. J. Smith and A. R. Marder (1994), “A Metallurgical Mechanism for
Corrosion-Fatigue (Circumferential) Crack Initiation and Propagation in Cr-
Mo Boiler Tube Steels”, Matrials Characterization, Vol. 33, pp. 45-50.
36. G. Riguera, H.C. Furtado, M. B. Lisboa and L. H. Almeida (2011), “Microstructural Evolution and Hardness Changes in Bainite and Pearlite in
Cr1Mo2.25 Steels after Aging Treatment”, Revista Materia”, Vol. 16, No. 4, pp.
857-867.
37. Y. Harada, Y. Maruyama, A. Maeda, E. Chino, H. Shibazaki, T. Kudo, A.
Hidaka, K. Hashimoto, J. Sugimoto (2000), “Evaluation of High Temperature
Tensile and Creep Properties of Light Water Reactor Coolant Piping Materials
for Severe Accident Analyses”, Journal of Nuclear Science and Technology,
Vol. 37, No. 6, pp. 518-529.
38. J. R. D. Townsend (2000), “Materials for High Temperature Power Generation and Process Plant Applications”, A. Strang, ed., IOM Communications,
London, U.K, pp. 199-223.
39. J. Ahmad and J. Purbolaksono (2011), “Analysis on a Failed 2.25Cr-1Mo Reheater Bent Tube at Upper Bank Vertical Tubes Region”, Engineering
Failure Analysis,Vol. 18, No. 1, pp. 523-529.
40. K. Kucharova, V. Sklenicka, M. Kvapilova, M. Svoboda (2015), “Creep and
Microstructural Processes in a Low-alloy 2.25%Cr1.6%W Steel (ASTM Grade
23)”, Materials Characterization, Vol. 109, pp. 1-8.
41. M. Rasul (2012), “Thermal power plants (Chapter 10: Heat-resistant steels, microstructure evolution and life assessment in power plants)”, publisher
99
InTech, Shanghai, pp. 195-226.
42. A. K. Pramanick, G. Das, S. K. Das, M. Ghosh (2017), “Failure Investigation of Super Heater Tuber of Coal Fired Power Plant”, Case Studies in
Engineering Failure Ananlysis, Vol. 9, pp. 17-26
43. S. Fujibayashi, Y. Ishikawa, Y. Arakawa (2006), “Hardness Based Creep Life Prediction for 2.25Cr1Mo Superheater Tubes in a Boiler”, ISIJ International,
Vol. 46, No. 2. pp. 325-334
44. J. Purbolaksono, J. Ahmad, A. Z. Rashid, A. Khinani, A. A. Ali (2010), “Failure Analysis on a Primary Superheater Tube of a Power Plant”,
Engineering Failure Analysis, Vol. 17, No. 1, pp. 158-167.
45. M. M. Rahman, A. K. Kadir (2011), “Failure Analysis of High Temperature
Superheater Tube (HTS) of a Pulverized Coal-fired Power Station”,
International Conference on Advanced Science, Engineering and Information
Technology, Malaysia, pp. 517-522.
46. Phạm Hồng Thái (2017), “Ảnh hưởng của nhiệt độ và thời gian làm việc đến tổ
chức và tính chất của thép bền nhiệt ASTM A335-03 P91 dùng làm các chi tiết
trong bộ hơi quá nhiệt của nhà máy nhiệt điện”, Luận văn thạc sỹ, Trường Đại
học Bách Khoa Hà Nội.
47. V. C. Igwemezie, C. C. Ugwuegbu, J. U. Anaele and P. C. Agu (2015), “Review of Physical Metallurgy of Creep Steel for the Design of Modern Steam Power
Plants - Fundamental Theories and Parametric Models”, Journal of
Engineering Science and Technology Review, Vol. 8, No. 5, pp. 84-94.
48. Y. N. Rabotnov (1969), “Creep Rupture”, Springer-Verlag Berlin Heidelberg. 49. L. Brathe and L. Josefson (1979), “Estimation of Norton-Bailey Parameters from Creep Rupture Data”, Material Science, Vol. 13, No. 12, pp. 660-664.
50. S. Goyal (2013), “Effetct of Multiaxial State of Stress on Creep Behavior of
Ferritic Steels”, PhD thesis, Homi Bhabha National Institute, India.
51. M. E. Kassner (2015), “Fundamentals of Creep in Metals and Alloys”,
Butterworth-Heinemann.
52. Nguyễn Khắc Xương, Bui Chương, Phạm Kim Đĩnh, Nguyễn Văn Đức, Phùng Thị Tố Hằng, Nguyễn Hoàng Nghị, Phạm Thị Minh Ngọc, Nguyễn Anh Sơn,
Nguyễn Văn Tư (2016), “Vật liệu kỹ thuật”, Nhà Xuất bản Trường Đại học
100
Bách Khoa Hà Nội.
53. J. Dobrzanski, J. Pasternak and A. Zielinksi (2010), “Evaluation of Base Material and Welded Joints Designated for Membrane Wall Components Made
from Low-alloy Steels in Large Boilermaker Conditions”, 9th Liege Conference
"Materials for Advanced Power Engineering”, Forschungszentrum Julich
GmbH, pp. 390-399.
54. A. K. Ray, K. Diwakar, B. N. Prasad, Y. N. Tiwari, R. N. Ghosh, J. D. Whittenberger (2007), “Long Term Creep-rupture Behavior of 813K Exposed
2.25Cr-1Mo Steel Between 773 and 873K”, Materials Science and Engineering
A, Vol. 454, pp. 124-131.
55. L. N. Hierro, V. Rohr, P. J. Ennis, M. Schutze, W. J. Quadakkers (2005),
“Steam Oxidation and Its Potential Effects on Creep Strength of Power Station
Materials”, Materials and Corrosion, Vol. 56, No. 12, pp. 890-896.
56. B. R. Cardoso, F. W. Comeli, R. M. Santana, H. C. Furtado, M. B. Lisboa, L. H. Almeida (2012), “Microstructural Degradation of Boiler Tubes due to The
Presence of Internal Oxide Layer”, Journal of Materials Research and
Technology, Vol. 1, No. 2, pp. 109-116.
57. S. Fujibayashi, Y. Ishikawa, Y. Arakawa (2006), “Hardness Based Creep Life
Prediction for 2.25Cr1Mo Superheater Tubes in a Boiler”, ISIJ International,
Vol. 46, No. 2. pp. 325-334.
58. D. R. H. Jones (2004), “Creep Failures of Overheated Boiler, Superheater and Reformer Tubes”, Engineering Failure Analysis, Vol. 11, No. 6, pp. 873-893.
59. H. S. Bao, S. C. Cheng, Z. D Liu, S. P. Tan (2010), “Aging Precipitates and Strengthening Mechanism of T122 Boiler Steel”, Journal of Iron and Steel
Research – International, Vol. 17, No. 2, pp. 67-73.
60. F. Masuyama (2013), “Advances in Creep-damage Life Assessment Technology for Creep Strength Enhanced Ferritic Steels”, Procedia Engineering, Vol. 55,
pp. 591-598.
61. D. W. Suh, J. H. Bae, J. W. Cho, K. H. Oh and H. C. Lee (2001), “FEM
Modeling of Flow Curves for Ferrite/Pearlite Two-phase Steels”, ISIJ
International, Vol. 41, No. 7, pp. 782-787.
62. H. Yoshinaga and H. Yada (1994), "Prediction and Control of Deformation
101
Property", ISIJ, Tokyo.
63. T. Hüper, S. Endo, N. Ishikawa and K. Osawa (1999), "Effect of Volume Fraction of Constituent Phases on the Stress-Strain Relationship of Dual Phase
Steels", ISIJ Int., Vol. 39, No. 3, pp. 288-294.
64. Y. Okitsu, T. Takata, N. Tsuhi (2009), “ A New Route to Fabricate Ultrafine- grained Structures in Carbon Steels without Severe Plastic Deformation”,
Scripta Materialia, Vol. 60, No. 2, pp. 76-79.
65. B. S. Prasad, V. B. Rajkumar, H. Kumar (2017), “Numerical Simulation of Precipitate Evolution in Ferritic–martensitic Power Plant Steels”, Materials
Science, Vol. 36, No. 3, pp. 1-7.
66. A. I. Thorhallsson, A. Stefanssonb, D. Kovalova, S. N. Karlsdottira (2020),
“Corrosion testing of materials in simulated superheated geothermal
environment”, Corrosion Science, Vol. 168, No. 4, pp. 1-7.
67. P. C. Dsilva, S. Bhat, J. Banappanavar, K. G. Kodancha, S. R. Hegde (2021), “Premature failure of superheater tubes in a fertilizer plant”, Engineering
Failure Analysis, Vol. 121, No. 2.
68. P. J. Maziasz (2018), “Development of Creep-Resistant and Oxidation-Resistant Austenitic Stainless Steels for High Temperature Applications”, Journal of The
Minerals, Metals, and Materials Society, Vol. 70, No. 1, pp. 66-75.
69. H. C. Furtado, B. R. Cardoso, F. W. Comeli, M. B. Lisboa and L.H. Almeida (2013), “Remaining Life Evaluation of Boiler Pipes Based on The Measurement of The Oxide Layer”; The 12th International Conference of the Slovenian Society for Non-Destructive Testing, Slovenia, pp. 127-136.
70. B. B. Jha, B. K. Mishra, B. Satpati, S. N. Ojha (2010), “Effect of Thermal Ageing on The Evolution of Microstructure and Degradation of Hardness of
2.25Cr-1Mo Steel”, Materials Science - Poland, Vol. 28, No. 1, pp. 335-346.
71. R. Datta, S. K. Thakur, B. K Bhakat, C. Muthuswamy, D. Chakrabarti, S. S. Mohanty (2015), “Thermomechanical Controlled Processing of High Strength
Microalloyed Steel for Line Pipe Applications”, Iron and Steel Technology,
Vol. 12, No. 2, pp. 213-219.
72. V. Lazic, D. Milosavljevic, S. Aleksandrovic, P. Marinkovic, G. Bogdanovic, B. Nedeljkovic (2010), “Carbide Type Influence on Tribological Properties of
Hard Faced Steel Layer (Part I: Theoretical Considerations)”, Tribology in
102
Industry, Vol. 32, No. 2, pp 11-20.
73. M. Godec and D. A. S. Balantic (2016), “Coarsening Behaviour of M23C6 Carbides in Creep-resistant Steel Exposed to High Temperatures”, Scientific
Report, Vol. 6, ID number 29734.
74. S. Fujibayashi (2004), “The Effect of Grain Boundary Cavities on the Tertiary Creep Behavior and Rupture Life of 1.25Cr–0.5Mo Steel Welds”, ISIJ
International, Vol. 44, No. 8, pp. 1441-1450.
75. K. Sankhala, Z. Gauri, P. Sharma, D. K. Jain (2014), “Study of Microstructure Degradation of Boiler Tubes due to Creep for Remaining Life Analysis”,
International Journal of Engineering Research and Applications, Vol. 4, No. 7,
pp. 93-99.
76. M. E. Kassner, T. A. Hayea (2003), “Creep Cavitation in Metals”, International
103
Journal of Plasticity, Vol 19, pp. 1715-1748.
