1. Độ nhạy SCC của thép 304 và 316 tăng theo lượng ion clorua trên bề mặt, theo
độ ẩm tương đối và theo nhiệt độ. Khi tăng giá trị của một yếu tố, vùng an toàn
SCC sẽ bị thu hẹp, vùng bị SCC được mở rộng về phía giá trị thấp của các yếu
tố còn lại. Các điều kiện tới hạn gây SCC đối với thép 304 và thép 316 phụ
thuộc nhiệt độ thử nghiệm như sau:
Nhiệt độ,
oC
Thép nhạy hóa Thép cán nguội thương mại
Lượng ion clorua, mgCl-/m2 Lượng ion clorua, mgCl-/m2
NaCl MgCl2 NaCl MgCl2
40 Cl-RH=70=670-2000
Cl-RH=70=34,4-3440
Cl-RH=60=344-3440
Cl-RH=40-50=1150-3440
Không bị SCC Cl-RH=60-70=34,4-3440
50 Cl-RH=70 =200-2000
Cl-RH=60-70=34,4-3440
Cl-RH=50=115-3440
Cl-RH=40=344-3440
Cl-RH=70=670-2000
Cl-RH=60-70=115-3440
Cl-RH=40-50=3440
70 Cl-RH=40-70 =20-2000 Cl-RH=40-70 =34,4-3440
Cl-RH=70=20-2000
Cl-RH=60=200-2000
Cl-RH=60-70=34,4-3440
Cl-RH=50=115-3440
Cl-RH=40=344-3440
2. Các điều kiện xử lý mẫu ảnh hưởng đến độ nhạy SCC của thép không gỉ theo
thứ tự tăng dần: Thép xử lý nhiệt tạo dung dịch rắn đồng nhất < Thép cán nguội
thương mại < Thép nhạy hóa.
3. Khi ứng suất tăng, thép không gỉ nhạy SCC hơn:
- Thép 304: Mẫu phẳng P (= 0) < Mẫu chữ C ( = 1,65)
134 trang |
Chia sẻ: huydang97 | Ngày: 27/12/2022 | Lượt xem: 399 | Lượt tải: 0
Bạn đang xem trước 20 trang tài liệu Luận án Nghiên cứu ăn mòn ứng lực thép không gỉ mác 304 và 316 trong môi trường khí quyển nhiệt đới Việt Nam, để xem tài liệu hoàn chỉnh bạn click vào nút DOWNLOAD ở trên
p Môi trường Thời kỳ thử nghiệm Phương trình R2
304
NaCl
T5 y = 0,0044e
0,1126x
0,9225
T6 y = 0,0063e
0,1508x
0,7746
MgCl2
T5 y = 0,0003e
0,2046x
0,8642
T6 y = 1×10-8e0,7515x 0,8188
316
NaCl
T5 y = 0,0059e
0,1067x
0,8623
T6 y = 4×10-5e0,5259x 0,8047
MgCl2
T5 y = 0,0001e
0,2759x
0,8613
T6 y = 0,0123e
0,0939x
0.8878
y: Tốc độ phát triển vết nứt do SCC, mm/ngày
x: Thời gian ướt trung bình ngày, giờ/ngày
Có thể giải thích các kết quả nhận được như sau:
- Vết nứt sẽ lan truyền do tác động của ứng suất kéo và phản ứng ăn mòn điện hóa
xảy ra ở đầu mút vết nứt. Trong môi trường khí quyển, tốc độ phản ứng này tăng
tỷ lệ thuận với thời gian lưu ẩm (Time of Wetness -TOW) do tăng chiều dày lớp
78
lớp dung dịch điện ly trên bề mặt kim loại. Theo ISO 9223 [118], TOW được
định nghĩa là thời gian không khí có độ ẩm tương đối ≥ 80% khi nhiệt độ không
khí > 0
o
C. Trong nghiên cứu này, TOW được chọn là thời gian có độ ẩm ≥ 70%
đối với tác nhân ăn mòn NaCl và 60% đối với MgCl2. Vì vậy, khi thời gian ướt
tăng, tốc độ phản ứng điện hóa ở đầu mút vết nứt sẽ tăng, làm tăng tốc độ phát
triển vết nứt. Do mẫu luôn chịu một ứng suất kéo, phản ứng ăn mòn ở đầu mút
vết nứt luôn xảy ra, bề mặt vết nứt luôn là nền kim loại tươi mới, không bị che
phủ bởi lớp sản phẩm ăn mòn, vì vậy tốc độ ăn mòn không bị kìm hãm và vết nứt
luôn phát triển với một tốc độ nào đó phù hợp quy luật hàm mũ.
Hình ảnh đại diện thể hiện hiện trạng ăn mòn các mẫu thép 304 và 316 cán
nguội thương mại và nhạy hóa uốn chữ U nhỏ muối NaCl, MgCl2 trong các thời kỳ
T5 và T6 được trình bày trong hình 3.35-3.42.
304-NH-U-NaCl (68 ngày nứt 3.1 mm) 304-NH-U-NaCl (57 ngày nứt 7,71 mm)
Hình 3.35. Hình ảnh vết nứt trên bề mặt mẫu thép 304 nhạy hóa uốn chữ U nhỏ
muối NaCl trong các thời kỳ thử nghiệm T5 và T6
304-NH-U-MgCl
2
(75 ngày nứt 4,43mm) 304-NH-U-MgCl
2
(75 ngày nứt 14,1mm)
Hình 3.36. Hình ảnh vết nứt trên bề mặt mẫu thép 304 nhạy hóa uốn chữ U nhỏ
muối MgCl2 trong các thời kỳ thử nghiệm T5 và T6
79
316-NH-U-NaCl (63 ngày nứt 2,3mm) 316-NH-U-NaCl (52 ngày nứt 6,01mm)
Hình 3.37. Hình ảnh vết nứt trên bề mặt mẫu thép 316 nhạy hóa uốn chữ U nhỏ
muối NaCl trong các thời kỳ thử nghiệm T5 và T6
316-NH-U-MgCl2 (60 ngày nứt 7,41mm) 316-NH-U-MgCl2 (45 ngày nứt 12,35mm)
Hình 3.38. Hình ảnh vết nứt trên bề mặt mẫu thép 316 nhạy hóa uốn chữ U nhỏ
muối MgCl2 trong các thời kỳ thử nghiệm T5 và T6
304-GCN-U-NaCl (60 ngày nứt 2.11 mm) 304- GCN-U-NaCl (43 ngày nứt 1,5 mm)
Hình 3.39. Hình ảnh vết nứt trên bề mặt mẫu thép 304 cán nguội thương mại uốn
chữ U nhỏ muối NaCl trong các thời kỳ thử nghiệm T5 và T6
304-GCN-U-MgCl2 (71 ngày 1,94 mm) 304- GCN-U-MgCl2-T6 (63 ngày 7,51 mm)
Hình 3.40. Hình ảnh vết nứt trên bề mặt mẫu thép 304 cán nguội thương mại uốn
chữ U nhỏ muối MgCl2 trong các thời kỳ thử nghiệm T5 và T6
80
316-GCN-U-NaCl (56 ngày nứt 1,48mm) 316-GCN-U-NaCl (33 ngày nứt 1,24 mm)
Hình 3.41. Hình ảnh vết nứt trên bề mặt mẫu thép 316 cán nguội thương mại uốn
chữ U nhỏ muối NaCl trong các thời kỳ thử nghiệm T5 và T6
316-GCN-U-MgCl2 (61 ngày nứt 4,05 mm) 316-GCN-U-MgCl2 (48 ngày nứt 3,58 mm)
Hình 3.42. Hình ảnh vết nứt trên bề mặt mẫu thép 316 cán nguội thương mại uốn
chữ U nhỏ muối MgCl2 trong các thời kỳ thử nghiệm T5 và T6
3.4.3. Ảnh hưởng của nhiệt độ không khí đến tốc độ phát triển vết nứt
Ảnh hưởng của nhiệt độ không khí đến tốc độ phát triển vết nứt thép 304 và 316
cán nguội thương mại, nhạy hóa uốn chữ U (304 và 316-GCN/NH-U) trong môi
trường NaCl, MgCl2 được trình bày trong các bảng 3.13-3.20 và hình 3.43-3.50.
Hình 3.43. Tốc độ phát triển vết nứt của các mẫu thép 304 nhạy hóa uốn chữ U nhỏ
muối NaCl phụ thuộc vào nhiệt độ trong các thời kỳ T5 và T6
81
Hình 3.44. Tốc độ phát triển vết nứt của các mẫu thép 304 nhạy hóa uốn chữ U nhỏ
muối MgCl2 phụ thuộc nhiệt độ trong các thời kỳ T5 và T6
Hình 3.45. Tốc độ phát triển vết nứt của các mẫu thép 316 nhạy hóa uốn chữ U nhỏ
muối NaCl phụ thuộc vào nhiệt độ trong các thời kỳ T5 và T6
82
Hình 3.46. Tốc độ phát triển vết nứt của các mẫu thép 316 nhạy hóa uốn chữ U nhỏ
muối MgCl2 phụ thuộc nhiệt độ trong các thời kỳ T5 và T6
Hình 3.47. Tốc độ phát triển vết nứt của các mẫu thép 304 cán nguội thương mại
uốn chữ U nhỏ muối NaCl phụ thuộc vào nhiệt độ trong các thời kỳ T5 và T6
83
Hình 3.48. Tốc độ phát triển vết nứt của các mẫu thép 304 cán nguội thương mại
uốn chữ U nhỏ muối MgCl2 phụ thuộc nhiệt độ trong các thời kỳ T5 và T6
Hình 3.49. Tốc độ phát triển vết nứt của các mẫu thép 316 cán nguội thương mại
uốn chữ U nhỏ muối NaCl phụ thuộc vào nhiệt độ trong các thời kỳ T5 và T6
84
Hình 3.50. Tốc độ phát triển vết nứt của các mẫu thép 316 cán nguội thương mại
uốn chữ U nhỏ muối MgCl2 phụ thuộc nhiệt độ trong các thời kỳ T5 và T6.
Các kết quả thử nghiệm cho thấy nhiệt độ không khí có tác dụng tăng hoặc
giảm tốc độ phát triển vết nứt trên các mẫu thép 304 và 316, điều này phụ thuộc vào
việc nhiệt độ làm tăng hay giảm độ ẩm của không khí. Khi nhiệt độ tăng kéo theo sự
tăng độ ẩm tương đối của không khí thì tốc độ nứt cũng tăng (như đã giải thích ở
phần trên), ngược lại, khi nhiệt độ tăng mà làm giảm độ ẩm tương đối của không
khí, làm cho thời gian thấm ướt bề mặt ngắn lại thì tốc độ phản ứng ăn mòn kim
loại ở đầu mút vết nứt sẽ bị hạn chế, làm giảm tốc độ nứt. Các kết quả này hoàn
toàn phù hợp với bản chất của quá trình ăn mòn kim loại trong môi trường khí
quyển. Sự phụ thuộc tốc độ phát triển vết nứt vào nhiệt độ phù hợp với quy luật
đường thẳng với hệ số tương quan tương đối cao (bảng 3.23 và 3.24)
Bảng 3.23. Phương trình mô tả tốc độ ăn mòn của thép 304 và 316 nhạy hóa uốn
chữ U trong môi trường NaCl và MgCl2 theo nhiệt độ trung bình
Thép Môi trường Thời kỳ thử nghiệm Phương trình R2
304
NaCl
T5 y = -0.0046x + 0.1646 0.7985
T6 y = -0.0352x + 1.1985 0,8331
MgCl2
T5 y = 0.0099x - 0.2929 0,7322
T6 y = 0.0522x - 1.4531 0,7128
316
NaCl
T5 y = -0.0073x + 0.2551 0,8510
T6 y = -0.0642x + 2.033 0,8654
MgCl2
T5 y = -0.0337x + 1.1179 0,7844
T6 y = -0.1274x + 4.1553 0,7733
y: Tốc độ phát triển vết nứt SCC, mm/ngày x: Nhiệt độ trung bình, oC
85
Bảng 3.24. Phương trình mô tả tốc độ ăn mòn của thép 304 và 316 cán nguội
thương mại uốn chữ U trong môi trường NaCl và MgCl2 theo nhiệt độ trung bình
Thép Môi trường Thời kỳ thử nghiệm Phương trình R2
304
NaCl
T5 y = -0.0061x + 0.202 0,8934
T6 y = 0.0118x - 0.3305 0,9081
MgCl2
T5 y = -0.0077x + 0.2607 0,8472
T6 y = -0.0277x + 0.942 0,7771
316
NaCl
T5 y = -0.0072x + 0.2393 0,8701
T6 y = 0.0081x - 0.2142 0,9325
MgCl2
T5 y = -0.0179x + 0.6023 0,9616
T6 y = 0.0146x - 0.3596 0,7789
y: Tốc độ phát triển vết nứt SCC, mm/ngày
x: Nhiệt độ trung bình, oC
Tóm tắt phần 3.4
Thời gian xuất hiện vết nứt của thép 304 và 316 cán nguội thương mại, nhạy
hóa, uốn chữ U tỷ lệ thuận theo quy luật tuyến tính với tỷ lệ k/ư trung bình,
nghĩa là thời gian khô càng lớn thì mẫu càng dễ bị nứt.
Tốc độ phát triển vết nứt của thép 304 và 316 cán nguội thương mại, nhạy hóa,
uốn chữ U, tăng theo quy luật hàm mũ với thời gian ướt. Các mẫu thép 304 và
316 nhỏ muối MgCl2 đều bị nứt do ăn mòn ứng lực sớm hơn và lan truyền với
tốc độ lớn hơn so với các mẫu nhỏ muối NaCl.
Trong cùng điều kiện môi trường, thép 304 nhạy SCC hơn và tốc độ lan truyền
vết nứt lớn hơn so với thép 316.
Nhiệt độ không khí có thể làm tăng hoặc giảm tốc độ phát triển vết nứt, tùy
thuộc vào việc nhiệt độ không khí có tác động làm tăng hay giảm độ ẩm tương
đối của không khí.
3.5. Kết quả thử nghiệm tự nhiên các mẫu thép không nhỏ muối tại Đồ Sơn,
Đồng Hới và Hà Nội
Các mẫu thép 304, 316 cán nguội thương mại và nhạy hóa uốn chữ U (304 và
316-GCN/NH-U) được thử nghiệm trong lều có mái che ở các môi trường khí
quyển ven biển là Đồ Sơn (ĐS) và Đồng Hới (ĐH). Các mẫu bắt đầu thử nghiệm
vào đầu mỗi tháng từ tháng 5 đến tháng 8. Định kỳ 5 ngày, các mẫu thử nghiệm
được thu về, giữ nguyên hiện trạng và quan sát cho tới khi phát hiện vết nứt trên bề
86
mặt mẫu. Sau khi vết nứt xuất hiện, sự phát triển vết nứt do ăn mòn ứng lực được
quan sát theo chu kỳ 15, 30 và 60 ngày/1 lần.
Các mẫu thép như trên cũng được thử nghiệm tương tự song song trong môi
trường khí quyển tự nhiên Hà Nội (HN) - khí quyển thành phố xa biển để so sánh.
Thời kỳ và trạm thử nghiệm được ký hiệu theo bảng 3.25.
Bảng 3.25. Ký hiệu các trạm thử nghiệm và các thời kỳ thử nghiệm
Trạm
Bắt đầu phơi
tháng 5
Bắt đầu phơi
tháng 6
Bắt đầu phơi
tháng 7
Bắt đầu phơi
tháng 8
Hà Nội HN-T5 HN-T6 HN-T7 HN-T8
Đồ Sơn ĐS-T5 ĐS-T6 ĐS-T7 ĐS-T8
Đồng Hới ĐH-T5 ĐH-T6 ĐH-T7 ĐH-T8
Trong thời gian thử nghiệm, nhiệt độ - TTB, độ ẩm tương đối trung bình -
RHTB, thời gian ướt - tư (số giờ có độ ẩm trung bình ≥80%), thời gian khô - tk (số
giờ có độ ẩm trung bình <80%), tỷ lệ thời gian khô/ướt (k/ư) tương ứng và lượng
ion clorua sa lắng trong khí quyển, tổng lượng ion clorua sa lắng trên bề mặt mẫu
cũng thu thập, tính toán theo từng chu kỳ phơi mẫu và trình bày trong bảng 3.26.
Bảng 3.26. Các điều kiện môi trường trong các thời kỳ thử nghiệm tại các trạm thử
nghiệm Hà Nội, Đồ Sơn và Đồng Hới
Trạm
thử
nghiệm
Thời
kỳ
Tốc độ ion
Cl- sa lắng,
mg/m2.ngày
Trung bình theo tháng
Tổng lượng
ion Cl- sa
lắng, mg/m2
TTB,
oC
RHTB,
%
tư, giờ tk, giờ k/ư
HN
T5 3,30 101,81 30,7 72,9 260,35 483,65 1,86
T6 2,32 69,98 32,0 67,1 146,86 597,14 4,07
T7 2,81 87,06 31,4 71,6 250,65 493,35 1,97
T8 3,27 88,29 29,4 81,8 470,23 273,77 0,58
ĐS
T5 79,33 2457,03 28,7 88,0 592,02 151,98 0,26
T6 8,60 258,62 29,8 84,6 504,17 215,83 0,43
T7 6,77 209,93 29,8 85,8 561,77 182,23 0,32
T8 18,32 544,05 26,9 88,3 627,79 116,21 0,19
ĐH
T5 6,42 198,07 30,5 75,6 292,81 451,19 1,54
T6 4,55 137,22 31,8 65,4 87,89 632,11 7,19
T7 5,59 173,40 30,9 70,8 171,74 572,26 3,33
T8 1,87 47,79 28,7 74,2 230,10 513,90 2,23
Ghi chú: Thời kỳ T5:Các mẫu bắt đầu phơi đầu tháng 5
T6: Các mẫu bắt đầu phơi đầu tháng 6
Thời kỳ T7: Các mẫu bắt đầu phơi đầu tháng 7
T8: Các mẫu bắt đầu phơi đầu tháng 8
87
Hiện trạng ăn mòn của các mẫu thép 304 và 316 sau 4 tháng thử nghiệm (bắt
đầu từ tháng 5) tại các trạm HN, ĐS và ĐH trình bày trong bảng 3.27. Kết quả cho
thấy: Trên các mẫu thép 304 và 316 cán nguội thương mại uốn chữ U đều không
xuất hiện SCC sau 4 tháng thử nghiệm tại tất cả các trạm. Vì vậy NCS chỉ trình bày
sự ảnh hưởng của các điều kiện môi trường (k/ư và tổng lượng ion clorua sa lắng)
đến thời gian xuất hiện và tốc độ phát triển vết nứt của các mẫu thép đã nhạy hóa.
Bảng 3.27. Hiện trạng ăn mòn của các mẫu 304 nhạy hóa uốn chữ U tại các trạm
thử nghiệm
304-NH-U
Thời kỳ
HN ĐS ĐH
GCN NH GCN NH GCN NH
T5 ▦ ▦ ▦
Thời kỳ 316-NH-U
T5 ▦ ▦ ▦
: Không ăn mòn ▦: SCC phát triển
3.5.1. Ảnh hưởng của các diều kiện môi trường tới độ nhạy ăn mòn ứng lực
của thép
Thời gian xuất hiện vết nứt do SCC trên các mẫu thép và các thông số môi
trường (lượng ion Cl- sa lắng và k/ư) được đưa ra trong bảng 3.28 và bảng 3.29.
Bảng 3.28. Thời gian xuất hiện vết nứt của thép 304 nhạy hóa uốn chữ U tại các
trạm thử nghiệm
Trạm
thử
nghiệm
T5 T6
Thời gian
xuất hiện
SCC, ngày
Trung bình theo ngày Thời gian
xuất hiện
SCC, ngày
Trung bình theo ngày
Lượng ion Cl- sa
lắng, mg/m2.ngày
k/ư
Lượng ion Cl- sa
lắng, mg/m2.ngày
k/ư
HN 50 2,90 2,46 55 2,52 3,09
ĐS 15 99,69 0,21 30 8,62 0,43
ĐH 35 5,74 1,78 35 4,80 6,35
Trạm
thử
nghiệm
T7
Thời gian
xuất hiện
SCC, ngày
Trung bình theo ngày
Lượng ion Cl- sa
lắng, mg/m2.ngày
k/ư
HN 50 2,98 1,23
ĐS 35 8,30 0,30
ĐH 40 4,73 3,05
88
Bảng 3.29. Thời gian xuất hiện vết nứt của thép 316 nhạy hóa uốn chữ U tại các
trạm thử nghiệm
Trạm
thử
nghiệm
T5 T6
Thời gian
xuất hiện
SCC, ngày
Trung bình theo ngày Thời gian
xuất hiện
SCC, ngày
Trung bình theo ngày
Lượng ion Cl- sa
lắng, mg/m2.ngày
k/ư
Lượng ion Cl- sa
lắng, mg/m2.ngày
k/ư
HN 90 2,84 2,28 90 2,80 1,58
ĐS 15 99,69 0,21 35 8,07 0,42
ĐH 50 5,32 2,51 50 5,21 5,2
T7
Trạm
thử
nghiệm
Thời gian
xuất hiện
SCC, ngày
Trung bình theo ngày
Lượng ion Cl- sa
lắng, mg/m2.ngày
k/ư
HN - - -
ĐS 35 8,30 0,32
ĐH - - -
Hình 3.51 và 3.52 cho thấy: Khi lượng ion clorua sa lắng trên bề mặt tăng thì
thời gian xuất hiện vết nứt giảm. Mặc dù có tỷ lệ k/ư nhỏ nhất, các mẫu thử nghiệm ở
trạm ĐS nhạy SCC hơn so với các trạm còn lại, do có lượng ion clorua sa lắng cao
nhất. Trạm HN có lượng ion clorua thấp nhất nên dù tỷ lệ k/ư cao hơn trạm ĐS, thời
gian xuất hiện vết nứt vẫn dài nhất so với các trạm khác.
Hình 3.51. Ảnh hưởng của lượng ion clorua tới thời gian xuất hiện SCC đối với
mẫu thép 304 nhạy hóa uốn chữ U thử nghiệm tại các trạm
89
Hình 3.52. Ảnh hưởng của lượng ion clorua tới thời gian xuất hiện SCC mẫu thép
316 nhạy hóa uốn chữ U thử nghiệm tại các trạm
Hình 3.53. Quan hệ giữa thời gian xuất hiện SCC của thép 304 phụ thuôc lượng ion
clorua sa lắng
90
Hình 3.54. Quan hệ giữa thời gian xuất hiện SCC của thép 316 phụ thuôc lượng ion
clorua sa lắng
Bảng 3.30. Phương trình mô tả tốc độ ăn mòn của thép 304 và 316 nhạy hóa uốn
chữ U phụ thuộc lượng ion clorua sa lắng trong môi trường khí quyển tự nhiên Hà
Nội, Đồ Sơn, Đồng Hới
Thép Phương trình R2
304 y = 68,937x
-0,337
0,9624
316 y = 120,69x
-0,487
0,9067
Quan hệ giữa thời gian xuất hiện SCC trên các mẫu thép và lượng ion clorua
sa lắng tuân theo quy luật hàm mũ với hệ số tương quan khá cao (bảng 3.30). Như
vậy, có thể thấy ion clorua là yếu tố quyết định thời gian xuất hiện vết nứt do ăn
mòn ứng lực mà không phụ thuộc vào tỷ lệ thời gian khô/ướt. Điều này cũng giải
thích vì sao k/ư của khí quyển Đồng Hới luôn lớn hơn so với Đồ Sơn nhưng vết nứt
trên mẫu thử nghiệm tại Đồ Sơn vẫn xuất hiện sớm hơn (bảng 3.28 và 3.29).
3.5.2. Tốc độ phát triển vết nứt do ăn mòn ứng lực của thép không gỉ
Sau khi xác định được thời gian xuất hiện vết nứt do ăn mòn ứng lực trên các
mẫu thép thử nghiệm, các vết nứt được quan sát và đo chiều dài theo chu kỳ 15, 30,
60, 90 ngày, để tính toán tốc độ phát triển vết nứt. Lượng ion clorua sa lắng trong
môi trường khí quyển tại từng trạm thử nghiệm cũng được thu thập và tính toán
theo từng thời kỳ quan sát mẫu. Các kết quả được đưa ra trong bảng 3.31 và 3.32.
91
Bảng 3.31. Tốc độ phát triển vết nứt thép 304 nhạy hóa uốn chữ U và các thông số
môi trường
Thời điểm
quan sát vết
nứt, ngày
Lnứt,
mm
Vnứt,
mm/ngày
Tính theo trung bình ngày
Lượng ion Cl- sa
lắng, mg/m2.ngày
TTB,
o
C
RHTB,
%
tư,
giờ/ngày
HN -T5
(vết nứt
ban đầu
0,11mm)
15 0,19 0,013 2,41 31,2 70,1 6,77
30 0,49 0,016 2,47 31,3 70,1 6,83
60 1,02 0,017 2,17 31,4 70,1 6,86
75 1,34 0,018 2,30 31,1 71,7 8,11
ĐS-T5
(vết nứt
ban đầu
0,12mm)
15 1,10 0,073 81,60 28,5 87,4 19,18
30 2,23 0,074 57,47 28,9 86,6 18,34
60 4,52 0,075 36,93 29,4 86,0 17,96
90 7,03 0,078 30,67 29,1 86,9 18,50
108 8,51 0,079 28,09 28,9 87,4 18,90
ĐH-T5
(vết nứt
ban đầu
0,15mm)
15 0,34 0,023 6,65 30,9 71,2 6,83
30 0,81 0,027 5,4 31,0 70,7 6,31
60 1,81 0,030 5,18 30,9 71,1 6,19
90 2,95 0,033 4,47 30,6 72,5 6,76
HN-T6
(vết nứt
ban đầu
0,1mm)
15 0,17 0,011 1,59 32,0 68,3 5,61
30 0,37 0,012 1,81 31,8 69,3 6,37
47 0,81 0,017 1,99 31,3 71,8 8,14
ĐS-T6
(vết nứt
ban đầu
0,2mm)
15 0,73 0,049 7,88 30,0 85,0 17,17
30 1,70 0,057 9,15 29,7 85,7 17,67
62 4,07 0,066 11,76 29,2 87,3 18,77
ĐH-T6
(vết nứt
ban đầu
0,1mm)
15 0,32 0,021 5,21 31,6 67,4 3,87
30 0,77 0,026 4,89 31,3 68,7 4,44
62 1,74 0,028 4,00 30,7 71,5 5,77
92
Bảng 3.32. Tốc độ phát triển vết nứt thép 316 nhạy hóa uốn chữ U và các thông số
môi trường
Thời điểm
quan sát vết
nứt, ngày
Lnứt,
mm
Vnứt,
mm/ngày
Tính theo trung bình ngày
Lượng ion Cl- sa
lắng, mg/m2.ngày
TTB,
o
C
RHTB,
%
tư,
giờ/ngày
HN-T5
(vết nứt
ban đầu
0,09mm)
15 0,28 0,019 2,90 31,0 72,3 8,45
30 0,63 0,021 2,94 30,8 73,4 9,29
35 0,79 0,023 2,63 30,7 73,6 9,52
ĐS-T5
(vết nứt
ban đầu
0,14mm)
15 0,80 0,053 81,60 28,5 87,4 19,18
30 1,64 0,055 57,47 28,9 86,6 18,34
60 3,33 0,056 36,93 29,4 86,0 17,96
90 5,13 0,057 30,67 29,1 86,8 18,50
108 6,58 0,061 28,09 28,9 87,4 18,90
ĐH-T5
(vết nứt
ban đầu
0,15mm)
15 0,27 0,018 5,40 31,0 70,7 6,31
30 0,81 0,027 5,54 31,1 70,5 6,12
60 2,15 0,036 4,71 30,7 71,8 6,33
90 2,55 0,043 3,99 30,6 72,5 6,76
HN-T6
(vết nứt
ban đầu
0,15mm)
7 0,12 0,017 2,82 30,8 73,8 9,72
ĐS-T6
(vết nứt
ban đầu
0,09mm)
15 0,43 0,029 7,09 30,0 85,0 17,17
30 0,92 0,031 8,45 29,7 85,7 17,69
67 2,31 0,034 10,60 29,1 87,4 18,77
ĐH-T6
(vết nứt
ban đầu
0,15mm)
15 0,30 0,020 4,89 31,3 68,7 4,44
30 0,68 0,023 4,30 31,0 70,1 4,96
47 1,29 0,027 4,00 30,7 71,5 5,77
Kết quả cho thấy tốc độ phát triển vết nứt do ăn mòn ứng lực của thép 304 và
316 đều tăng theo lượng ion clorua trung bình ngày tại các trạm thử nghiệm và phù
hợp với quy luật hàm mũ thể hiện ở hệ số tương quan cao tương ứng với từng chu
kỳ đo mẫu (15, 30 và 60 ngày).
Quan hệ giữa tốc độ phát triển vết nứt trên các mẫu thử nghiệm tại 3 trạm ở
các thời điểm quan sát 15, 30 và 60 ngày kể từ ngày vết nứt xuất hiện với lượng ion
clorua được trình bày trên hình 3.55 và 3.56.
93
Hình 3.55.Tốc độ phát triển vết nứt trên thép 304 nhạy hóa uốn chữ U phụ thuộc
lượng ion Cl- sa lắng tại các trạm ở các thời điểm 15, 30 và 60 ngày nứt.
Hình 3.56. Tốc độ phát triển vết nứt thép 316 nhạy hóa uốn chữ U phụ thuộc lượng
ion clorua sa lắng tại các trạm ở các thời điểm 15, 30 và 60 ngày nứt.
Bảng 3.33. Phương trình mô tả tốc độ phát triển vết nứt của thép 304 và 316 nhạy
hóa uốn chữ U phụ thuộc lượng ion clorua sa lắng tại các trạm ở các thời điểm 15,
30 và 60 ngày nứt.
Thép Thời kỳ đo Vnứt Phương trình R
2
304
15 y = 0,0036x
0,5962
0,9782
30 y = 0,0059x
0,5722
0,9835
60 y = 0,008x
0,592
0,9904
316
15 y = 0,0116x
0,3403
0,9583
30 y = 0,0153x
-0,3164
0,9973
94
Hình 3. 57. Tốc độ phát triển vết nứt của thép 304 nhạy hóa uốn chữ U phụ thuộc
thời gian ướt trung bình ngày
Hình 3.58. Tốc độ phát triển vết nứt của thép 316 nhạy hóa uốn chữ U phụ thuộc
thời gian ướt trung bình ngày
Tốc độ phát triển vết nứt do ăn mòn ứng lực của thép 304 và 316 có xu hướng
tăng theo thời gian ướt trung bình ngày (tư) trong từng thời kỳ thử nghiệm, tuy
nhiên không thể hiện quy luật không rõ ràng (hình 3.57 và 3.58). Nguyên nhân có
thể do ảnh hưởng khống chế của ion như đã trình bày ở trên. Như vậy, trong điều
kiện môi trường khí quyển tự nhiên, ion clorua là tác nhân môi truờng chính ảnh
hưởng đến tốc độ phát triển vết nứt của thép không gỉ. Với kết quả trên tư cũng góp
phần gia tốc tốc độ phát triển vết nứt, nếu có điều kiện nghiên cứu trên nhiều mẫu,
95
tại nhiều trạm, với các vùng nhiệt độ khác hẳn nhau và với thời gian lâu hơn (cho
đến khi gẫy mẫu), có thể tìm được quan hệ phụ thuộc giữa tốc độ nứt với tổ hợp các
yếu tố môi trường (T, RH và lượng ion clorua). Hiện trạng ăn mòn các mẫu thép thử
nghiệm được trình bày trong các hình 3.59-3.62.
HN-304-NH-U-T5
(75 ngày nứt 1,33 mm)
ĐS-304-NH-U-T5
(108 ngày nứt 8,51 mm)
ĐH-304-NH-U-T5
(90 ngày nứt 2,95 mm)
Hình 3.59. Hình ảnh vết nứt phát triển trên bề mặt thép 304 nhạy hóa uốn chữ U sau
khi kết thúc thử nghiệm thời kỳ T5 tại các trạm
HN-304-NH-U-T6
(47 ngày nứt 0,81 mm)
ĐS-304-NH-U-T6
(62 ngày nứt 4,07 mm)
ĐH-304-NH-U-T6
(62 ngày nứt 1,74 mm)
Hình 3.60. Hình ảnh vết nứt trên bề mặt mẫu thép 304 nhạy hóa uốn chữ U sau khi
kết thúc thử nghiệm thời kỳ T6 tại các trạm
HN-316-NH-U-T5 (35 ngày
nứt 0,79 mm)
ĐS-316-NH-U-T5 (108 ngày
nứt 6,58 mm)
ĐH-316-NH-U-T5 (90 ngày
nứt 2,55 mm)
Hình 3.61. Hình ảnh vết nứt trên bề mặt mẫu thép 316 nhạy hóa uốn chữ U sau khi
kết thúc thử nghiệm thời kỳ T5 tại các trạm
96
HN-316-NH-U-T6
(7 ngày nứt 0,12 mm)
ĐS-316-NH-U-T6
(67 ngày nứt 2,31 mm)
ĐH-316-NH-U-T6
(47 ngày nứt 1,29 mm)
Hình 3.62. Hình ảnh vết nứt trên bề mặt mẫu thép 316 nhạy hóa uốn chữ U sau khi
kết thúc thử nghiệm thời kỳ T6 tại các trạm
Tóm tắt phần 3.5: Kết quả thử nghiệm trong môi trường khí quyển tự nhiên tại Hà
Nội, Đồ Sơn và Đồng Hới của các mẫu không nhỏ muối cho thấy:
Lượng ion clorua sa lắng trên bề mặt mẫu là yếu tố chiếm ưu thế so với điều
kiện nhiệt ẩm, quyết định sự xuất hiện SCC trên mẫu thép 304 và 316. Thời
gian xuất hiện vết nứt tỷ lệ nghịch với lượng ion Cl- trung bình ngày theo quy
luật hàm mũ.
Tốc độ phát triển vết nứt do ăn mòn ứng lực trên mẫu thép 304 và 316 tăng tỷ
lệ thuận với lượng ion clorua sa lắng trên bề mặt theo quy luật hàm mũ.
Thời gian ướt trung bình ngày không thể hiện rõ quy luật ảnh hưởng đối với
thời gian xuất hiện và phát triển vết nứt.
3.6. Cơ chế lan truyền vết nứt
Các vết nứt do ăn mòn ứng lực trên bề mặt (hình 3.63) và mặt cắt ngang (hình
3.64) của các mẫu thép được quan sát trên kính hiển vi soi nổi và kính hiển vi điện
tử quét. Các kết quả phân tích tổ chức tế vi của vết nứt trình bày trong hình 3.65-66.
Hình 3.63 cho thấy các vết nứt trên bề mặt các mẫu bị SCC phát triển hình
nhánh cây theo hướng vuông góc với ứng suất kéo tác động lên mẫu. Các vết nứt
bắt đầu hình thành tại các vị trí ăn mòn trên bề mặt mẫu, sau đó vết nứt phát triển từ
cạnh của vết ăn mòn lỗ và lan truyền rộng trên bề mặt mẫu.
97
Hình 3.63. Vết nứt trên bề mặt mẫu thép 316 nhạy hóa uốn chữ U nhỏ muối MgCl2
bão hòa thử nghiệm ở 70oC và độ ẩm 60%
Để quan sát sự phát triển vết nứt theo chiều dầy của mẫu, các mặt gãy của vết
nứt được quan sát trên kính hiển vi soi nổi, kính hiển vi điện tử quét và trên kính
hiển vi kim tương. Hình ảnh mặt gãy của mẫu thép bị SCC cho thấy vết nứt phát
triển theo chiều dầy của mẫu sau đó lan truyền và dẫn đến gãy mẫu (hình 3.64).
Hình 3.64.Vết nứt tại vị trí bẻ mẫu và mặt gãy SCC của mẫu thép 304 nhạy hóa uốn
chữ U nhỏ muối MgCl2 bão hòa thử nghiệm ở 70
oC và độ ẩm 60%
Các hình ảnh quan sát bằng kính hiển kim tương trên bề mặt mẫu thử nghiệm
cho thấy rõ các vết nứt lan truyền hình nhánh cây theo cả hai cơ chế biên hạt và
xuyên hạt (hình 3.65).
x32
Vết nứt hình
nhánh cây
x160
98
Hình 3.65. Hình ảnh vết nứt trên bề mặt mẫu thép 316 nhạy hóa uốn chữ U nhỏ
muối MgCl2 bão hòa thử nghiệm ở 70
oC và độ ẩm 60%
Hình ảnh mặt cắt ngang vết nứt do ăn mòn ứng lực của mẫu thép (hình 3.66)
cho thấy vết nứt phát triển theo hình nhánh cây đặc trưng ăn mòn ứng lực theo cả
hai cơ chế xuyên hạt và biên hạt.
Hình 3.66. Hình ảnh vết nứt tại mặt cắt ngang của mẫu thép 304 nhạy hóa uốn chữ
U nhỏ muối MgCl2 bão hòa thử nghiệm ở 70
oC và độ ẩm 60%
99
Hình 3.66 cũng cho các thấy vết nứt theo chiều sâu của mẫu chủ yếu phát triển
theo cơ chế xuyên hạt. Ứng suất kéo tác động tại đỉnh chữ U của mẫu có cường độ
đủ lớn phá vỡ cấu trúc hạt của vật liệu và định hướng phát triển vết nứt theo cơ chế
xuyên hạt.
Quan sát mặt gẫy của mẫu bằng SEM có thể phát hiện trên bề mặt mẫu có rất
nhiều sản phẩm ăn mòn tại biên hạt và trên hạt của các vết nứt. Phân tích sản phẩm
ăn mòn bằng EDS đã phát hiện sự có mặt của nguyên tố Cl trong sản phẩn ăn mòn –
là tác nhân gây SCC cho thép không gỉ (hình 3.67 và bảng 3.34) .
Hình 3.67. Vị trí phân tích và phổ phân tích EDS thành phần hoá học sản phẩm ăn
mòn trên mặt gẫy của mẫu thép 304 nhạy hóa uốn chữ U nhỏ muối MgCl2 bão hòa
bị SCC thử nghiệm ở 70oC và độ ẩm 60%
Bảng 3.34. Thành phần hoá học sản phẩm ăn mòn trên mặt gãy của mẫu thép 304
nhạy hóa uốn chữ U nhỏ muối MgCl2 bão hòa thử nghiệm ở 70
oC và độ ẩm 60%
Nguyên tố C O Si Cl Cr Fe Ni Mo
Thành phần , (%) 5,02 2,97 0,31 0,16 22,59 62,36 6,18 0,4
0.00 1.00 2.00 3.00 4.00 5.00 6.00 7.00 8.00 9.00 10.00
keV
005
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
C
o
u
n
ts
C
K
a
O
K
a
S
iK
a
C
lK
a
C
lK
b
C
rL
l
C
rL
a
C
rK
a
C
rK
b
F
eL
l
F
eL
a
F
eK
es
c
F
eK
a
F
eK
b
N
iL
l
N
iL
a
N
iK
a
N
iK
b
M
o
L
l
M
o
L
a
005
100
KẾT LUẬN
1. Độ nhạy SCC của thép 304 và 316 tăng theo lượng ion clorua trên bề mặt, theo
độ ẩm tương đối và theo nhiệt độ. Khi tăng giá trị của một yếu tố, vùng an toàn
SCC sẽ bị thu hẹp, vùng bị SCC được mở rộng về phía giá trị thấp của các yếu
tố còn lại. Các điều kiện tới hạn gây SCC đối với thép 304 và thép 316 phụ
thuộc nhiệt độ thử nghiệm như sau:
Nhiệt độ,
o
C
Thép nhạy hóa Thép cán nguội thương mại
Lượng ion clorua, mgCl-/m2 Lượng ion clorua, mgCl-/m2
NaCl MgCl2 NaCl MgCl2
40 Cl
-
RH=70=670-2000
Cl
-
RH=70=34,4-3440
Cl
-
RH=60=344-3440
Cl
-
RH=40-50=1150-3440
Không bị SCC Cl-RH=60-70=34,4-3440
50 Cl
-
RH=70
=200-2000
Cl
-
RH=60-70=34,4-3440
Cl
-
RH=50=115-3440
Cl
-
RH=40=344-3440
Cl
-
RH=70=670-2000
Cl
-
RH=60-70=115-3440
Cl
-
RH=40-50=3440
70 Cl
-
RH=40-70
=20-2000 Cl
-
RH=40-70
=34,4-3440
Cl
-
RH=70=20-2000
Cl
-
RH=60=200-2000
Cl
-
RH=60-70=34,4-3440
Cl
-
RH=50=115-3440
Cl
-
RH=40=344-3440
2. Các điều kiện xử lý mẫu ảnh hưởng đến độ nhạy SCC của thép không gỉ theo
thứ tự tăng dần: Thép xử lý nhiệt tạo dung dịch rắn đồng nhất < Thép cán nguội
thương mại < Thép nhạy hóa.
3. Khi ứng suất tăng, thép không gỉ nhạy SCC hơn:
- Thép 304: Mẫu phẳng P (= 0) < Mẫu chữ C ( = 1,65) <Mẫu chữ U ( = 4,44).
- Thép 316: Mẫu P (= 0) < Mẫu chữ U ( = 4,44).
4. Trong điều kiện khí quyển tự nhiên Hà Nội vào mùa hè (tháng 5 đến tháng 8),
với các mẫu nhỏ muối clorua bão hòa trên bề mặt, thời gian xuất hiện vết nứt do
ăn mòn ứng lực trên thép 304 và 316 tỷ lệ nghịch với tỷ lệ thời gian khô/thời gian
ướt (k/ư) trung bình ngày, theo quy luật đường thẳng, còn tốc độ phát triển vết
nứt tăng theo thời gian ướt (tư) trung bình ngày theo quy luật hàm mũ.
5. Trong điều kiện khí quyển chứa ion clorua sa lắng tự nhiên, lượng ion clorua
tích tụ trên bề mặt thép là yếu tố chiếm ưu thế, quyết định thời gian xuất hiện và
tốc độ phát triển vết nứt do ăn mòn ứng lực trên thép 304 và 316. Thời gian
xuất hiện vết nứt tỷ lệ nghịch, và tốc độ phát triển vết nứt tỷ lệ thuận với lượng
101
ion clorua trung bình ngày theo quy luật hàm mũ. Nhiệt độ và thời gian ướt (tư)
không thể hiện quy luật rõ ràng đối với sự xuất hiện và tốc độ phát triển vết nứt.
6. Thép 316 bền SCC hơn so với thép 304. Các loại thép này đều nhạy SCC hơn
trong môi trường MgCl2 so với môi trường NaCl.
7. Vết nứt do ăn mòn ứng lực của thép 304 và 316 trong môi trường khí quyển
chứa ion clorua lan truyền theo cơ chế biên hạt, xuyên hạt hoặc kết hợp cả hai.
102
Ý NGHĨA KHOA HỌC VÀ ĐIỂM MỚI
1. Luận án là công trình nghiên cứu chi tiết về SCC trong môi trường khí quyển
chứa ion clorua và ảnh hưởng của các điều kiện môi trường khí quyển đến độ
nhạy SCC của thép không gỉ 304 và 316. Trong đó, các điều kiện tới hạn gây
SCC đối với thép 304 và 316 phụ thuộc nhiệt độ thử nghiệm đã được đề xuất.
2. Luận án là công trình đầu tiên nghiên cứu về SCC trong một số môi trường khí
quyển Việt Nam. Các kết quả nghiên cứu của luận án đã làm sáng tỏ cơ chế và
quy luật ảnh hưởng của các yếu tố môi trường (tỷ lệ thời gian khô/ướt, thời
gian ướt) và ảnh hưởng khống chế của lượng ion clorua sa lắng đến độ nhạy
và sự phát triển SCC của thép không gỉ 304 và 316.
Ý NGHĨA THỰC TIỄN
1. Thông qua các công bố, các kết quả của LA đã và sẽ đóng góp vào cơ sở dữ
liệu nghiên cứu AISCC còn đang rất hạn chế của thế giới, đặc biệt là AISCC
trong điều kiện khí hậu nhiệt đới nóng ẩm.
2. Các kết quả nghiên cứu của luận án góp phần nâng cao kiến thức về AISCC và
khả năng ứng dụng trong thực tiễn để hỗ trợ phòng ngừa AISCC cho các chi
tiết thiết bị công nghiệp.
DỰ KIẾN NGHIÊN CỨU TIẾP THEO
Hướng nghiên cứu này cần được tiếp tục một cách sâu sắc, toàn diện và định
lượng hơn để có thể công bố các công trình khoa học có giá trị và ứng dụng hiệu
quả vào thực tiễn.
103
TÀI LIỆU THAM KHẢO
[1] “Silver Bridge,” Wikipedia, 2003.
[2] D.Kalderon, “Steam turbine failure at hinkley point ‘A’”, Proceedings of the
Institution of Mechanical Engineers, 1972, 341–377.
[3] “Burst of steam turbine rotor in nuclear power plant”, Japan Failure
Knowledge Database, 2013.
[4] N. Lincolnshire, “Flixborough disaster,” Wikipedia, 1975.
[5] P. Roberge, “Stress corrosion cracking of chemical reactor: The flixborough
explosion, UK 1974”, Corrosion Doctors, 2013.
[6] G. E. Dieter, "Mechanical metallurgy, Third”, McGraw-Hil., 1989.
[7] J. T. E. Folkhard, G. Rabensteiner, E. Perteneder, H. Schabereiter, "Welding
metallurgy of stainless steels, Firs”, Springer, New York, 1988.
[8] S. L.-P. Martina Meisnar, Arantxa Vilalta-Clemente, Michael Moody, Koji
Arioka, “A mechanistic study of the temperature dependence of the stress
corrosion crack growth rate in SUS 316 stainless steels exposed to PWR
primary water”, ScienceDirect, 2016, 114, 15–24.
[9] IAEA, “Good practices for water quality management in research reactors
and spent fuel storage facilities”, IAEA Nucl. Eng. Ser., 2011, NP-T-5.2, 151.
[10] “Storage of spent fuel from power reactors”, IAEA TECDOC, 1999, 1089.
[11] T. G. MasanoriAritomi, “Topics of research and development on concrete cask
storage of spent nuclear fuel”, Nucl. Eng. Des., 2008, 238 (5), 1168–1174.
[12] S. Lozano-Perez, J. Dohr, M. Meisnar, and K. Kruska, “SCC in PWRs:
Learning from a bottom-up approach”, Metall. Mater. Trans. E, 2014, 1 (2),
194–210.
[13] R. C. N. K.Sieradzki, “Stress-corrosion cracking”, J. Phys. Chem. Solids,
1987, 48 (11), 1101–1113.
[14] R. P. M. P. R.C. Newman, “‘Stress corrosion cracking’: 1965–1990”, Br.
104
Corros. J., 1990, 25, 259–270.
[15] J. A. Gorman, “2015 frank newman speller award: Stress corrosion cracking
and nuclear power”, Corros. Eng. Sci. Technol., 2015, 71 (12), 1414–1433.
[16] R. A. Cottis, “Stress corrosion cracking”, 1982.
[17] B. F. Brown, “Stress corrosion cracking control measures”, Natl Bur Stand
Monogr, 1977, 156.
[18] K. H. H. H. J. Bargel, G. Schulze, and H. Hilbrans, “Performance
characterisation of duplex stainless steel in nuclear waste storage
environment O. Krüger”, 2005.
[19] T. J. Marrow et al., “Intergranular stress corrosion crack propagation in
sensitised austenitic stainless steel (microstructure modelling and
experimental observation)”, Fract. Nano Eng. Mater. Struct. - Proc. 16th Eur.
Conf. Fract., 2006, 897–898.
[20] A. P. I. R. Practice, “API Recommended practice 571 polythionic SCC”,
December 2003, 31–36.
[21] M. G. Fontana, ASM Vol 13 - Corrosion, 1947, 13 (12).
[22] F. A. Champion, “The propagation of transgranular stress corrosion cracks
in admiralty metal”, Symposium on Internal Stresses in Metals and Alloys,
Institute of Metals, 1980, 468.
[23] H. L. Logan, “Corrosion and failure processes in high-level waste tanks”, J.
Res. Natl. Bur. Stand., 1952, 48, 99.
[24] E. W. Hart, “Surfaces and Interfaces II”, 1968.
[25] J. C. Scully, “Stress corrosion crack propagation: A constant charge
criterion”, Corros. Sci., 1975, 15, 207.
[26] D. A. Vermilyea, “A Theory for the propagation of stress corrosion cracks in
metals”, J. Electrochem. Soc., 1972, 119 (4), 405.
[27] D. A. Vermilyea, “Stress corrosion cracking and hydrogen embrittlement of
iron based alloys”, Natl. Assoc. Corros. Eng., 1977, 208.
105
[28] R. W. Staehle, “The theory of stress corrosion cracking in alloys”, North Atl.
Treaty Organ., 1971, 233.
[29] R. W. Staehle, “Stress corrosion cracking and hydrogen embrittlement of iron
based alloys”, Natl. Assoc. Corros. Eng., 1977, 180.
[30] J. M. Silcock and P. R. Swann, “Environment sensitive fracture of
engineering materials”, Metall. Soc., 1979, 133.
[31] T. Shinohara, Y. Atarashiya, and S. Tsujikawa, “The critical temperature for
stress corrosion cracking of type 304 steel in chloride solutions based on
competition between the dissolution and cracking rates”, Corros. Eng., 1997,
46, 839–950.
[32] T. Shinohara, Y. Atarashiya, and S. Tsujikawa, “In-situ measurement of crack
growth rate for type 304 steel”, Corros. Eng., 1998, 97, 190.
[33] S. Tsujikawa, “Critical potential for crevice corrosion”, Proc. of the 9th
APCCC, Kaohsiung, Taiwan, Nov 1995, 1995, p. 110.
[34] O. M. Alyousif and R. Nishimura, “The stress corrosion cracking behavior of
austenitic stainless steels in boiling magnesium chloride solutions”, Corros.
Sci., 2007, 49 (7), 3040–3051.
[35] F. Liu, T. Shinohara, and Y. Su, “Effect of electrode potential on propagation
of SCC cracks of stainless steels in chloride solution”, 材料と環境討論会講
演集, 2013, 60 (9), 24–26.
[36] N. R. Smart, C. P. Jackson, and C. R. Tice, “Nirex workshop on atmospheric
pitting corrosion of stainless steels”, 2007.
[37] F. King, “Corrosion resistance of austenitic stainless steel and duplex
stainless steel in environments related to UK”, 2009.
[38] K. R. Trethewey, M. R. Wenman, P. R. Chard-Tuckey, and B. Roebuck,
“Correlation of meso- and micro-scale hardness measurements with the
pitting of plastically-deformed type 304L stainless steel”, Corros. Sci., 2008,
50, 1132–1141.
106
[39] E. Folkhard, G. Rabensteiner, E. Perteneder, H. Schabereiter, and J. Tösch,
"Welding metallurgy of stainless steels", 1988.
[40] D. Hirschfeld et al., “Stress corrosion cracking behaviour of stainless steels
with respect to their use in architecture, Part II”, Corros. Passiv. State, Steel
Res., 1993, 64 (10), 526.
[41] D. Hirschfeld et al., “Stress corrosion cracking behaviour of stainless steels
with respect to their use in architecture, Part I”, Corros. Act. State, Steel
Res., 1993, 64 (8), 461.
[42] J. W. Fielder, B. A. Hobson, and M. L. Pickett, “The stress corrosion
cracking behaviour of stainless steel at temperatures below 50
o
C”, 1998.
[43] J. W. Oldfield and B. Todd, “Ambient temperature stress corrosion cracking
of austenitic stainless steel in swimming pools”, Mater. Perform., 1990, 29
(12), 57.
[44] J. W. Oldfield and B. Todd, “Room temperature stress corrosion cracking of
stainless steels in indoor swimming pool atmospheres”, Br. Corros. J., 1991,
26 (3), 173.
[45] U. Sender, “Stress corrosion cracking on stainless steel in swedish swimming
pool buildings”, Stainl. Steel World, 2002, 14, 56–59.
[46] J. J. M. Heselmans and J. E. H. Van Duijn, “Stress corrosion cracking of
stainless steels in swimming pools”, Stainl. Steel World, 2001, 13, 21–23.
[47] N. Arnold, P. Gümpel, T. Heitz, and P. Pscheidl, “Chloride induced corrosion
on stainless steels at indoor swimming pools atmospheres”, Werkstoffe und
Korrosion, 1997, 48 (10), 679–686.
[48] R. M. Kain, “Marine atmospheric stress corrosion cracking of austenitic
stainless steels”, Mater. Perform., 1990, 19 (12), 60–62, 1990.
[49] B. K. Shah, P. K. Rastogi, A. K. Sinha, and P. G. Kulkarni, "Failures of
austenitic stainless steel components during storage: Case studies, Materials
performance", 1993, 65–67.
[50] “Transnuclear standardized advanced NUHOMS® horizontal modular storage
107
system for irradiated nuclear fuel safety evaluation report”, NRC, 2003.
[51] A. Cook et al., “Atmospheric induced stress corrosion cracking of austenitic
stainless steels under limited chloride supply”, 18th Int. Corros. Congr. 2011,
2011, 2, 1438–1449.
[52] Y. Janin, S. Lyon, J. Wintle, B. Holmes, and L. C. Ming, “Preliminary
investigation on atmospheric induced stress corrosion cracking of British
intermediate level nuclear waste containers: Residual stress analysis and four
point bend exposure test”, Appl. Mech. Mater., 2011, 10, 110–116.
[53] S. Shoji, N. Ohnaka, Y. Furutani, and T. Saito, “Effects of relative humidity
an atmospheric stress corrosion cracking of stainless steels”, Boshoku
Gijutsu, 1986, 35, 559.
[54] S. Shoji and N. Ohnaka, “Effects of relative humidity and chloride type on
stainless steel room temperature atmospheric stress corrosion cracking”,
Corros. Eng., 1989, 38, 111–119.
[55] S. Shoji and N. Ohnaka, “Effects of relative humidity and dhloride type on
stainless steel room temperature atmospheric stress corrosion cracking”,
Boshoku Gijutsu, 1989, 38, 92.
[56] M. Yajima and M. Arii, “Chloride stress corrosion cracking of AISI 304
stainless steel in air”, Mater. Perform., 1980, 17.
[57] T. Moriyasu, H. Kimura, and H. Kusanagi, “The amount of chloride
contamination for prevention of stress corrosion cracking in sensitised type
304 stainless steel”, Corros. Sci., 1985, 25 (8), 837–844.
[58] C. Örnek, A. H. Ahmed, and D. L. Engelberg, “Effect of microstructure on
atmospheric induced corrosion of heat-treated grade 2205 and 2507 DSS”,
Eurocorr 2012. Istanbul, Turkey: Dechema, 2012, 1–10.
[59] C. Leygraf and T. Graedel, “Applied atmospheric corrosion: Architectural and
structural materials”, Atmos. Corros., A John Wiley Són, 2000, 155–173.
[60] G. O. Lloyd, “Atmospheric corrosion”, Teddington, Middlesex Natl. Phys.
Lab., 2010.
108
[61] Y. Tsutsumi, A. Nishikata, and T. Tsuru, “Pitting corrosion mechanism of type
304 SS under a droplet of Cl solutions”, Corros. Sci., 2007, 49, 1394–1407.
[62] D. E. Williams, R. C. Newman, Q. Song, and R. G. Kelly, “Passivity breakdown
and pitting corrosion of binary alloys”, Nature, 1991, 350, 216–219.
[63] A. J. Davenport, N. Mi, M. Ghahari, and T. Rayment, “Use of inkjet printing
to deposit MgCl2 salt patterns for investigation of atmospheric corrosion of
304 stainless steel”, Corros. Sci., 2011, 53, 3114–3121.
[64] L. Greenspan, “Humidity fixed points of binary sturated aqueous solutions,
Journal of research of the national bureau of standards”, A. Phys. Chemsitry,
1977, 81A.
[65] A. M. P. and A. T. N.R. Smart, “Review of environmental conditions for
storage of ILW radioactive waste containers”, 2010.
[66] A. Nishikata, Y. Ichihara, Y. Hayashi, and T. Tsuru, “Influence of electrolyte
layer thickness and pH on the initial stage of the atmospheric corrosion of
iron”, J. Electrochem. Soc., 1997, 144, 1244–1252.
[67] T. Tsuru, K.-I. Tamiya, and A. Nishikata, “Formation and growth of micro-
droplets during the initial stage of atmospheric corrosion”, Electrochim.
Acta, 2004, 49, 2709–2715.
[68] Y. Tsutsumi, A. Nishikata, and T. Tsuru, “Initial stage of pitting corrosion of
type 304 stainless steel under thin electrolyte layers containing chloride ions”
J. Electrochem. Soc., 2005, 152, 358–363.
[69] L. Yang, R. T. Pabalan, and M. R. Juckett, “Deliquescence relative humidity
measurements using an electrical conductivity method”, J. Solution Chem.,
2006, 35, 583–604.
[70] T. Prosek, A. Iversen, C. Taxen, and D. Thierry, “Low-temperature stress
corrosion cracking of stainless steel in the atmospheric in the presence of Cl
deposits”, Corros. Sci., 2009, 65, 13.
[71] X. He, “Stress corrosion cracking of type 304 stainless steel exposed to
atmospheric ammonium nitrate and sodium chloride mixtures”, 2014.
109
[72] D. M. Wright, “The effect of cold rolling on the susceptibility of austenitic
stainless steel to stress corrosion cracking in primary circuit pressurised
water reactor environment”, PhD Thesis, University of Manchester, 2012.
[73] M. Meisnar, “High resolution characterisation of stress corrosion cracking”, 2015.
[74] K. Arioka, “Role of diffusion of vacancy in materials lead to stress corrosion
cracking initiation, Quantitative micro-nano approach to predicting stress
corrosion cracking of Fe-Cr-Ni Alloys” 2013.
[75] D. Tice, J. Stairmand, H. Fairbrother, and A. Stock, “Crack growth testing of
cold worked stainless steel in a simulated PWR primary water environment to
assess susceptibility to Stress Corrosion Cracking”, 2007.
[76] K. Arioka, T. Yamada, T. Terachi, and T. Miyamoto, “Dependence of stress
corrosion cracking for cold-worked stainless steel on temperature and
potential, and role of diffusion of vacancies at crack tips”, Corrosion, 2008,
64 (9), 691–706.
[77] C. R.A, "Stress Corrosion Cracking", 1982.
[78] E. M. Gutman, “An inconsistency in ‘film rupture model’ of stress corrosion
cracking”, Corros. Sci., 2007, 49, 2289–2302.
[79] H. L. Logan, “Film-rupture mechanism of stress corrosion”, J. Res. Natl. Bur.
Stand., 1952, 48 (2), 99.
[80] D. T. Spencer, M. R. Edwards, M. R. Wenman, C. Tsitsios, G. G. Scatigno,
and P. R. Chard-Tuckey, “The initiation and propagation of Cl-induced
transgranular stress corrosion cracking of 304L austenitic stainless steel
under atmospheric conditions”, Corros. Sci., 2014, 88, 76–88.
[81] G. G. Scatigno, M. P. Ryan, F. Giuliani, and M. R. Wenman, “The effect of
prior CW on the Cl- stress corrosion cracking of 304L Austenitic Stainless
steel under atmospheric conditions”, Mater. Sci. Eng. A, 2016, 1–11.
[82] P. L. Andresen, F. P. Ford, and P. F. Ford, “Life prediction by mechanistic
modeling and system monitoring of environmental cracking of Fe and Ni
alloys in aqueous systems” Work. Mech. Phys. Crack Growth Appl. to Life
110
Predict, 1988, 103, 167–184.
[83] T. Shoji, Z. Lu, and H. Murakami, “Formulating stress corrosion cracking
growth rates by combination of crack tip mechanics and crack tip of
Xihuadation kinetics”, Corros. Sci., 2021, 52, 769–779.
[84] G. G. Scatigno, M. P. Ryan, and F. Giuliani, “The effect of prior cold work on
the chloride stress corrosion cracking of 304L austenitic stainless steel under
atmospheric conditions”, Mater. Sci. Eng. A, 2016, 668, 20–29.
[85] J.R. Davis, “Stainless steels”, ASM international, 1994.
[86] R. K. Dayal, N. Parvathavarthini, and B. Raj., “Influence of metallurgical
variables on sensitisation kinetics in austenitic stainless steels”, Int. Mater.
Rev., 2005, 50 (3), 129 – 155.
[87] B. Leffler, “Stainless steels and their properties”, AVESTA Sheffield AB
Research Foundation, 1998.
[88] L. Miller et al., “Effect of stress level on the stress corrosion cracking initiation
of type 304L stainless steel exposed to simulated sea salt”, 2013, 1–13.
[89] “Standard recommended practice for making and using U-bend stress corrosion
test specimens ASTM G30”, Annu. B. ASTM Stand. Am. Soc. Test. Mater
[90] “Standard practice for preparation and use of bent beam stress corrosion test
specimens ASTM G39”, Annu. B. ASTM Stand. Am. Soc. Test. Mater
[91] “Standard practice for preparation and use of bent-beam stress corrosion test
specimens ASTM G39”, Annu. B. ASTM Stand. Am. Soc. Test. Mater, 1999,
90 (April).
[92] “Standard recommended practice for making and using C-ring stress
corrosion test specimens. ASTM G38,” Annu. B. ASTM Stand. Am. Soc.
Test. Mater.
[93] “Standard practice for preparation of stress corrosion test specimens for
weldments ASTM G58”, Annu. B. ASTM Stand. Am. Soc. Test. Mater.
[94] “Practice for evaluating stress corrosion cracking resistance of metals and
111
alloys by alternate immersion in 3.5 % sodium chloride solution ASTM G44”,
Annu. B. ASTM Stand. Am. Soc. Test. Mater.
[95] “Standard test methods for pitting and crevice corrosion resistance of
stainless steels and elated alloys by use of ferric chloride solution ASTM
G48-99”, Annu. B. ASTM Stand. Am. Soc. Test. Mater.
[96] “Guide for crevice corrosion testing of iron base and nickel base stainless
alloys in seawater and other chloride containing aqueous environments
ASTM G78”, Annu. B. ASTM Stand. Am. Soc. Test. Mater
[97] “Standard test method for evaluating stress corrosion cracking of stainless
alloys with different nickel content in boiling acidified sodium chloride
solution ASTM G123-00”, Annu. B. ASTM Stand. Am. Soc. Test. Mater
[98] “Standard methods of tension testing of metallic materials ASTM E8”, Annu.
B. ASTM Stand. Am. Soc. Test. Mater -03.01.
[99] “Practice for preparation and use of direct tension stress corrosion test
specimens ASTM G49”, Annu. B. ASTM Stand. Am. Soc. Test. Mater
[100] “Standards smooth specimens constant load ASTM C47-85”, Annu. B. ASTM
Stand. Am. Soc. Test. Mater.
[101] “Standard practice for slow strain rate testing to evaluate the susceptibility of
metallic materials to environmentally assisted cracking ASTM G129”, Annu.
B. ASTM Stand. Am. Soc. Test. Mater
[102] C. D. Kim and B. E. Wilde, “A review of constant strain-rate stress corrosion
cracking test, stress corrosion cracking—The slow strain rate technique
ASTM STP 665”, Am. Soc. Test. Mater., 1979, 97–112.
[103] “Practice for modified salt spray (fog) testing-G47, Metal corrosion, Erosion,
and Wear”, Annu. B. ASTM Stand. Am. Soc. Test. Mater.
[104] “Standard practice for substitute ocean water. D1141”, Annu. B. ASTM
Stand. Am. Soc. Test. Mater.
[105] “Standard practice for determining cracking susceptibility of metals exposed
under stress to a hot salt environment G41-90”, Annu. B. ASTM Stand. Am.
112
Soc. Test. Mater
[106] T. T. N. Nguyen, T. H. L. Le, and V. N. Pham, “Study stress corrosion
cracking of stainless steels SUS 316 in the solution with ion cloride” J. Sci.
Technol. - Vietnam Acad. Sci. Technol., 2015, 53 (1B), 423–432.
[107] T. H. L. Le and T. T. N. Nguyen, “Study stress corrosion cracking of
stainless steels SUS 304 in the solution with ion cloride", J. Sci. Technol.
Vietnam Acad. Sci. Technol., 2013, 51 (3A), 239–248.
[108] J. W. Oldfield and B. Todd, “Room temperature stress corrosion cracking of
stainless steels in indoor swimming pool atmospheres”, Br. Corros. J., 1991,
26 (3), 1973–1982.
[109] N. Arnold, P. Gümpel, T. Heitz, and P. Pscheidl, “Chloride induced corrosion
on stainless steels at indoor swimming pools stmospheres”, Werkstoffe und
Korrosion, 1997, 48 (10), 679–686.
[110] T. Prosek, C. Taxen, and D. Thierry, “Low-temperature stress corrosion
cracking of stainless steels in the atmosphere in the presence of chloride
deposits”, Corrosion, 2009, 65 (2), 105–117.
[111] “JIS-Z-2382-1998”, 1998.
[112] S. G. Sankar, S. V. Shetty. , D. H.S. Karanth, “A comparative study of
physical and mechanical properties of the different grades of australian
stainless steel wires”, Trends in Biomaterials and Artificial Organs, 2011, 25
(2), 67-74.
[113] H. Y. Ha, T. H. Lee, J. H. Bae, and D. W. Chun, “Molybdenum effects on
pitting corrosion resistance of FeCrMnMoNC austenitic stainless steels”,
Metals (Basel)., 2018, 8 (8), 1–13.
[114] T.-H. Lee, S.-J. Kim, C.-S. Oh, and H.-Y. Ha, “High strength and high
corrosion coal nitrogen combined addition austenitic stainless steel and a
manufacturing method thereof (In Japanese). Patent JP 5272078 B2”, 2013.
[115] T.-H. Lee, S.-J. Kim, C.-S. Oh, and H.-Y. Ha, “High strength/corrosion
resistant austenitic stainless steel with carbon-nitrogen complex additive, and
113
method for manufacturing same. Patent EP 2455508 B1”, 2016.
[116] P. Chen, T. Shinohara, and S. Tsujikawa, “Alloying effects on dissolution rate
of crevice corrosion for austenitic stainless steels in 3% Nacl solution at
80°C”, Corros Eng., 1996, 436, 1–15.
[117] “Corrosion resistance of the austenitic chromium-nikel stainless steels in
atmospheric environments”, T. internaional N. Company.INC, 1970.
[118] “ISO 9223:2012 Corrosion of metals and alloys — Corrosivity of
atmospheres — Classification, determination and estimation”, 2012.
[119] K. Park, “Corrosion resistance of weathering steels”, 2004.
[120] W. H. J. Vernon, “A laboratory study of the atmospheric corrosion of metals.
Part II. Iron: The primary oxide film. Part III. The secondary product or rust
(Influence of sulphur dioxide, carbon dioxide, and suspended particles on the
rusting of iron)”, Trans. Faraday Soc., 1935, 31, 1668–1700.
[121] W. H. J. Vernon, “First experimental report to the atmospheric corrosion
research committee (British non-ferrous metals research association)” Trans.
Faraday Soc., 1924, 19, 839–845.
[122] W. H. J. Vernon, “A laboratory study of the atmospheric corrosion of metals.
Part I. – The corrosion of copper in certain synthetic atmospheres, with
particular reference to the influence of sulphur dioxide in air of various
relative humidities”, Trans. Faraday Soc., 1931, 27, 255–277.
[123] M. Morcillo, B. Chico, I. Díaz, H. Cano, and D. D. la Fuente, “Atmospheric
corrosion data of weathering steels. A review”, Corros. Sci., 2013, 77, 6–24.
114
DANH MỤC CÁC CÔNG TRÌNH ĐÃ CÔNG BỐ
Tạp chí
1. Nguyễn Thị Thanh Nga, Lê Thị Hồng Liên, Phạm Văn Nghĩa, “Nghiên cứu ăn
mòn ứng lực thép không gỉ 316 trong dung dịch có chứa ion clorua”, Tạp chí
Khoa học và Công nghệ, 2015, 53 (1B), 423-432.
2. Nguyen Thi Thanh Nga, Tadashi Shinohara, Le Thi Hong Lien, “Effects of
environment factors on stress corrosion cracking of austenitic stainless steels
in atmospheric environments” ISSN 0892-4228, Corrosion Engineering, 2017,
66 (6), 138–142.
3. Nguyen Thi Thanh Nga, Tadashi Shinohara, Le Thi Hong Lien, “The
influence of the environment factors and the surface treatment on stress
corrosion cracking of type 304 austenitic stainless steel”, ISSN: [2395-6992],
International Journal of Engineering Research & Science (IJOER), 2019, 5
(12), 7-14.
Hội nghị hội thảo
1. Nguyen Thi Thanh Nga, Tadashi Shinohara, Le Thi Hong Lien, “The
initiation and propagation of chloride – induced stress corrosion cracking of
austenitic stainless steels under atmospheric conditions”, Proceeding of
APCCC 18 November 2018.