Luận án Nghiên cứu ăn mòn ứng lực thép không gỉ mác 304 và 316 trong môi trường khí quyển nhiệt đới Việt Nam

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.