ช่วงนี้กำลังวิเคราะห์งานชิ้นหนึ่ง ซึ่งเจ้าของงานต้องการว่าทราบว่าโครงสร้างแอลฟ่ามาร์เทนไซต์
(α-martensite) ที่เกิดขึ้นจากการแปรรูปในเหล็กกล้าไร้สนิมอสเตนนิติกจะส่งผลให้มีความไวต่อการแตกเปราะจากไฮโดรเจนหรือไม่
เนื่องชิ้นส่วนดังกล่าวต้องสัมผัสอยู่กับสารประกอบไฮโดรคาร์บอนแต่ถูกใช้งานที่อุณหภูมิต่ำ
แต่อาจจะมีบางโอกาสที่สัมผัสกับสภาวะบรรยากาศโรงงาน เช่น ในระหว่างการปิดซ่อมบำรุง
ในระหว่างการทำ literature review อยู่นี้ ผมไปเจอบทความที่น่าสนใจบทความหนึ่งที่อธิบายการแตกเปราะจากไฮโดรเจนในเหล็กกล้าไร้สนิมออสเตนนิติกที่มีการแทรกตัวของธาตุผสมสูง และคิดว่าน่าจะเป็นประโยชน์จึงขอสรุปคร่าวๆ
เพื่อเอามาแลกเปลี่ยนกัน ผมอาจจะแปลความหมายผิด ถ้าท่านใดเห็นว่าผมแปลความหมายไม่ถูกต้องช่วยแจ้งให้ผมทราบด้วยนะครับ…ขอบคุณล่วงหน้า
กำลังขยาย 100 เท่า
กำลังขยาย 200 เท่า
รูปที่ 1 โครงสร้างจุลภาคของเหล็กกล้าไร้สนิมออสเตนนิติกที่มีเฟสแอลฟ่ามาร์เทนไซต์
ที่ผ่านมาก็มีนักวิจัยหลายท่านพยายามศึกษาการแตกเปราะเนื่องจากไฮโดรเจนในเหล็กกล้าไร้สนิมกลุ่มออสเตนนิติกอนุกรม
300 ซึ่งเป็นที่ทราบกันดีว่าถ้ามีเฟสมาร์เทนไซต์ [1-5] ตัวอย่างโครงสร้างจุลภาคของเหล็กกล้าไร้สนิมออสเตนนิติกที่มีเฟสแอลฟ่ามาร์เทนไซต์แสดงในรูปที่ 1 ปรากฏในโครงสร้างของเหล็กกล้าและมี
stacking
fault energy ต่ำ [6] จะทำให้เหล็กกล้าโครเมียม-นิเกิล
(Cr-Ni steel) มีความไวต่อ hydrogen embrittlement มาก และเนื่องจากในปัจจุบันเราจะพบว่าธาตุผสมหลักในเหล็กกล้าไร้สนิมออสเตนนิติก
เช่น นิกเกิลและโมลิบดีนัมมีราคาสูงขึ้นมาก ทำให้ต้นทุนการผลิตชิ้นส่วนสูงตามไปด้วย
ดังนั้นจึงได้มีการพัฒนาเหล็กกล้า Cr-Mn-N [7-8] ขึ้นมาทดแทนเหล็กกล้า
Cr-Ni โดยใช้ธาตุผสมระหว่าง Mn และ N
มาทดแทน Ni ซึ่งอาจจะเป็นการทดแทนแบบบางส่วนหรือทั้งหมดเลยก็ได้
การพัฒนาเพื่อลดต้นทุนล่าสุดพบว่ามีการใช้ธาตุผสมร่วมกันระหว่างคาร์บอนและไนโตรเจนแทนที่จะใช้ธาตุไนโตรเจนเพียงอย่างเดียวเพื่อสร้างเหล็กกล้าไร้สนิมออสเตนนิติกที่มีการแทรกตัวของธาตุผสมสูง
(High Interstitial Austenitic Stainless Steel) [9] ซึ่งเหล็กกล้าไร้สนิมที่ปราศจากนิกเกิลนี้นอกจากจะมีต้นทุนที่ต่ำแล้วยังมีสมบัติทางกลและความต้านทานการกัดกร่อนที่ดี
[7-13] และก็ได้มีการศึกษาจากนักวิจัยหลายท่านเกี่ยวกับเหล็กกล้าไร้สนิมกลุ่มนี้
โดยได้ข้อสรุปแบบรวมๆ ว่า พฤติกรรมการแตกเปราะจากไฮโดรเจนในเหล็กกล้าไร้สนิม Cr-Mn
มีความสลับซับซ้อนและได้รับอิทธิพลจากหลายตัวแปร ได้แก่ stacking
fault energy วิธีการในการลำเลียงแก๊สไฮโดรเจนเข้าไปในเหล็กกล้า
ปริมาณไฮโดรเจนและส่วนผสมทางเคมีของเหล็กกล้า ยกตัวอย่างเช่น การศึกษาของ Igata
และคณะ [14] ที่ได้ศึกษาผลของปริมาณไฮโดรเจนในเหล็กกล้า
18Cr15Mn0.35N0.17C จากการศึกษาได้รายงานว่าเหล็กกล้าจะเปราะในกรณีที่มีปริมาณไฮโดนเจนเกินค่าวิกฤติ
(Threshold Value) และได้กล่าวว่าความเหนียวที่ลดลงในเหล็กกล้าที่มีการชาร์จไฮโดรเจนเข้าไปนั้นเกิดจากไฮโดรเจนจะลด
stacking fault energy และจากการศึกษาของ Shehata และคณะ [15] ที่ได้ศึกษาผลของการชาร์จไฮโดรแบบแคโธดิก
(Cathodically charged hydrogen) ต่อพฤติกรรมความต้านทานแรงดึงในเหล็กกล้าไร้สนิมออสเตนนิติกที่มีไนโตรเจนอิ่มตัวยิ่งยวด
(Nitrogen Supersaturated Austenitic Stainless Steel) ได้ผลสรุปว่าเหล็กกล้าที่มีปริมาณไนโตรเจนสูงกว่าจะละลายไฮโดรเจนได้สูงกว่าและจะส่งผลให้วัสดุสูญเสียความเหนียวได้มากกว่าเช่นกัน
นอกจากนี้ยังมีการศึกษาของ Michler และ Naumann [16]
ที่ได้รายงานว่าเหล็กกล้า Cr-Mn ที่มีไนโตรเจน
0.6-0.8% และนิกเกิลเกิดการเปราะอย่างรุนแรงเมื่อถูกทดสอบในบรรยากาศที่มีไฮโดรเจนที่อุณหภูมิ
-50 องศาเซลเซียส และยังโต้แย้งเพิ่มเติมว่าแมงกานีสและไนโตรเจนไม่สามารถทดแทนนิกเกิลได้ในแง่ของความต้านทานต่อการแตกเปราะจากไฮโดรเจน
ในบทความที่ผมนำมาเสนอนี้ ผู้ทำการวิจัยเขาได้ทำการศึกษาผลของไฮโดรเจนต่อพฤติกรรมต้านทานแรงดึงของเหล็กกล้าไร้สนิม
18Cr10Mn-N-C
จำนวน 2 เกรด คือ เกรดที่เติมไนโตรเจน 0.6% (18Cr10Mn-0.6N) และเติมทั้งไนโตรเจนและคาร์บานอย่างละ
0.3% (18Cr10Mn-0.3N-0.3N)
โดยควบคุมให้มีค่า stacking fault energy ใกล้เคียงกันทำการวัดด้วยวิธี
Neutron diffraction measurement [17] โดยวัตถุดิบตั้งต้นถูกผลิตในเตาหลอมแบบเหนี่ยวนำที่ความดันสุญญากาศภายใต้ความดันย่อยของไนโตรเจนต่ำกว่า
3 บาร์ หลังจากนั้นนำอินกอตไปให้ความร้อนไปที่ 1250 องศาเซลเซียสเป็นเวลา 2
ชั่วโมงในบรรยากาศอาร์กอนแล้วทำการรีดเป็นแผ่นที่มีความหนา 4 มม. แล้วทำให้เย็นตัวในอากาศ
จากนั้นนำชิ้นที่จะทดสอบมาให้ความร้อน 1150 องศาเซลเซียส เป็นเวลา 1
ชั่วโมงอีกครั้งแล้วทำการชุบในน้ำ ตัดเตรียมตัวอย่างที่จะทดสอบตามทิศทางการรีดโดยใช้
wire cut เพื่อหลีกเลี่ยงปัจจัยด้านความร้อนและความเค้นตกค้างตาม
ASTM E8 ขัดให้ขึ้นเงาและนำไปชาร์จด้วยไฮโดรเจนบริสุทธิ์ที่อุณหภูมิ
300 องศาเซลเซียส และความดัน 15 เมกะปาสคาล เป็นเวลา 72 ชั่วโมง
จากนั้นนำมาเก็บไว้ในไนไตรเจนเหลว ทำการวัดปริมาณไฮโดรเจนในแท่งทดสอบด้วยเทคนิค Thermal
Desorption spectroscopy แล้วทำการทดสอบแรงดึง
โดยในระหว่างทดสอบชิ้นงานจุ่มแช่ไนโตรเจนเหลว หลังทดสอบเสร็จนำชิ้นงานไปตรวจหาเฟสที่เกิดขึ้นในระหว่างการเสียรูปด้วยเทคนิคการเลี้ยวเบนของรังสีเอ๊กซ์
(XRD) และตรวจสอบผิวแตกด้วยกล้องจุลทรรศน์แบบแสง (OM)
และแบบส่องกราด (SEM)
ผลการทดสอบแรงดึงพบว่าชิ้นทดสอบที่มีการชาร์จไฮโดรเจนมี
flow
stress สูงกว่าแต่ความเหนียวต่ำกว่าชิ้นทดสอบที่ไม่ชาร์จไฮโดรเจน (ดูรูปที่
2) และชิ้นทดสอบ 18Cr10Mn-0.6N ค่อนข้างจะสูญเสียความเหนียวลงอย่างมากเมื่อเทียบกับชิ้นทดสอบ
18Cr10Mn-0.3N-0.3C
รูปที่ 2
กราฟความเค้น-ความเครียดจากการทดสอบแรงดึงของเหล็กกล้า 0.6N [25]
สำหรับผลการวิเคราะห์ผิวหน้าแตกหักพบว่าชิ้นส่วนที่ไม่ได้ชาร์จไฮโดรเจนพบลักษณะของ
ductile
dimple (ดูรูปที่ 3) ซึ่งเป็นการแตกแบบเหนียว
ในขณะเดียวกันผิวแตกของ 18Cr10Mn-0.6N และ
18Cr10Mn-0.3N-0.3C ก็มีความแตกต่างกัน
กล่าวคือเหล็กกล้า 18Cr10Mn-0.6N
มีผิวแตกส่วนใหญ่เป็นแบบตามขอบเกรน (ดูรูปที่ 4)
และเหล็กกล้า 18Cr10Mn-0.3N-0.3N
มีผิวแตกส่วนใหญ่เป็นแบบผ่านเกรน (ดูรูปที่ 5) นอกจากนี้ผลการทดสอบด้วย
XRD ยังชี้ให้เห็นว่าแอลฟ่ามาร์เทนไซต์เกิดเฉพาะในเหล็กกล้า
18Cr10Mn-0.6N เท่านั้น
รูปที่ 3 ภาพถ่ายจาก SEM แสดงผิวหน้าแตกของเหล็กกล้าที่ไม่ได้ชาร์จไฮโดรเจน [25]
รูปที่ 4 ภาพถ่ายจาก SEM แสดงผิวหน้าแตกของเหล็กกล้า 0.6 ที่ผ่านการชาร์จไฮโดรเจน [25]
รูปที่ 5 ภาพถ่ายจาก SEM แสดงผิวหน้าแตกของเหล็กกล้า 0.3C0.3N ที่ผ่านการชาร์จไฮโดรเจน [25]
จากผลการทดสอบแรงดึงนั้น การเพิ่มขึ้นของ yield และ flow stress ในเหล็กกล้าทั้งสองชนิดชี้ให้เห็นว่าไฮโดรเจนแสดงตัวเป็นตัวเพิ่มความแข็งแรง
(Interstitial Solute Strengthener) เหมือนกับคาร์บอนและไนโตรเจน
อย่างไรก็ตามสิ่งที่ไฮโดรเจนไม่เหมือนกับคาร์บอนและไนโตรเจนคือไฮโดรเจนจะส่งเสริมให้เกิดการเคลื่อนที่ของดิสโลเคชั่น
(Motion Dislocation) [18] โดยการลด
friction stress ระหว่าง dislocation กับ
obstacle การเพิ่มขึ้นของ flow stress แบบมหภาคแม้ว่าจะมีการลดลงของความเค้นเฉพาะจุดแล้วนั้นเนื่องมาจากการเกิดแถบการเลื่นเฉพาะจุด
(Slip Localization) ในตำแหน่งที่มีไฮโดรเจน [18-22]
และไฮโดรเจนจะทำให้เกิด cross-slip ได้ค่อนข้างยากและส่งเสริมให้เกิดการเสียรูปเฉพาะจุด
(Localized Deformation) ในจำนวนของ slip plane ปัจจัยที่ส่งผลกระทบต่อความเหนียวของชิ้นส่วนที่ผ่านการชาร์จไฮโดรเจนได้แก่
stacking fault energy, hydrogen content, phase stability, chemical
composition และ microstructure แม้ว่าเหล็กกล้าที่ศึกษาในครั้งนี้มี
stacking fault energy ใกล้เคียงกัน อย่างไรก็ตาม
เฟสออสเตนไนต์ในเหล็กกล้า 18Cr10Mn-0.6N
มีความไม่เสถียรและสามารถเปลี่ยนไปเป็นมาร์เทนไซต์ในระหว่างการเสียรูปได้
(ดูรูปที่ 6) ความสามารถในการแพร่ของไฮโดรเจนในมาร์เทนไซต์มีค่ามากถึง 105
เท่าของเฟสออสเตนไนต์ที่อุณหภูมิห้อง [23] ความสามารถในการแพร่ที่สูงของไฮโดรเจนในมาร์เทนไซต์ทำให้ไฮโดรเจนมีการส่งผ่านไปยังบริเวณที่มี
triaxial stress ในโครงสร้างจุลภาคนำไปสู่การแตกได้ง่ายขึ้น
รูปที่ 6 สเปกตรัมแสดงเฟสแอลฟ่ามาร์เทนไซต์ที่เกิดขึ้นหลังการดึงของเหล็กกล้า
0.6N [25]
ในเหล็กกล้าที่มีไนโตรเจนปริมาณสูงก็จะทำให้เกิด slip
localization ได้ง่ายขึ้น และไฮโดรเจนจะส่งเสริมให้เกิดการเคลื่อนที่ของดิสโลเคชั่นในระนาบร่วม
ดังนั้นเราจะเห็นว่าผลร่วมกันของไนโตรเจนและไฮโดรเจนจะทำให้โครงสร้างจุลภาคมีความไวต่อการเกิดรอยร้าวขนาดเล็กและทำให้มีความเหนียวต่ำ
จากความแตกต่างของผิวหน้าแตกหักระหว่างเหล็กกล้า 18Cr10Mn-0.6N และ 18Cr10Mn-0.3N-0.3C
มีความเป็นไปได้ว่าเกิดจากการฟอร์มมาร์เทนไซต์ในระหว่างการเสียรูปและไนโตรเจนส่งเสริมให้เกิดแถบการเลื่อนเฉพาะจุด
ลักษณะของโครงสร้างจุลภาค เช่น
ขอบเกรนและดิสโลเคชั่นสามารถกักขังไฮโดรเจนได้ [24] และมักแสดงตัวเป็นทางผ่านให้ไฮโดรเจนแพร่เข้าไปในโลหะ เพราะฉะนั้นชิ้นงานที่มีเกรนละเอียดจึงควรจะมีความไวต่อการแตกเปราะจากไฮโดรเจนมากกว่าชิ้นงานที่มีเกรนหยาบ
แต่ก็มีงานวิจัยบางงานได้ชี้ว่าเหล็กกล้าไร้สนิมทั้งแบบกึ่งเสถียรและเสถียรที่มีการลดขนาดของเกรนลงไปในระดับไมโครเมตรแล้วก็ไม่ส่งผลให้เหล็กกล้ามีความไวต่อการแตกเปราะเนื่องจากไฮโดรเจนเพิ่มขึ้นแต่อย่างใด
ผู้เขียนขอขอบคุณบทความ Hydrogen
embrittlement in high interstitial alloyed 18Cr10Mn austenitic stainless steels ที่ศึกษาโดย Phaniraj
MP และคณะ [25] เป็นอย่างสูง
เอกสารอ้างอิง
[1] Eliezer D, Chakrapani DG, Altstetter CJ, Pugh EN. Influence of austenite
stability on the hydrogen embrittlement and stress-corrosion cracking of
stainless-steel. Metall Trans A Phys Metall Mater Sci 1979;10:935-41.
[2] Perng TP, Altstetter CJ. Effects of deformation on hydrogen permeation
in austenitic stainless-steels. Acta Metall 1986;34:1771-81.
[3] Huang JH, Altstetter CJ. Internal hydrogen-induced subcritical
crack-growth in austenitic stainless-steels. Metall Trans A Phys Metall Mater
Sci 1991;22:2605-18.
[4] Han G, He J, Fukuyama S, Yokogawa K. Effect of straininduced martensite
on hydrogen environment embrittlement of sensitized austenitic stainless steels
at low temperatures. Acta Mater 1998;46:4559-70.
[5] Zhang L, Li ZY, Zheng JY, Zhao YZ, Xu P, Zhou CL, et al. Effect of
strain-induced martensite on hydrogen embrittlement of austenitic stainless
steels investigated by combined tension and hydrogen release methods. Int J
Hydrogen Energy 2013;38:8208-14.
[6] Caskey GR. Hydrogen compatibility handbook for stainless steels.
Savannah River Laboratory; 1981.
[7] Uggowitzer PJ, Magdowski R, Speidel MO. Nickel free high nitrogen
austenitic steels. ISIJ Int 1996;36:901-8.
[8] Gavriljuk VG, Berns Hans. High nitrogen steels. Germany: Springer-Verlag;
1999.
[9] Berns H, Gavriljuk V, Shanina B. Intensive interstitial strengthening
of stainless steels. Adv Eng Mater 2008;10:1083-93.
[10] Bott AH, Pickering FB, Butterworth GJ. Development of high manganese
high nitrogen low activation austenitic stainlesssteels. J Nucl Mater
1986;141:1088-96.
[11] Balachandran G, Bhatia ML, Ballal NB, Rao PK. Influence of thermal
and mechanical processing on room temperature
mechanical properties of nickel free high nitrogen austenitic stainless
steels. ISIJ Int 2000;40:501-10.
[12] Balachandran G, Bhatia ML, Ballal NB, Rao PK. Some theoretical
aspects on designing nickel free high nitrogen austenitic stainless steels.
ISIJ Int 2001;41:1018-27.
[13] Rawers JC. Alloying effects on the microstructure and phase stability
of Fe-Cr-Mn steels. J Mater Sci 2008;43:3618-24.
[14] Igata N, Fujiga T, Yumoto H. Decrease of ductility due to hydrogen
in fe-cr-mn austenitic steel. J Nucl Mater 1991;179:656-8.
[15] Shehata MF, Schwarz S, Engelmann HJ, Uhlemann M. Influence of
hydrogen on mechanical properties of nitrogen supersaturated austenitic
stainless steels. Mater Sci Technol 1997;13:1016-22.
[16] Michler T, Naumann J. Hydrogen embrittlement of Cr-Mn-Naustenitic stainless
steels. Int J Hydrogen Energy 2010;35:1485-92.
[17] Lee TH, Ha HY, Hwang B, Kim SJ, Shin E. Effect of carbon Fraction
on stacking fault energy of austenitic stainless steels. Metall Mater Trans A
Phys Metall Mater Sci 2012;43A:4455-9.
[18] Lee TC, Dewald DK, Eades JA, Robertson IM, Birnbaum HK. An
environmental cell transmission electron-microscope. Rev Sci Instrum
1991;62:1438-44.
[19] Beachem CD. New model for hydrogen-assisted cracking (hydrogen
embrittlement). Metall Trans 1972;3:437-51.
[20] Birnbaum HK, Sofronis P. Hydrogen-enhanced localized plasticity e a
mechanism for hydrogen-related fracture. Mater Sci Eng A Struct Mater Prop
Microstruct Process 1994;176:191-202.
[21] Nibur KA, Bahr DF, Somerday BP. Hydrogen effects on dislocation
activity in austenitic stainless steel. Acta Mater 2006;54:2677-84.
[22] Robertson I, Sofronis P, Nagao A, Martin ML, Wang S, Gross DW, et
al. Hydrogen embrittlement understood. Metall Mater Trans A 2015;46:2323-41.
[23] Perng TP, Altstetter CJ. Effects of deformation on hydrogen permeation
in austenitic stainless-steels. Acta Metall 1986;34:1771e81.
[24] Hirth JP. Effects of hydrogen on the properties of iron and steel.
Metall Trans A Phys Metall Mater Sci 1980;11:861-90.
[25] Phaniraj MP, et al., Hydrogen embrittlement in high
interstitial alloyed 18Cr10Mn austenitic stainless steels, International
Journal of Hydrogen Energy (2015), http://dx.doi.org/10.1016/j.ijhydene.2015.07.163
ไม่มีความคิดเห็น:
แสดงความคิดเห็น