การแตกร้าวเนื่องจากความเค้นร่วมกับการกัดกร่อนจากกรดโพลีไทโอนิค (Polythionic Acid Stress Corrosion Cracking)

การแตกร้าวเนื่องจากความเค้นร่วมกับการกัดกร่อนจากกรดโพลีไทโอนิค (Polythionic Acid Stress Corrosion Cracking; PTA SCC) เป็นรูปแบบหนึ่งของการกัดกร่อนตามขอบเกรนที่เกิดขึ้นกับเหล็กกล้าไร้สนิมที่มีการตกตะกอนของคาร์ไบด์ (Sensitized stainless steel) ในระหว่างการกลั่นปิโตรเลียมที่ผลิตภัณฑ์ตั้งต้นมีซัลเฟอร์เป็นสารเจือปน กลไกการเสียหายนี้มักเกิดขึ้นกับเหล็กกล้าไร้สนิมเกรดมาตรฐานทั่วไปและเกรดที่มีคาร์บอนสูง แต่สำหรับเกรดที่มีคาร์บอนต่ำและเกรดที่มีความเสถียร (Stabilized grade) อาจได้รับผลกระทบในบางเงื่อนไข

การตกตะกอนของคาร์ไบด์บริเวณขอบเกรนและทำให้พื้นที่ข้างเคียงพร่องของโครเมียม

(http://www.phase-trans.msm.cam.ac.uk/2005/Stainless_steels/stainless.html)

Sensitization เป็นสภาวะการเสื่อมสภาพของเหล็กกล้าไร้สนิมออสเตนนิติกที่มีสาเหตุมาจากการตกตะกอนของคาร์ไบด์บริเวณขอบเกรนและทำให้พื้นที่ข้างเคียงพร่องของโครเมียม (Chromium depletion) โดยทั่วไปเหล็กกล้าไร้สนิมมักจะนำไปทำ Solution annealing ก่อนนำไปใช้งาน เพื่อให้โครเมียมจะกระจายตัวอย่างสม่ำเสมอในโครงสร้างออสเตนไนต์ อย่างไรก็ตามถ้าโลหะผสมถูกใช้งานในช่วงอุณหภูมิที่ทำให้เกิดการตกตะกอนของคาร์ไบด์ (Sensitization temperature) คือช่วง 370 – 815 องศาเซลเซียส [NACE, 1997] จะเกิดการตกตะกอนของโครเมียมคาร์ไบด์ที่มีโครเมียมสูง (Cr-rich carbides) เช่น  (Cr, Fe)₂₃C₆ ขึ้นตามบริเวณขอบเกรน ลักษณะดังกล่าวจะทำให้พื้นที่แคบๆ ที่อยู่ข้างแนวการตกตะกอนของคาร์ไบด์มีปริมาณโครเมียมลดลง  จนมีค่าต่ำกว่าค่าวิกฤติที่จะทำให้เกิดฟิล์มปกป้อง (Passive film) และมีความต้านทานการกัดกร่อนลดลง ดังนั้นบริเวณดังกล่าวจึงมีความไวที่สูงต่อการกัดกร่อนตามขอบเกรน (Intergranular corrosion) และการแตกร้าวตามขอบเกรนเนื่องจากความเค้นร่วมกับการกัดกร่อน (Intergranular stress corrosion cracking) ถ้าสัมผัสกับสิ่งแวดล้อมที่มีฤทธิ์กัดกร่อน ซึ่งการตกตะกอนของคาร์ไบด์สามารถเกิดขึ้นได้ทั้งในระหว่างการเชื่อมประกอบและในระหว่างการใช้งานในช่วงอุณหภูมิที่กล่าวมา ยิ่งถ้าชิ้นส่วนมีความเค้นตกค้าง (จากการขึ้นรูปและการเชื่อม) และความเค้นกระทำในระหว่างการใช้งานก็จะเพิ่มความไวต่อการแตกร้าวได้ง่าย ซึ่งสามารถประเมินความไวของเหล็กกล้าไร้สนิมออสเตนนิติกต่อการตกตะกอนของคาร์ไบด์และเกิด PTA SCC ได้หลายวิธี เช่น แนวปฏิบัติตาม ASTM A262, ASTM G35 และ ASTM G180 เป็นต้น

องค์ประกอบที่ทำให้เกิด SCC

เป็นที่ทราบกันดีว่ากระบวนการลดปริมาณ/กำจัดสารปนเปื้อน (Hydrotreating) และกระบวนการแตกตัวโดยใช้ไฮโดรเจน (Hydrocracking) เป็นกระบวนการที่ใช้กันอย่างแพร่หลายในอุตสาหกรรมการกลั่นปิโตรเลียม โดย Hydrotreating จะใช้ในการกำจัดสารปนเปื้อน เช่น ไนโตรเจน ซัลเฟอร์และโลหะต่างๆ เพื่อเตรียมสารตั้งต้นเข้าสู่หน่วยการผลิตอื่นๆ เช่น catalytic reformer และ fluid catalytic crackers รวมถึงการอัพเกรดผลิตภัณฑ์ตรงและจากกระบวนการกลั่นอื่น ๆ เช่น visbreakers และ delayed cokers  เพื่อให้เป็นไปตามมาตรฐานน้ำมันเชื้อเพลิงในปัจจุบัน สำหรับ Hydrocracking เป็นกระบวนการแตกตัวโดยอาศัยไฮโดรเจนช่วยเพื่อให้เกิดผลิตภัณฑ์ที่มีขนาดโมเลกุลเล็กลงกว่า Feedstock ที่ให้ผลิตภัณฑ์มีสัดส่วนของแก๊สมากกว่าของเหลว ปฏิกิริยานี้เกิดขึ้นภายใต้สภาวะอุณหภูมิและความดันไฮโดรเจนที่สูง โดยหน้าที่ของไฮโดรเจน คือการทำให้สายของคาร์บอนบริสุทธิ์ปราศจากกำมะถันและไนโตรเจน โดยทั่วไปสภาวะการทำงานของเครื่องปฏิกรณ์มักปฏิบัติการที่ความดัน 2.5 ถึง 10 MPa และที่อุณหภูมิ 325 ถึง 425 องศาเซลเซียส ในสภาวะดังกล่าวนี้สามารถส่งผลให้เหล็กกล้าไร้สนิมออสเตนนิติกเกรดทั่วไปเกิดการตกตะกอนของโครเมียมคาร์ไบด์ตามขอบเกรนได้ ซึ่งสารป้อนของทั้งสองกระบวนการ (Hydrotreating และ Hydrocracking) จะมีซัลเฟอร์เจือปน และซัลเฟอร์ทำปฏิกิริยากับ H₂ ฟอร์มตัวเป็น H₂S จากนั้น H₂S ทำปฏิกิริยากับโลหะเกิดเป็นโลหะซัลไฟด์เกาะติดที่ผิวหน้าของเหล็กกล้าไร้สนิม ในระหว่างการปิดระบบเพื่อทำการซ่อมบำรุงทำให้สเกลซัลไฟด์ที่เกาะติดอยู่บนผิวโลหะทำปฏิกิริยากับความชื้นและอากาศแล้วฟอร์มเป็นกรดโพลีไทโอนิค ซึ่งกรดดังกล่าวมีสูตรทางเคมีเป็น H₂S_xO₆ แต่จากการศึกษาของ Moller ในปี 1984 พบว่ากรดที่อยู่ในรูปเตตระไทโอนิค (H₂S₄O₆) เท่านั้นที่ส่งผลให้เกิดการแตกร้าวเนื่องจากความเค้นร่วมกับการกัดกร่อนในเหล็กกล้าไร้สนิมออสเตนนิติกที่เกิดการตกตะกอนของคาร์ไบด์ กรดนี้จะกัดกร่อนโลหะบริเวณขอบเกรนที่พร่องโครเมียมจากการเกิด Sensitization ดังที่กล่าวมาก่อนหน้านี้  ดังนั้น ปัจจัยที่เกิดร่วมกันระหว่างโครงสร้างจุลภาคที่เกิดการตกตะกอนของคาร์ไบด์ โลหะซัลไฟด์ที่เกาะติดผิวหน้า ความชื้น ออกซิเจน ความเค้นตกค้าง และความเค้นแรงดึงที่เกิดขึ้นในระหว่างปฏิบัติการสามารถส่งผลให้เกิดการแตกร้าวเนื่องจากความเค้นร่วมกับการกัดกร่อนจากกรดโพลีไทโอนิค (Polythionic Acid Stress Corrosion Cracking)  ได้

หอกลั่นลำดับ

เนื่องจากความไวของเหล็กกล้าไร้สนิมออสเตนนิติกต่อ PTA SCC จะเกิดในระหว่างการปิดระบบเพื่อซ่อมบำรุง ดังนั้นขั้นตอนที่ได้อธิบายไว้ใน NACE SP0170 เพื่อลดความไวหรือป้องกันการเกิด PTA SCC โดยได้แนะนำให้ทำการล้างผิวหน้าโลหะเพื่อให้มีสภาวะเป็นกลาง (Neutralization) ด้วยโซดาไฟก่อนหรือหลังจากสัมผัสกับอากาศและความชื้น นอกจากนี้ยังสามารถป้องกันได้โดยการกำจัดออกซิเจนออกจากสิ่งแวดล้อมโดยพ่นไนโตรเจนหรือกำจัดความชื้นโดยการพ่นอากาศแห้ง เป็นสิ่งที่ต้องดำเนินการก่อนเริ่มปฏิบัติการ อย่างไรก็ตาม ขั้นตอนดังกล่าวเป็นการเพิ่มค่าใช้จ่ายและทำให้เสียเวลา สำหรับการเลือกวัสดุที่ลดความเสี่ยงในการเกิด PTA SCC โรงกลั่นส่วนใหญ่มักนิยมเลือกใช้เหล็กกล้าไร้สนิมเกรดที่มีความเสถียร เช่น เกรด 321 หรือ 347 แต่พบว่าเหล็กกล้าไร้สนิมทั้งสองเกรดก็ยังไม่สามารถลดขั้นตอน Neutralization ได้ เพราะว่ายังสามารถเกิดการตกตะกอนของคาร์ไบด์ได้และในที่สุดก็ยังมีความไวต่อ PTA SCC

โครงสร้างจุลภาคของชิ้นส่วน spacer ที่เกิด PTASCC

ดังนั้นจึงได้มีการพัฒนาโลหะผสมเหล็กกล้าไร้สนิมที่มีความต้านทานต่อ PTA SCC ขึ้นโดยใช้หลักการทางวิศวกรรมขอบเกรน (Grain boundary engineering) ซึ่งปัจจุบันได้มีการผลิตเหล็กกล้าไร้สนิมเกรด 347LN (UNS S34751) ที่สามารถใช้งานที่อุณหภูมิสูงเป็นเวลานานโดยที่ไม่เกิดการตกตะกอนของคาร์ไบด์ และมีชื่อทางการค้าว่า “smiLLe^TM” โดยมีรายงานจากการทดสอบในห้องปฏิบัติการว่าโลหะผสมดังกล่าวไม่เกิดการตกตะกอนของคาร์ไบด์หลังจากการทำงาน 10,000 ชั่วโมง และไม่มีความไวต่อ PTA SCC และผลการทดสอบภาคสนามของท่อที่ผลิตจากวัสดุเกรดนี้ที่ใช้งานอยู่ใน Hydrocracker fired heater พบว่าไม่เกิดการตกตะกอนของคาร์ไบด์หลังจากใช้งานมามากกว่า 100,000 ชั่วโมง นอกจากนี้เกรดนี้ยังไม่จำเป็นต้องทำให้โครงสร้างจุลภาคมีความเสถียรด้วยกระบวนการทางความร้อน (Thermal stabilized heat treatment) เหมือนกับที่กำหนดในเกรด 347 เนื่องจากเกรดดังกล่าวมีคาร์บอนเจือในระดับที่ต่ำกว่า 0.02% มีการเติมไนโตรเจนทำให้มีความแข็งแรงที่อุณหภูมิสูงเทียบเท่ากับเกรด 347H สูงถึง 750 องศาเซลเซียส ดังนั้นโลหะผสมเกรด 347LN จึงสามารถใช้งานที่อุณหภูมิระหว่าง 350 ถึง 750 องศาเซลเซียส และธาตุผสมอื่นๆ ที่เพิ่มสมบัติด้านต่างๆ ดังรูปด้านล่าง

จุดเด่นของโลหะผสมเกรด 347LN
(https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S0264127516309649?via%3Dihub)

การเสียหายกลไก PTA SCC นี้สามารถศึกษารายละเอียดเพิ่มเติมได้ที่ API RP 571 (Damage Mechanisms Affecting Fixed Equipment in the Refining Industry) ซึ่งมีรายละเอียดครอบคลุมถึงกลไกการเสียหาย ความไวของวัสดุ ปัจจัยวิกฤติ แนวทางในการเลือกวิธีทดสอบ และปัจจัยควบคุม PTA SCC นอกจากนี้ ยังมีเนื้อหาที่ครอบคลุมใน NACE RP0170 (Protection of Austenitic Stainless Steels and Other Austenitic Alloys from Polythionic Acid Stress Corrosion Cracking During Shutdown of Refinery Equipment) ซึ่งได้กล่าวถึงวิธีในการป้องกันหรือลดความรุนแรงรวมทั้งรายละเอียดของสาเหตุที่ทำให้เกิด PTA SCC ด้วย

เอกสารอ้างอิง

1.SA Bradley, MW Mucek, H Anada, T Osuki. Alloy for resistance to polythionic acid stress corrosion cracking for hydroprocessing applications. Materials and Design 110 (2016) 296–303.

2. S Rahimi, DL Engelberg, TJ Marrow. A new approach for DL-EPR testing of thermo-mechanically processed austenitic stainless steel. Corrosion Science 53 (2011) 4213–22.

3. A Abou-Elazm, R Abdel-Karim, I Elmahallawi, R Rashad. Correlation between the degree of sensitization and stress corrosion cracking susceptibility of type 304H stainless steel. Corrosion Science 51 (2009) 203–208.

4. M Shayegani, P Zakersafaee. Failure analysis of reactor heater tubes SS347H in ISOMAX unit. Engineering Failure Analysis 22 (2012) 121–127.

5. HM Nawancy. Failure of hydrocracker heat exchanger tubes in an oil refinery by polythionic acid-stress corrosion cracking. Engineering Failure Analysis 16 (2009) 2091–2097. 

6. NACE SP0170, Protection of Austenitic Stainless Steels and Other Austenitic Alloys from Polythionic Acid Stress Corrosion Cracking During a Shutdown of Refinery Equipment, NACE International, Houston, TX.

7. T Osuki, K. Ogawa, H. Hirata, Y. Nishinomya, US Patent 8133431B2, “Austenitic Stainless Steel,” (March, 2012).

8. GE Moller. Designing with Stainless Steels in Stress Corrosion Environments. Corrosion Source Book 1984, ASM, 266 - 277.

9. Standard Practice for Evaluating Stress-Corrosion-Cracking Resistance of Metals and Alloys in a Boiling Magnesium Chloride Solution, G36, vol. 03.02, Annual Book of ASTM Standards, ASTM, 2002.  

10. Standard Test Method for Electrochemical Reactivation (EPR) for Detecting Sensitization of AISI Type 304 and 304L Stainless Steels, G108, vol. 03.02, Annual Book of ASTM Standards, ASTM, 2002.

Stress Corrosion Cracking in Welded 316SS Screener Shaft

S. Kaewkumsai, S. Aumparn, and E. Viyanit

National Metal and Material Technology Center (MTEC),

National Science and Technology Development Agency (NSTDA),

114 Thailand Science Park, Paholyothin Rd., Klong 1,

Klong Luang, Pathumthani 12120 THAILAND

Phone 66-2564-6500 ext. 4736, Fax.66-2564-6332, E-Mail: siamk@mtec.or.th

ABSTRACT

This paper described the failure of stainless steel shaft grade AISI 316, which has been investigated after being in service for nearly 3 years. It failed by stress corrosion cracking, which was originated at the welded zone. The investigation included visual examination, optical microscopy, scanning electron microscopy (SEM), energy dispersive spectroscopy (EDS), spectrometry, and metallography. Analytical results revealed that crack was propagated at the outer surface of the welded zone. Significant evidence of pitting was observed in the originated zones which results from the corrosion attacked. It is necessary to check the material properties after welding process and one should ensure that the residual tensile stresses is prohibited.

KEY WORDS: Stress Corrosion Cracking; Stainless Steel; Branched Crack

1. Introduction

Stress corrosion cracking (SCC) is a term used to describe failures in engineering parts that result from environmentally assisted cracks propagation. This phenomenon is associated with a combination of stresses above some threshold values, specific environment and sensitive material, which leads to surface cracks especially in passive film forming metal [1]. Austenitic stainless steel parts were frequently subject to failure from stress corrosion cracking in chloride containing environments. To induce SCC, a high chloride concentration is required, although relatively small amount of chloride is sufficient on heated surfaces, area where chloride concentration can occur, or where chloride is concentrated by pitting or crevice corrosion. The cracking continues at low stresses and commonly occurs as a result of residual stresses from welding or manufacturing. The cracking is normally transgranular, although it may switch to intergranular mode as a result of sensitization of the steel.

In service, welding residual stresses can superpose on applied stress and if being tensile in nature, they may promote SCC. For on-site application, the maximum residual stresses produced in the welding process may be higher than the yield strength of material [2]. Since the breakdown of passive films has been recognized as playing a key role in the pitting and SCC of austenitic stainless steels, it is reasonable to correlate the effects of microstructure and residual stress on corrosion resistance to the properties of the passive film.

The failed material for failure analysis was the stainless steel screener shaft, which had been in service for nearly 3 years. The shaft was made of commercial stainless steel grade AISI 316. The shaft was used for vibrated the screener of plastic powder. The vibration amplitude and frequency cycles were controlled around 3 mm and 1000 cycle/second, respectively. The temperature in serviced was exposing around 80-90 ºC. The shaft was fabricated by welding process without preheat and post-heat at the welded location and fracture was found in this area. The fractured shaft for failure analysis is shown in Fig.1.

Fig.1 As- received screener shaft for failure analysis and fracture site

2. Investigation Methods and Results

2.1 Visual Examination

As-received fractured shaft was thoroughly examined visually with the aid of a stereo microscope. The shaft had fractured into two pieces. A portion of one of the mating fracture surfaces was cut away from the shaft and used for fractography. The fracture surface, which cut from as received failed shaft, was carefully examined both visually and the aid of a stereoscopic microscope (up to 10X). The fracture surface on the shaft shows the macro-view in Fig. 2a. The fracture surface was displayed a flat region normal to the axis on the shaft. The prominent array of radial marks indicative of brittle fast fracture was visibly observed (Fig. 2b). The crack originated on the outside surface of the shaft nearby the welded area. It emanated from the surface pit. Examination of the outside cylindrical surface of the shaft at the fracture origin site revealed a rust color scale and evidence of a small hole.

Fig. 2: Fracture surface of the failed part a) entire fracture surface b) radial marks radiated from the origin

2.2 Fractography with SEM

The fracture initiation site in the fractured specimen was examined in the scanning electron microscope (SEM). SEM examination of the surface of fracture origin area revealed a branched crack generated from the fracture origin and also was covered by the corrosion products as shown in Fig. 3a. The Energy Dispersive Spectrometry (EDS) was used to determine the chemical composition analysis of contaminant particles on the surface of fracture origin. The results of the corrosion products in a fracture origin area revealed the high peak of chlorine (Fig. 3b).

Fig.3a SEM fractograph of the fracture origin surface revealed a branched crack and was covered by corrosion products b) EDS spectrum of the corrosion products on in the area of fracture origin

2.3 Composition Analysis

A piece of shaft was subjected to spark emission spectrometer to determine the bulk composition of material. The chemical composition of the test sample is close to specification of AISI 316.

2.4 Cross-sectional and Microstructure Analysis

A sample was cut from the section near the fracture surface. The sample was prepared for examination by mounting, polishing, and etching with glyceregia solution. The microstructure in the base metal was generally found to be austenitic structure (Fig. 4a). The welded metal shows the dendritic structure, which was resulted from fast cooling rate. The microstructure characteristic near the fusion region is presented in Fig. 4b. Note the slag inclusions at the weld interface were found. A branched crack was found adjacent to base metal and welded metal. The crack morphology is typical of stress corrosion cracking.

Fig.4: a) Normal structure b) cracks at the weld interface

2.5 Hardness Testing

Micro-hardness measurements were taken across the fusion line region that included base metal and weld metals, which had carried out on metallographic sample. The hardness values of the welded metal were found to be a little greater than that of base metal. The hardness values are not shown significant information.

3. Discussions

Visual and macro-examination and SEM fractography clearly established that the screener shaft failed in mode of brittle fracture as indicated by the radial mark. The origin was located at a localized region on the outside cylindrical surface of the shaft. It was occurred nearby the toe of welded area that contained a small hole of slag inclusions and branched-cracks, which act as stress concentrators and fracture origin sites. SCC in austenitic stainless steels is easily recognized by the branched nature of transgranular cracks [3]. EDS analysis of the impurities on a small hole revealed that it contained a large amount of chlorine, an element that contributed to crack initiation. Chlorides are the big problem when using the 300 series grades of stainless steel. The combination of the residual stress, the presence of chlorine, and cyclic load makes the material susceptible to fracture.

Normally, stainless steel has a protective film that resists corrosion damage from chemical species. For the failed part, the defects generated from rust caused discontinuities in protective film. Welding often makes this situation worse, prone to the metallurgical alters and residual stresses introduced. Therefore, the failure of the shaft was probably caused by the interaction between the residual stress and chloride containing media at the welded areas followed by crack initiation and propagation. Suresh M. [4] said that the temperature usually needs to be above 70 ºC before SCC can occur. In this case, the service temperature was operated at 80-90 ºC, the ideal for generated SCC. The higher temperature, the higher concentration of chloride promote to occurrence of SCC.  In service, welding residual stresses can superpose on applied stresses and, the shaft being tensile in nature, they may promote SCC. In engineering practice, the maximum residual stresses produced in welding process may be higher than the yield strength of material, so that they can induce SCC without the aid of applied stresses.

4. Conclusion

The screener shaft was failed by stress corrosion cracking which was induced by chloride contamination in the service environment and the presence of residual stress. Stress relieve of the shaft after welding is necessary. Periodic cleaning of contaminants on the surface of the shaft is also recommended to avoiding such failure.

References

[1] Manfredi C. et al, “Failures by SCC in buried pipelines”, Eng Fail Anal, Vol.9, 2002, pp.495-509.

[2] Lu B.T., “Pitting and stress corrosion cracking behavior in welded austenitic stainless steel”, Electrochemica Acta, Vol.5, 2005, pp.1391-1403.

[3] Lynch S.P., “Failures of Structures and Components by Environmentally Assisted Cracking”, Failure Analysis Case Studies, Eng Fail Anal, Vol.1, 1994, pp.77-90.

[4] Suresh M. et al, “Failure Analysis of Stainless Steel Pipeline”, Eng Fail Anal, 2008, pp.497-504.

การกัดกร่อนแบบกัลวานิก (Two-metal- /Galvanic corrosion)

รูปที่ 1 การกัดกร่อนของโลหะต่างชนิดเมื่อมาเชื่อมต่อกันทางเคมีไฟฟ้า โดยมีแผ่นทองเหลืองและอะลูมิเนียมที่ยึดให้เข้ากันด้วยชุดสลักเกลียวที่ทำจากเหล็กกล้าไร้สนิม 304 ที่ผ่านการสร้างฟิล์ม

การกัดกร่อนของชิ้นส่วนโลหะที่นำมาใช้ในการยึดชิ้นส่วนเข้าด้วยกันเป็นปัญหาที่นักออกแบบต้องให้ความสำคัญเป็นอย่างมาก ซึ่งหนึ่งในคำถามที่นักออกแบบจะต้องตอบคำถามให้ได้ว่าชิ้นส่วนโลหะที่เลือกใช้นั้นสัมผัสกับสภาวะที่มีฤทธิ์กัดกร่อนในระหว่างการใช้งานหรือไม่ ดังนั้นนักออกแบบที่ดีจึงควรมีความรู้ความเข้าใจเกี่ยวกับการกัดกร่อนที่อาจจะเกิดขึ้นกับโครงสร้างที่มีการยึดต่อ ซึ่งมีอยู่หลายประเภท เช่น การกัดกร่อนแบบกัลวานิก (Galvanic corrosion) การกัดกร่อนจากความเค้นร่วมกับการกัดกร่อน (Stress corrosion cracking) การกัดกร่อนแบบรูเข็ม (Pitting corrosion) การเกิดออกซิเดชัน (Oxidation) การหลอมเนื่องจากความร้อน  (Thermal relaxation) เป็นต้น  

ดังที่พวกเราทราบกันดีแล้วว่า ถ้ามีโลหะต่างกันสองชนิดมาสัมผัสกันและเชื่อมต่อกันทางไฟฟ้าเคมีและอยู่ในสารละลายอิเล็กโทรไลท์ชนิดเดียวกัน เมื่อเวลาผ่านไป โลหะที่ศักย์ต่ำกว่าจะเกิดการกัดกร่อน (อาโนด) ขณะที่โลหะที่มีศักย์สูงกว่าจะไม่กัดกร่อน (คาโธด) ความรุนแรงของการกัดกร่อนจะเพิ่มขึ้นตามความต่างศักย์ของโลหะทั้งสองที่มากขึ้น

ความต่างศักย์จะทำให้เกิดการไหลของอิเล็กตรอนระหว่างดลหะทั้งสอง ทำให้เพิ่มอัตราการกัดกร่อนของโลหะ ที่มีค่าความต้านทานต่อการกัดกร่อนน้อย และจะลดอัตราการกัดกร่อนของโลหะที่มีค่าความต้านมากกว่า โดยปกติโลหะที่มีค่าความต่างศักย์มากจะมีการกัดกร่อนค่อนข้างน้อยหรือแทบจะไม่เกิดเลย เนื่องจากกระบวนการดังกล่าวเกี่ยวข้องกับกระแสไฟฟ้าและความแตกต่างของโลหะ จึงมีการเรียกการกัดกร่อนแบบนี้ว่า Galvanic corrosion หรือ Two-metal corrosion ปริมาณกระแสและการกัดกร่อนขึ้นอยู่กับความต่างศักย์ที่เกิดขึ้นระหว่างโลหะทั้งสอง

การสัมผัสกันของโลหะสองชนิดจุ่มแช่ในอิเล็กโทรไลท์เดียวกันเป็นปัจจัยที่ทำให้เกิดปฏิกิริยาการแลกเปลี่ยนอิเล็กตรอน ดังนั้นการใช้โลหะต่างชนิดมาต่อกันหรือสัมผัสกันในการออกแบบโครงสร้างจึงเป็นเรื่องปกติธรรมดา โดยเฉพาะอย่างยิ่งโครงสร้างที่อยู่รอบๆ ตัวเราไม่ว่าจะเป็นสะพาน ผนัง รถบรรทุก ถังน้ำ ฯลฯ จะเห็นว่าโครงสร้างเหล่านี้มีการใช้สลักเกลียวเป็นตัวยึด นอกจากนี้ อิเล็กโทรไลท์อาจอยู่ในรูปของน้ำ น้ำค้าง ไอหมอก ไอเกลือ ไอทะเล หรือแม้แต่แหล่งมลพิษต่างๆ ดังนั้นนักออกแบบต้องคำนึงถึงปฏิกิริยาของโลหะเหล่านี้ร่วมด้วย

โลหะแต่ละชนิดจะมีค่าศักย์การนำไฟฟ้าเฉพาะตัว แผนภูมิ "อนุกรมกัลวานิกของโลหะและโลหะผสม" เป็นการจัดอันดับของค่าศักย์ไฟฟ้าของโลหะแต่ละชนิดที่สามารถนำไปประยุกต์ใช้งานได้จริง จากแผนภูมิเราจะเห็นว่าโลหะที่อยู่ด้านบนสุดจะมีความต้านทานการกัดกร่อนต่ำซึ่งจะเกิดการกัดกร่อนได้ง่ายเมื่อเทียบกับโลหะที่อยู่ด้านล่าง  โลหะที่อยู่ห่างกันมากยิ่งมีความรุนแรงของการกัดกร่อนของโลหะที่เป็นขั้วอาโนดมาก (เช่นสังกะสีกับแพลตินั่ม จะเกิดการกัดกร่อนที่รุนแรงขึ้นกับสังกะสี) ดังนั้นการลดความรุนแรงของการกัดกร่อนเมื่อมีโลหะมาสัมผัสกันคือพยายามเลือกวัสดุชนิดเดียวกัน (ดีที่สุด) หรือให้อยู่ใกล้ชิดกัน เช่นทองเหลืองกับทองแดง ซึ่งถ้าสังเกตจากแผนภูมิหรือตารางจะเห็นว่าโลหะที่อยู่ในกลุ่มเดียวกันสามารถลดปัญหาการกัดกร่อนได้ แต่ถ้าอยู่ต่างกลุ่มจะมีปัญหาด้านการกัดกร่อนที่รุนแรงขึ้นตามความห่างของโลหะ นอกจากนี้เรายังสามารถสังเกตเห็นว่าโลหะที่มีการเติมนิกเกิลและโครเมียมจะมีทั้งที่มีความไวและต้านทานการกัดกร่อน และโลหะที่มีการสร้างฟิล์มจะเพิ่มความต้านทานการกัดกร่อน จากอนุกรมดังกล่าวเราจึงกล่าวได้ว่าเหล็กกล้ากับอะลูมิเนียมสามารถเข้ากันได้ดี แต่ถ้าทองเหลืองมาสัมผัสกับเหล็กจะพบว่าเหล็กเกิดการกัดกร่อนเนื่องจากมีความไวต่อการกัดกร่อนมากกว่าทองเหลือง

และถ้านำแผ่นทองเหลืองและอะลูมิเนียมมายึดให้เข้ากันด้วยสลักเกลียวที่ทำจากเหล็กกล้าไร้สนิม 304 ที่ผ่านการสร้างฟิล์มดังแสดงในรูปที่ 1 เมื่อเวลาผ่านไปเราจะเห็นว่าทั้งแผ่นทองเหลืองและอะลูมิเนียมเกิดกัดกร่อนอย่างรุนแรงเนื่องจากโลหะทั้งสองมีความไวต่อการกัดกร่อนมากกว่าเหล็กกล้าไร้สนิม และในบรรดาโลหะทั้งสามชนิดจะเห็นว่าแผ่นอะลูมิเนียมเกิดการกัดกร่อนรุนแรงมากที่สุดเนื่องจากมีความต้านทานการกัดกร่อนต่ำที่สุดนั่นเอง นอกจากนี้เรายังสามารถสังเกตเห็นว่าเมื่อแผ่นอะลูมิเนียมสัมผัสกับแผ่นทองเหลืองก็จะเกิดการกัดกร่อนขึ้นกับแผ่นอะลูมิเนียมจากความต้านทานการกัดกร่อนที่ต่ำกว่านั่นเอง

อนุกรมกัลวานิกของโลหะและโลหะผสม

มีความไวต่อการกัดกร่อนมาก

·         แมกนีเซียมและโลหะผสมแมกนีเซียม ·         สังกะสี

·         อลูมิเนียม 1100 ·         แคดเมียม ·         อะลูมิเนียม 2024-T4 ·         เหล็กและเหล็กกล้า

·         ตะกั่ว ·         ดีบุก ·         นิกเกิล (active) ·         Inconel nickel-chromium alloy (active) ·         Hastelloy Alloy C (active)

·         ทองเหลือง (Cu-Zn alloys) ·         ทองแดง ·         ทองสัมฤทธิ์ (Cu-Sn alloys) ·         โลหะผสมทองแดง-นิกเกิล ·         โมเนล (70Ni-30Cu)

·         นิกเกิล (passive) ·         อินโคเนล (80Ni-13Cr-7Fe)

·         เหล็กกล้าไร้สนิม 304 (passive) ·         เหล็กกล้าไร้สนิม 316 (passive) ·         Hastelloy Alloy C (passive)

·         เงิน ·         ไทเทเนียม ·         กราไฟต์ ·         ทองคำ ·         ทองคำขาว

มีความต้านทานการกัดกร่อนสูง

สำหรับสาเหตุที่ทำให้เกิดขั้วอาโนดและขั้วคาโธด ได้แก่

1.  ความแตกต่างของส่วนผสมเคมีในเนื้อโลหะ (Chemical composition couples) ซึ่งดูได้จาก Galvanic series ตัวอย่างการเกิดขั้วอาโนดและขั้วคาโธดจากโลหะต่างชนิดกันแสดงในรูปที่ 2

รูปที่ 2 การกัดกร่อนแบบกัลวานิกที่เกิดขึ้นกับชิ้นส่วนสำหรับยึดฝ้าผนังเพดานที่ทำจากเหล็กกล้าไร้สนิมและเหล็กชุบสังกะสี จากภาพจะเห็นว่าการกัดกร่อนอย่างรุนแรงเกิดขึ้นกับชิ้นส่วนเหล็กกล้าชุบสังกะสี (Galvanized steel) เท่านั้น

2.  ความแตกต่างของแรงเค้น (Stress Couples) บริเวณที่มีความเค้นมากกว่าจะเป็นขั้วอาโนด ตัวอย่างการเกิดขั้วอาโนดและขั้วคาโธดจากจากความเค้นที่ต่างกันแสดงในรูปที่ 3

รูปที่ 3 ท่อเหล็กกล้าไร้สนิมเกรด 304 ที่มีการนำมาเชื่อมต่อกัน ท่อด้านซ้ายเป็นท่อโค้ง (Elbow) ซึ่งมีขนาดเส้นผ่าศูนย์กลางมากกว่า ผ่านการขึ้นรูปด้วยการ Forging แล้วนำมาเจาะรู ในขณะที่ท่อด้านขวาเป็นท่อตรงที่ผ่านการขึ้นรูปด้วยการ Extrusion ซึ่งผ่านการอบคลายความเค้น จะเห็นว่าท่อตรงมีการกัดกร่อนที่รุนแรงมากกว่า

3.  ความแตกต่างของความเข้มข้น (Concentration couples) บริเวณที่มีออกซิเจนน้อยกว่าจะเป็นขั้วแอโนด เช่นในซอกหรือช่องแคบเป็นต้น

ชิ้นส่วนอากาศยานเสียหายได้อย่างไร (Why aircraft fail?)

บางส่วนของการบรรยายเมื่อวันที่ 31 พ.ค. 2561 ที่ผ่านมา

ความเสียหายที่เกิดขึ้นกับชิ้นส่วนทางอากาศยานมักส่งผลอย่างใหญ่หลวงตามมา แน่นอนครับว่าอาจต้องสูญเสียชิ้นส่วนอากาศยาน ซึ่งบางครั้งอาจมีมูลค่าหลายพันหลายหมื่นล้านบาท ยิ่งไปกว่านั้นครับ คือการสูญเสียชีวิตของผู้คน มันประเมินค่าไม่ได้เลย ดังนั้นการวิเคราะห์จุดบกพร่องและความวิบัติที่เกิดขึ้นกับชิ้นส่วนอากาศยานจึงถือว่ามีความสำคัญอย่างยิ่ง ทั้งนี้ก็เพื่อป้องกันไม่ให้เกิดเหตุที่รุนแรงตามมา อย่างมากที่สุดขอให้เป็นแค่ถอดเปลี่ยนชิ้นส่วนก็พอ ซึ่งลักษณะแบบนี้สามารถป้องกันความเสียหายที่รุนแรงได้ หรือเป็นการป้องกันไม่ให้เกิดเหตุซ้ำได้

อากาศยานที่ใช้งานกันในปัจจุบันนี้มักต้องการให้มีอายุการใช้งานเป็นไปตามที่คาดหวัง ส่วนหนึ่งอาจเกิดจากราคาในการถอดเปลี่ยนชิ้นส่วนที่มีอัตราสูงขึ้นเรื่อยๆ และความยากในการอัพเกรดของชิ้นส่วนเก่านั่นเอง

จากประวัติศาสตร์ในอดีตที่ผ่านมา การตรวจสอบความวิบัติของชิ้นส่วนทางวิศวกรรมมักเกี่ยวข้องกับชิ้นส่วนที่เป็นโลหะเป็นหลัก ข้อมูลจึงสะท้องให้เห็นว่าชิ้นส่วนที่ใช้ในการประกอบเป็นอากาศยานนั้นมักทำจากโลหะเป็นหลัก ผู้เชี่ยวชาญในการตรวจสอบจึงมักใช้นักโลหะวิทยาเป็นหลักตามไปด้วย

อย่างไรก็ตาม ในช่วงกลางทศวรรษที่ 1980 จะพบว่าผู้ผลิตอากาศยานมีการใช้วัสดุผสมมากขึ้น โดยเฉพาะไฟเบอร์ที่ใช้เสริมแรงให้กับโพลิเมอร์ ข้อมูลนี้สะท้อนให้เห็นว่าทีมผู้เชี่ยวชาญในการวิเคราะห์ความวิบัติก็ต้องมีความหลากหลายมากขึ้น กล่าวคือนอกจากจะมีพวกนักโลหะวิทยา อาจจำเป็นต้องมีนักพอลิเมอร์ ยาง พลาสติก หรือเซรามิกส์ เป็นต้น

การที่อากาศยานได้นำวัสดุใหม่ๆ มาใช้ในการประกอบเป็นชิ้นส่วนนั้น  จึงถือว่าเป็นความท้าทายของวิศวกรออกแบบและนักวิเคราะห์ความวิบัติ วัสดุผสมที่มีสัดส่วนเพิ่มมากขึ้นเรื่อยๆ ไม่ว่าจะเป็นวัสดุที่มีโลหะเป็นองค์ประกอบหลัก มีเซรามิกส์เป็นองค์ประกอบหลัก หรือมีพอลิเมอร์เป็นองค์ประกอบหลัก พวกวัสดุที่ไม่ใช่โลหะและพวกที่มีโครงสร้างผลึกในระดับนาโน จะเป็นวัสดุที่ใช้ผลิตอากาศยานในอนาคต ซึ่งที่มีการปล่อยคลิปออกมาล่าสุดคือมีการผลิตไมโครแลชทิชเชิงโลหะขึ้นมาใช้กับชิ้นส่วนอากาศยาน ซึ่งวัสดุเหล่านี้มันจะมีอัตราส่วนระหว่างความแข็งแรงกับน้ำหนักที่สูงมาก และโรงงานผลิตชิ้นส่วนอากาศยานก็มีแนวโน้มใช้งานกันมากขึ้นเรื่อยๆ

แต่ปัญหาที่จะเกิดขึ้นตามมาของการใช้วัสดุใหม่ๆ ในการผลิตอากาศยานก็คือ วัสดุเหล่านี้จะไม่มีข้อมูลสมบัติทางกลหรือข้อมูลที่เกิดจากการใช้งานจริงที่มากพอ ซึ่งหนึ่งในคำถามแรกที่เกิดขึ้นจากการวิเคราะห์ความวิบัติ คือ ชิ้นส่วนนี้เสียหายได้อย่างไร แต่ข้อมูลที่จะใช้ประกอบในการวิเคราะห์นั้นมีน้อยเหลือเกินจนกว่าชิ้นส่วนเหล่านี้จะมีการใช้งานที่กว้างขวางและมีการเก็บรวบรวมข้อมูลไว้

ซึ่งการขาดแคลนข้อมูลและประวัติการใช้งานงานจริงทำให้จำเป็นต้องมีการเพิ่มจำนวนชิ้นส่วนในการทดสอบหรือทดลองมากขึ้น นอกจากนี้อาจต้องมีการจำลองหรือใช้โปรแกรมช่วยในการวิเคราะห์เพิ่มมากขึ้น ดังนั้นครับ ผู้ที่เกี่ยวข้องโดยเฉพาะอย่างยิ่งในการวิเคราะห์ความวิบัติควรมีการฝึกอบรมอยู่บ่อยๆ รวมทั้งอาจจำเป็นต้องมีพี่เลี้ยงคอยประกบ

ขอขอบพระคุณสำนักงานนิรภัยทหารอากาศที่เชิญผมไปเป็นวิทยากรบรรยายในหัวข้อ ความสัมพันธ์ของความวิบัติวัสดุกับอากาศยานอุบัติเหตุ

ผิวแตกหักด้วยกลไกการล้าของชิ้นส่วนยานยนต์ (Fatigue fracture surface of engine part)

ชิ้นส่วนยานยนต์เกิดการแตกหักจากการรับแรงดัดซ้ำกันไปมา ลักษณะของผิวหน้ารอยแตกเป็นแบบเปราะ (brittle fracture) ด้วยกลไกการล้า (fatigue) รอยแตกเกิดขึ้นบริเวณที่มีการเปลี่ยนแปลงขนาดพื้นที่หน้าตัด ซึ่งโดยทั่วไปมักเป็นจุดที่มีความเข้มของความเค้นสูง (high stress concentration) ผิวหน้าแตกในสภาพที่รับมาถูกปกคลุมด้วยสนิม (รูปที่ 1) ซึ่งปิดบังรายละเอียดบนผิวหน้าแตกหัก จึงจำเป็นต้องทำความสะอาดผิวหน้าแตกก่อนการตรวจสอบด้วยสารละลาย N,N'-Di-n-butylthiourea (3 mL of hydrochloric acid (1.19 specific gravity), 4 mL of 2-butyne-1,4-diol (35% aqueous solution), and 50 mL of deionized water) ซึ่งสารละลายดังกล่าวจะกำจัดเฉพาะผลิตภัณฑ์การกัดกร่อน (สนิม) ที่ปกคลุมผิวหน้าแตกเท่านั้น โดยจะไม่ทำลายหรือกัดผิวหน้าแตกดั้งเดิม จึงทำให้สามารถสังเกตเห็นรายละเอียดบนผิวหน้าแตกได้อย่างชัดเจน

รูปที่ 1

ผิวหน้าแตกหลังจากการทำความสะอาด (ดูรูปที่ 2) แบ่งออกเป็น 3 ส่วนหลักๆ คือ

1. จุดเริ่มต้นรอยแตก ซึ่งมีหลายจุด (multiple origins) ลักษณะดังกล่าวชี้ให้เห็นว่าอาจเกิดจากการได้รับความเค้นสูงหรือไม่ก็บริเวณดังกล่าวเป็นจุดรวมความเค้นสูง (high stress concentration)⁽¹⁾ หรือเกิดความเสียหายจากการเปลี่ยนแปลงของค่าแรงในระดับสูง (high amplitude loads)⁽²⁾ ซึ่งต่างจากผิวแตกที่มีจุดเริ่มเพียงจุดเดียว (single origin) ซึ่งชี้ให้เห็นว่าชิ้นงานมักจะได้รับความเค้นเกินค่าพิกัดที่ระดับต่ำๆ (low overstress) มีจุดความความเค้นเพียงจุดเดียว หรือมีการเปลี่ยนแปลงของค่าแรงในระดับปานกลาง (moderate amplitude loads) ลักษณะดังกล่าวยังสามารถยืนยันได้จากสัดส่วนของพื้นที่ที่แตกหักด้วยกลไกการล้า (fatigue zone) และพื้นที่ที่แตกหักจากการรับแรงเกินพิกัด (overload zone) ซึ่งจะกล่าวในลำดับถัดไป

รูปที่ 2

2. บริเวณที่ได้รับความเสียหายจากการล้าตัว (fatigue zone)  เป็นพื้นที่ที่รอยแตกมีการขยายตัวอย่างช้าๆ เกิดจากการได้รับแรงแบบซ้ำไปซ้ำมาหรือเป็นคาบ ถ้ามีการเปลี่ยนแปลงของค่าแรงในระดับปานกลางจะมี fatigue zone มากกว่า overload zone และถ้ามีการเปลี่ยนแปลงของค่าแรงในระดับต่ำจะมี fatigue zone ค่อนข้างมาก ในบางกรณีอาจกินพื้นที่เกือบ 100 เปอร์เซ็นต์ของผิวหน้าแตก ผิวหน้าแตกที่มี fatigue zone มากมักเป็นการแตกที่รอบสูง (high cycle fatigue) หรืออาจกล่าวได้ว่าเป็นแตกหักจากการได้รับความเค้นเกินค่าพิกัดที่ระดับต่ำๆ (low overstress) และสัมพันธ์กับการแตกหักที่มีจุดเริ่มเพียงจุดเดียว แต่ถ้ามีการเปลี่ยนแปลงของค่าแรงในระดับสูงจะมี fatigue zone น้อยกว่า overload zone ผิวหน้าแตกที่มี fatigue zone น้อยมักเป็นการแตกที่รอบต่ำ (low cycle fatigue) ซึ่งในกรณีตัวอย่างดังกล่าวนี้ผิวหน้าแตกมีสัดส่วน fatigue zone/overload zone ประมาณ 10/90 ดังนั้นการแตกหักดังกล่าวจึงน่าจะเกิดจากการได้รับความเค้นสูงหรือไม่ก็เป็นจุดรวมความเค้น ซึ่งต้องมีการทดสอบสมบัติด้านอื่นๆ ประกอบด้วย ใน fatigue zone นี้แสดงให้เห็นแนวของการขยายตัวของร้าวเมื่อมีการเปลี่ยนแปลงขนาดของแรงที่มักเรียกกันว่า beach marks ซึ่งมีหลายชื่อที่ใช้แทนคำว่า beach mark ได้แก่ progression mark, clamshell marks, conchoidal marks, stop marks และ arrest marks ซึ่งโดยทั่วไปแล้ว beach mark สามารถสังเกตได้ด้วยตาเปล่าดังแสดงในรูปที่ 3 นอกจากนี้ยังสามารถสังเกตเห็นรอยร้าวทุติยภูมิ (secondary crack) อย่างชัดเจน ซึ่งแสดงให้เห็นว่ามีกระทำค่อนข้างสูง

รูปที่ 3

3. พื้นที่ที่รับแรงเกินพิกัด (overload zone) หรือบริเวณที่เกิดการแตกอย่างรวดเร็ว (fast fracture) คือส่วนของผิวหน้าแตกหักที่เกิดความเสียหายในช่วงสุดท้าย ขนาดของ overload zone จะสัมพันธ์กับขนาดแรงที่มากระทำในช่วงแตกหักขั้นสุดท้าย ซึ่งรายละเอียดได้กว่ามาแล้วในหัวข้อ 2 (fatigue zone)

การป้องกันไม่ให้การแตกแบบล้าในกรณีดังกล่าวอาจดำเนินการโดยการตรวจพินิจด้วยสายตา (visual inspection) ตั้งแต่ก่อนการใช้งาน หลังประกอบและมีการตรวจสอบเป็นระยะในระหว่างใช้งาน นอกจากนี้ถ้าผลวิเคราะห์ชี้ว่าการแตกมาจากความเข้มของความเค้นอาจจะต้องทำการออกแบบใหม่ (redesign) เพื่อให้เกิดการกระจายตัวของแรงเค้นที่ไม่เข้มข้นเฉพาะจุดและให้มีค่าที่ต่ำกว่าวิกฤติ หรือถ้ามีปัจจัยมาจากแรงกระทำที่เกินพิกัดเป็นหลักก็ต้องพิจารณาปรับลดหรือควบคุมแรงกระทำไม่ให้เกินค่าวิกฤติ

เอกสารอ้างอิง

1. N.W. Sachs. Understanding the Surface Features of Fatigue Fractures: How They Describe the Failure Cause and the Failure History. JFAPBC (2005) 2:11-15.

2. Milella P.P. (2013) Nature and Phenomenology of Fatigue. In: Fatigue and Corrosion in Metals. Springer, Milano.