แผนการฝึกอบรมของเอ็มเทคปี 2559 (MTEC Training Plan 2559)

การแตกเปราะจากไฮโดรเจนในเหล็กกล้าไร้สนิมออสเตนนิติก (Hydrogen Embrittlement in Austenitic Stainless Steels)

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

การหลีกเลี่ยงความเสียหายของสลักเกลียว (Avoiding Bolt Failures)

รูปที่ 1: แบบวาดแสดงตัวอย่างสลักภัณภัณฑ์ในรูปแบบต่างๆ [altears.com]

สลักเกลียว (รูปที่ 1) มักนิยมใช้ในการยึดชิ้นส่วนที่มีการหมุน ยึดหน้าแปลนท่อ หรือเพื่อยึดโครงสร้างต่างๆ ให้ติดกันเพื่อให้เกิดความปลอดภัยในระหว่างการใช้งาน แม้ว่าชิ้นส่วนสลักเกลียวและสลักภัณฑ์จะเป็นองค์ประกอบเล็กๆ ในการออกแบบแต่ว่ามีความสำคัญไม่ยิ่งหย่อนไปกว่าชิ้นส่วนอื่นๆ ที่ประกอบขึ้นเป็นโครงสร้าง เนื่องจากว่าถ้าสลักเกลียวเกิดความเสียหายมักนำไปสู่การเสียหายอย่างใหญ่หลวงตามมา เช่น เกิดไฟไหม้ เครื่องบินตก อุบัติเหตุต่างๆ ท่อก๊าซระเบิด ชิ้นส่วนกังหันก๊าซระเบิด หรือบางครั้งอาจทำให้เกิดการรั่วของสารประกอบไฮโดรคาร์บอนและนำไปสู่การระเบิดตามมา

กลไกการเสียหายที่มักเกิดขึ้นกับชิ้นส่วนสลักเกลียวมากที่สุดอีกกลไกหนึ่ง คือ การล้า (Fatigue) การล้าเป็นปรากฏการณ์การเสียหายของสลักเกลียวที่ถูกใช้งานในสภาวะการรับแรงเป็นคาบ (Cyclic Load) ของความเค้นที่มากระทำ ซึ่งการแตกหักจากการล้ามักมีลักษณะเฉพาะที่ปรากฏบนผิวหน้าแตกหัก เช่น พบ ratchet mark ที่บริเวณจุดเริ่มรอยแตก ผิวหน้าแตกหักค่อนข้างเรียบ และมักปรากฏให้แนวการขยายตัวของรอยร้าวคล้ายคลื่นที่ทิ้งไว้บนชายหาด (Beach Mark) ตัวอย่างสลักเกลียวที่แตกหักจากการล้าตัวแสดงในรูปที่ 2

รูปที่ 2: ผิวหน้าแตกหักจากการล้าของสลักเกลียว

            การเสียหายของสลักเกลียวจากการล้ามีขั้นตอนการเสียหายอยู่ 3 ขั้นตอนดังนี้

1.  รอยร้าวขยายตัวมาจากร่องเกลียว (Thread Root) หรือจุดบกพร่องบริเวณรัศมีโค้งและจุดบกพร่องในวัสดุ

2.  มีการขยายตัวของรอยร้าวจากการรับแรงเป็นคาบหรือรอบ และ

3.  เกิดการแตกหักแบบทันทีทันใดในส่วนของภาคตัดขวางที่เหลืออยู่ของสลักเกลียว

การเสียหายจากการล้าของสลักเกลียวส่วนใหญ่มักเกิดขึ้นในบริเวณร่องเกลียวแรก (First Engaged Thread) เมื่อมีสลักเกลียวตัวเมียขันยึด เนื่องจากเป็นตำแหน่งที่มีความเค้นสูงสุด หรือบริเวณรัศมีความโค้งรอยต่อระหว่างส่วนหัวกับก้านของสลักเกลียว (Head-to-Shrank) รูปที่ 3 แสดงตำแหน่งที่มักเป็นจุดเริ่มต้นของการขยายตัวของรอยร้าวล้า (Fatigue Crack) จากบริเวณรัศมีความโค้งรอยต่อระหว่างส่วนหัวกับก้านของสลักเกลียวเหล็กกล้า

รูปที่ 3: ตำแหน่งที่มักเป็นจุดเริ่มต้นของการขยายตัวของรอยร้าวล้าของสลักเกลียวเหล็กกล้า

เป็นที่ทราบกัน (ในทางทฤษฎี) ว่าวัสดุและโครงสร้างส่วนใหญ่จะมีขีดจำกัดในการล้า (Endurance Limit) ซึ่งหมายความว่าถ้า stress มีค่าต่ำกว่า endurance limit ความเสียหายก็จะไม่เกิดขึ้น แม้ว่าจะใช้งานได้กี่รอบแล้วก็ตาม รูปที่ 4 แสดงเส้นโค้งระหว่างความเค้นและจำนวนรอบของความเค้นของเหล็กกล้าผสมต่ำ (Low Alloy Steel) ที่มีค่าความต้านทานแรงดึงสูงสุด (UTS) ที่ 150,000 ปอนด์ต่อตารางนิ้ว และมี stress concentration factor (K_t) อยู่ที่ 3.3 ถ้าสลักเกลียวอยู่ภายใต้การรับแรงดัดแบบซ้ำไปซ้ำมา (Reversed Bending) ที่มี stress ratio (σ_max/σ_min = -1) และมีแรงเค้นมากระทำต่ำกว่า 30,000 ปอนด์ต่อตารางนิ้ว ก็จะพบว่ารอยร้าวล้าจะไม่เกิดขึ้น เพื่อรักษาระดับความเค้นให้ต่ำกว่าค่าขีดจำกัดในการล้า สลักเกลียวจะถูกขันแน่นด้วยค่าทอร์กที่เหมาะสมที่อยู่บนพื้นฐานของค่าความต้านทานแรงดึงที่จุดคราก (Yield Strength) และเส้นผ่าศูนย์กลางของสลักเกลียว แรงที่ใช้ในการจับยึดครั้งแรกที่เรียกว่า preload นั้นเป็นเปอร์เซ็นต์ของค่า yield stress ของสลักเกลียว  ในสภาวะการรับแรงแบบคาบ ถ้า cyclic stress มีค่าไม่เกิน preload stress ค่า mean fatigue stress จะลดลงและมีความน่าจะเป็นว่าความเสียหายจากการล้าจะลดลงด้วย อย่างไรก็ตามถ้าใช้ค่า preload ไม่เหมาะสม สลักเกลียวอาจเสียหายที่จำนวนรอบต่ำๆ ได้ ดังแสดงในเส้นโค้งความเค้น-จำนวนรอบของรูปที่ 4

รูปที่ 4: เส้นโค้งระหว่างความเค้นและจำนวนรอบของความเค้นของเหล็กกล้าผสมต่ำ

แนวทางในการป้องกันความเสียหายจากการล้าตัว

สลักเกลียวที่มีการขันยึดอาจเกิดความเสียหายจากการล้าด้วยปัจจัยต่างๆ เหล่านี้

-    ค่า preload ในระหว่างการขันยึดเบื้องต้นมีค่าต่ำมาก

-    ค่า preload ในระหว่างการขันยึดสูงกว่าค่า yield stress ของสลักเกลียว

-    ค่า yield stress ของสลักเกลียวมีค่าต่ำมาก

-    ถูกใช้งานที่อุณหภูมิสูง ทำให้เกิดการคลายตัว (Thermal Relaxation)

-    อุปกรณ์มีการสั่นสะเทือนทำให้สลักเกลียวหลวม (การสั่นสะเทือนของสลักเกลียวสามารถทำให้เกิดการคลายตัวของ fixed displacement stresses)

-    Stress amplitude มีค่าสูงกว่าค่า endurance limit

ในการลดความน่าจะเป็นของการเสียหายจากการล้าของสลักเกลียวนั้นการออกแบบจุดยึดทุกๆ จุดควรมีการประเมินเป็นกรณีไปและควรพิจารณาดังไปนี้

-    ตรวจสอบค่าทอร์กในแบบ (Engineering Drawing) ว่ามีความเหมาะสมกับวัสดุที่เลือก กระบวนการทางความร้อน (Heat Treatment) และเส้นผ่าศูนย์กลางหรือไม่

-    เลือกวัสดุสำหรับสลักเกลียวที่มีค่าความแข็งแรงและความแกร่งที่เหมาะสม

-    ใช้ประแจขันทอร์กที่เหมาะสมในแต่ละงาน

-    ใช้สลักเกลียวที่ผ่านการขึ้นรูปร่องเกลียวด้วยการรีด (Rolled Thread) ซึ่งจะมีความเค้นตกค้างแรงอัด (Compressive Stress) ที่ผิว แทนที่การขึ้นรูปร่องเกลียวด้วยการกลึง

-   ให้แน่ใจว่าส่วนที่เป็นรูหรือช่องแคบต่างๆ ปราศจากสิ่งสกปรก การกัดกร่อน หรือสารแปลกปลอมอื่นๆ เพื่อหลีกเลี่ยงการอ่านค่าทอร์กที่สูงเกินไปและไม่ถูกต้อง

-    ลดความเค้นในระหว่างการใช้งานและการสั่นสะเทือนของอุปกรณ์โดยการใช้อุปกรณ์เสริมอื่นๆ

-    ใช้ safety wire หรือการเชื่อมติดส่วนหัวของสลักเกลียวในกรณีที่มีการสั่นสะเทือนมาก ๆ

-    ตรวจสอบและทำการขันทอร์กซ้ำในกรณีสลักเกลียวถูกใช้งานในสภาวะที่สามารถทำให้หลวมได้

จากที่ท่านอ่านมาก็จะพบว่าการเสียหายด้วยกลไกการล้าของสลักเกลียวสามารถที่จะหลีกเลี่ยงได้โดยการออกแบบให้ดีตั้งแต่ก่อนการใช้งาน เลือกใช้วัสดุให้เหมาะสมกับสภาวะการใช้งาน มีการติดตั้งที่ถูกต้องและมีการตรวจสอบอย่างสม่ำเสมอ ลองเอาไปประยุกต์ใช้นะครับ...