DE3019931C2

DE3019931C2 -

Info

Publication number: DE3019931C2
Application number: DE3019931A
Authority: DE
Inventors: Howard F. Suffern N.Y. Us Merrick; Michael K. Richland Wash. Us Korenko
Original assignee: Westinghouse Electric Corp
Current assignee: CBS Corp
Priority date: 1979-07-27
Filing date: 1980-05-24
Publication date: 1989-04-13
Also published as: CA1133363A; NL8002490A; SE452992B; JPH0130891B2; ES8105787A1; JPS5620123A; GB2058834B; ES491749A0; IT1136403B; BE883413A; FR2462478B1; SE8003879L; IT8041570A0; GB2058834A; FR2462478A1; DE3019931A1

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Wärmebehandlung von Eisen-Nickel-Chromlegierungen.

Die vorliegende Erfindung läßt sich besonders gut bei Eisen- Nickel-Chromlegierungen anwenden, wie sie beispielsweise in der US-Patentanmeldung 9 17 832 vom 22. Juni 1978 beschrieben wird. Diese Legierung weist hohe mechanische Festigkeit und gleichzeitig einen hohen Widerstand gegen das Schwellen unter dem Einfluß von Bestrahlung sowie auch niedrige Neutronenabsorption auf. Mit diesen Eigenschaften ist die Legierung besonders geeignet, bei schnellen Brutreaktoren als Material für die Herstellung von Rohrleitungen und Schutzverkleidungen zu dienen.

Ein Material dieser Art ist eine durch γ′-Anteile verfestigte Superlegierung; die Eigenschaften können dadurch drastisch geändert werden, daß die thermomechanische Behandlung, der die Legierung ausgesetzt wird, geändert wird. Bei Anwendungen für Nuklearrektoren ist es naturgemäß wünschenswert, die Legierung einer solchen thermomechanischen Behandlung auszusetzen, die zur größten Widerstandskraft gegen durch Bestrahlung induzierte Schwellung und/oder zu höchster Festigkeit und - am wichtigsten - höchster Duktilität nach Bestrahlung führt.

Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist die Schaffung einer Legierung, die diese wünschenswerten Eigenschaften aufweist.

Gelöst wird diese Aufgabe gemäß dem Hauptanspruch durch ein Verfahren für die Wärmebehandlung einer Eisen-Nickel-Chrom- Legierung aus 25% bis 45% Nickel, 10% bis 16% Chrom, 1,5% bis 3% Molybdän oder Niob, 1% bis 3% Titan, 0,5% bis 3,0% Aluminium, Rest Eisen, zulässigen Verunreinigungen, mit den Verfahrensschritten des Erhitzens der Legierung auf 1000°C bis 1100°C während 30 Sekunden bis einer Stunde, gefolgt von Ofenabkühlung, Kaltverformung um 10% bis 80%, Erhitzen auf 750°C bis 825°C während 4 bis 15 Stunden, gefolgt von einer Luftkühlung und einem Erhitzen auf 650°C bis 700°C während 2 bis 20 Stunden und schließlich einer Luftkühlung.

Vorzugsweise wird anfänglich auf 1025°C bis 1075°C während 2 bis 5 Minuten erhitzt. Dieser anfänglichen Wärmebehandlung folgt eine Ofenkühlung und eine Kaltverformung, wobei ein Kaltwalzen von 20% bis 50% wünschenswert ist. Danach wird die Legierung auf eine vorzugsweise Temperatur von 775°C gebracht, und zwar für eine Zeitdauer von 8 Stunden, gefolgt durch eine Luftkühlung, bevor der letzte Verfahrensschritt des Erhitzens und Luftkühlens stattfindet.

Die Erfindung wird nachfolgend anhand der zeichnerischen Diagrammdarstellung und der folgenden Beispiele noch näher erläutert:

Beispiel I

Eine Legierung der in Tabelle I gegebenen Zusammensetzung wurde verschiedenen thermomechanischen Behandlungen ausgesetzt, die im folgenden noch beschrieben werden:

Nickel\|45%
Chrom	12%
Molybdän	3%
Silizium	0,5%
Zirkonium	0,05%
Titan	2,5%
Aluminium	2,5%
Kohlenstoff	0,03%
Bor	0,005%
Eisen	Rest

Die vorstehende Legierung war eine durch γ′-Anteile verfestigte Superlegierung. In der folgenden Tabelle II finden sich die verschiedenen thermomechanischen Behandlungen, der die Legierung gemäß Tabelle I ausgesetzt wurde, während Tabelle III die sich ergebenden mikrostrukturellen und mechanischen Eigenschaften der Legierung nach der Wärmebehandlung aufzeigt:

Tabelle II

Tabelle III

Wie aus Tabelle II oben zu erkennen ist, ergab die EC-Behandlung höhere Bruchfestigkeitseigenschaften als die Behandlung IN-1. Die EC-Behandlung führte zu einer trimodalen Verteilung von γ′, da die Rekristallisierungsanlassung unterhalb des γ′- Lösungspunktes lag, und zu einem Niederschlag eines kleinen Volumens großkörnigen (ungefähr 600 × 10^-9 m) q′-Niederschlags.

Von den in den Tabellen II und III aufgeführten Behandlungsmethoden ergaben drei Methoden versetzte Strukturen. Dies waren die mit der Bezeichnung AR, IN-2 und EE. Die Belastungsbruchdaten der Tabelle II ergaben, daß die Wärmebehandlung EE ein wesentlich festeres Material erzeugte. Diese Struktur bestand aus miteinander verwobenen versetzten Zellstrukturen, die von einer bimodalen γ′-Verteilung festgehalten wurde. Dieser Zustand ergab die höchste Festigkeit aller getesteten Versuche und war sehr stabil, und zwar wegen der festgelegten Art der versetzten Zellen.

Die in der beigefügten Figur wiedergegebene graphische Darstellung erläutert das Schwellwertverhalten der in Tabelle I wiedergegebenen Legierung bei drei thermomechanischen Zuständen, ST, EC und EE. Die Schwellung ist über der Temperatur für die Strahlungsdosen von 30 dpa_e aufgetragen, was äquivalent ist zu 203 MWd/MT (d. h. größer als der "goal fluence" von 120 MWd/MT). Die Daten zeigen, daß die ST- und EE-Behandlung die niedrigste Schwellung in der in Tabelle II oben wiedergegebenen Legierung erzeugten. Die EC-Behandlung erzeugte einen akzeptablen Schwellpegel, jedoch war die Behandlung weit ab vom Optimalen bei Anwendungen innerhalb des Reaktors.

Beispiel II

Eine Legierung besaß die in der folgenden Tabelle IV wiedergegebene Zusammensetzung und wurde den gleichen thermomechanischen Behandlungen ausgesetzt, wie bei Beispiel I:

Nickel\|60%
Chrom	15%
Molybdän	5,0%
Niob	1,5
Silizium	0,5%
Zirkonium	0,03%
Titan	1,5%
Aluminium	1,5%
Kohlenstoff	0,03%
Bor	0,01%
Eisen	Rest

Die thermomechanischen Behandlungen, denen die Legierung der Tabelle IV ausgesetzt wurde, sowie die Mikrostrukturen und die mechanischen Eigenschaften der sich ergebenden Legierung sind in den folgenden Tabellen V und VI wiedergegeben:

Tabelle V

Tabelle VI

Die γ′-Lösung und die einstündige Rekristallisationstemperatur für die Legierung, die in Tabelle IV angegeben ist, betrugen 915°C ± 10°C bzw. 1000°C ± 20°C. Daher gab es im Gegensatz zur Legierung der Tabelle I keinen Temperaturbereich, indem eine Rekristallisation während der Alterung erreicht werden konnte. In Übereinstimmung mit dieser Tatsache erzeugten sowohl die Behandlung BP als auch die Behandlung BT, die jeweils ein Anlassen bei 1038°C und nachfolgende Doppelalterung umfaßten, eine versetzungsfreie austenitische Matrix und eine bimodale γ′-Verteilung. Alle Strukturen, die von den Behandlungen CU und BU erzeugt wurden, die keine Rekristallisation induzierten, enthielten eine stark versetzte Zellstruktur, die verschiedene Verteilungen von γ′ enthielten.

Tabelle VI ist eine Zusammenfassung der beobachteten Strukturen und der entsprechenden physikalischen Eigenschaften. Man bemerke, daß die Werte für die mechanischen Eigenschaften in zwei Klassen klassiert sind. Diese umfassen Strukturen mit nicht versetzter Dichte mit darin enthaltendem γ′, die bei 650°C Zugfestigkeiten zwischen 930,7 und 944,5 MPa zeigten, sowie eine Gruppe von versetzten γ′-Strukturen, die viel stärker sind, mit Zugfestigkeiten zwischen 1013,5 und 1082,4 MPa. Infolge ihrer höheren Festigkeit und aufgrund des Vorteils einer höheren Inkubationszeit für das Schwellen werden versetzte Strukturen vorgezogen.

Die in den Tabellen V und VI weiter oben angegebene Behandlung CU begann mit einer versetzten Zellstruktur mit einer trimodalen γ′-Verteilung, die nachfolgend um 30% kalt verformt wurde. Die endgültige Kaltverformung verringerte tatsächlich die Festigkeit, wie durch die Zugfestigkeitsdaten bei 650°C, in der Tabelle VI angezeigt wird, offensichtlich durch Zerstörung der Integrität der Versetzungs zellwände.

Die Behandlung BR und BU der in der Tabelle IV angegebenen Legierung erzeugte sowohl eine stark versetzte, teilweise rekristallisierte oder wiedererlangte Zellstruktur mit bimodaler γ′-Größenverteilung. Die BU-Behandlung wurde vorgezogen, da sie etwas höhere Bruchfestigkeitswerte als die BR-Behandlung lieferte. Die Versetzung und die γ′-Strukturen bei der BU-Behandlung erzeugten eine Zellstruktur, die viel stärker verteilt und verwoben war als bei EE-Behandlung der in Tabelle I angegebenen Legierung. Die minimale Zellendicke der BU-Behandlung war ungefähr die gleiche wie der Abstand der γ′-Teilchen.

Um die Verbesserung weiter zu zeigen, die mittels der erfindungs gemäßen thermomechanischen Behandlung erreichbar ist, sei auf die folgenden Tabellen VII und VIII verwiesen, die zeigen, daß diese Behandlung sehr wirksam ist, um eine hohe Duktilität nach Bestrahlung zu erreichen. In dieser Hinsicht sollte herausgestellt werden, daß es einen Trog gibt, in dem die Duktilität dieser Materialien materiell verringert wird, wenn sie bei einer Temperatur getestet werden, die 110°C oberhalb der Temperatur liegt, bei der das Material bestrahlt wurde. Somit würde die schlechteste Duktilität bei einer Temperatur von 805°C zu finden sein, wenn das Material bei 695°C bestrahlt worden ist. Diese 110°C sollten für alle Übergangsbedingungen des Betriebs von beispielsweise einem schnellen Brutreaktor eine Erklärung abgeben. Die Auswahl der Materialien sowie die Wärmebehandlung oder die thermomechanische Wärmebehandlung des Materials, das bei 695°C bestrahlt wird, sollte somit bei einer Temperatur von 805°C getestet werden, wo die niedrigste Duktilität aufgetreten ist. Der Bezug auf die folgenden Tabellen VII und VIII macht es außerordentlich deutlich, daß beispielsweise der lösungsgeglühte Zustand der Legierung D66 eine Duktilität von Null zeigt, wenn sie bei 695°C bestrahlt und bei 805°C getestet wird. Im Gegensatz dazu zeigte ein Material, das der Behandlung gemäß den Ansprüchen ausgesetzt wurde und bei 695°C bestrahlt und bei 805°C untersucht wurde, daß eine 1,1%ige gleichförmige Dehnung zur Verfügung steht. Es ist von kritischer Wichtigkeit, eine Duktilität von mehr als 0,3% unter diesen Bedingungen aufrecht zu erhalten, da diese Duktilität notwendig ist, während Reaktorübergangsbedingungen Brennstabintegrität aufrechtzuerhalten, und die Tabellen zeigen, daß diese Ziele erreicht wurden. Die Tabellen VII und VIII zeigen auch, daß die höhere Duktilität dieser Behandlung auch von höherer Festigkeit begleitet ist, was bezüglich dieser bestrahlten Materialien außerordentlich unerwartet war. Diese höheren Festigkeiten kommen zu der Tatsache der ausgezeichneten Schwellwiderstandsfähigkeit hinzu, die von den Legierungen gezeigt werden, welche dem vorliegenden Behandlungsverfahren ausgesetzt werden.

Tabelle VII

Zugfestigkeitseigenschaften der neutronenbestrahlten neuentwickelten Legierung D66

Tabelle VIII

Zugfestigkeitseigenschaften der neutronenbestrahlten neuentwickelten Legierung D 66

Claims

1. Verfahren zur Wärmebehandlung einer Eisen-Nickel- Chrom-Legierung aus 25% bis 45% Nickel, 10% bis 16% Chrom, 1,5% bis 3% Molybdän oder Niob, 1% bis 3% Titan, 0,5% bis 3,0% Aluminium, Rest Eisen mit zulässigen Verunreinigungen, für Anwendungen in Nuklearreaktoren, gekennzeichnet durch die Verfahrensschritte des Erhitzens der Legierung auf 1000°C bis 1100°C während 30 Sekunden bis einer Stunde, gefolgt von Ofenabkühlung, Kaltverformung um 10% bis 80%, Erhitzen auf 750°C bis 825°C während 4 bis 15 Stunden, gefolgt von einer Luftkühlung und einem Erhitzen auf 650°C bis 700°C während 2 bis 20 Stunden und schließlich einer Luftkühlung.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung anfänglich auf 1025 bis 1075°C während 2 bis 5 Minuten erhitzt wird.

3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung nach der Kaltverformung auf etwa 775°C während 8 Stunden erhitzt und danach in Luft abgekühlt wird.

4. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung mit einem Verformungsgrad von 20 bis 50% kaltgewalzt wird.

5. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung in Form eines Rohres mit einem Verformungsgrad von 15 bis 35% kaltgezogen wird.