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J. E. N. 239
Comportamiento a ¡a fluencia lenta dela aleación X 8 Cr Ni Mo Nb 1616con distintos tratamientos térmicos
por
R. SOLANO - R. GARCÍA - H. BÓHM - M. SCHIRRA
JUNTA DE ENERGÍA NUCLEAR
MADRID, 1972
Toda correspondencia en relación con este trabajodebe dirigirse al Servicio de Documentación Biblioteca yPublicaciones, Junta de Energía Nuclear, Ciudad Univer-sitaria, Madrid-3, ESPAÑA.
Las solicitudes de ejemplares deben diritirse aeste mismo Servicio.
Las publicaciones señaladas con la signatura / ipertenecen a la categoría a, "Memorias Científicas Ori-ginales"; las señaladas con la signatura /N pertenecen ala categoría b, "Publicaciones Provisionales o Notas Ini_cíales"; y los señalados con las signaturas /C, /CM, /B,/Conf pertenecen a la categoría c, "Estudios Recapitula -tivos" de acuerdo con la recomentación GC(VIl)/RES/l50del OIEA, y la UNESCO/NS/l 77.
Se autoriza la reproducción de los resúmenes analjLticos que aparecen en esta publicación.
Este trabajo se ha recibido para su impresión enMarzo de 1. 972.
Depósito legal n° M-10294-1972.
COMPORTAMIENTO A LA FLUENCIA LENTA DE LA ALEACIÓN
X 8 Cr Ni MoNb 1616 CON DISTINTOS TRATAMIENTOS TÉRMICOS
Por
R. Solano; R. García; H. Bohm; . M. Schirra
Este trabajo ha sido realizado bajo el acuerdo de
colaboración entre G. f. K. y J.E.N.
SUMMARY
In order to study the influence of different thermo-mechani-cal treatmer.its upon the creep teha-yiour and time to rupture cf -stainless steel X 8 Cr Ni Mo Fb 1616 (DIN 1.4981 ) samples of fi-?e different pretreatments were .investigáted in the teraperaturerange 6OO-8OO2C, Starting with solution treated material (as ot>-"cained from the manufacturera) it was found, that ánnealing at -7002C rsp. 800Q0 (Treatment II and III) did not materially affecttime to rupture, In the other hand time to rupture and oreep "De—havioui- were greatly improved t>j 12% cold-work (Treatment Tí) —-and l>j ccld-worl£ and ánnealing at 800se (Treatment Y ) . This im-provement was presefved for temperatures up to 700^c and times -up te 10^ fcours. Ihe loss of ductility is relatively small, Themain effect of treatments IY and Y is strengtheni.rig of the me,- -trix Tia cold-work, i.e, the yield point at high tempera-ture israised. This is an jmpor-tarr; point to oonsider for clesigning —fuel elemer-t clacldinge For this purpose the most impertani; creepdata foi- pretreatments I-Y are giTen fo:? all test temperatures —and a wide range of stresses,. The metallographic investigationsgave Insight into cracl: formation, fractui'e and changes in the -gr3. i n. ?; t rv:c tur e.
The authors v;ish to thank ¥rs. U, Schlenker and F, García forthe extensrve me tallo graph j.c work, They also appreciate the helpof Er. Sánchez and Mr. Mozo (JEN), Mr. Seith, Mr, Dindorf a.nd —-Mr, Weis (G-,f,E". ) in carr^ing out the oreep experimenta,
1 . INTRODUCCIÓN
.De acuerdo con el programa de colaboración entre la Div. deMetalurgia de la Junta de Energía Nuclear y el UÍP de la G-e.33e.llschaf't für Eernforschung m.b.H. de Karlsruhe (KFK) se ha realizado conjuntamente, desde Octubre de 1,959» el estudio del compor-tamiento a la fluencia lenta de un acero 16/16 Cr Ni (denomina--cidn DIN 1.4931), Este acero austenítieo constituye, actualmente,uno de los materiales de Taina candidatos para los elementos combustioles de reactores reproductores rápidos. Por ello en todoslos ensayos de irradiación importantes, efectuados por la KPE enlos reactores PR2, B5.2, DIDO y DPR, se incluyeron probetas de e¿3te material.
Este acero se emplea masivamente como material de construcciónen sistemas que operan a -temperaturas entre 530 y 75OQC, El desa-rrollo de esta aleación se basa en la tendencia de los aceros —-l6/i3 Cr Ni a formar :pa.3e cr a escás temperaturas, por lo que seincremento el contenido de Níquel a un 16$, manteniendo el molxbdeno entre 1,6$ y 2$ (1) lo que impide la precipitación de fasea~ , Como consecuencia de las muchas aplicaciones de este mate-
rial existen numerosas publicaciones, tanto relativas a sus pro-piedades mecánicas como al comportamiento de los precipitados se-gún distintos elementos de adición, La Yerein Deutscher Eisenhüt~tenleute (VFEM) (2) ha publicado un atlas con los datos del com-portamiento a la fluencia lenta .de acares alemanes, (incluyendomás de 35 tipos diferentes), en el que se basa el Stahl-Eisen-Werkstoffblatt (3). En dicha publicación se resumen valores deresistencia a la fluencia, límites de alargamiento en fluencia,y alargamientos y estríeclones a la tracción para temperaturas •de 600-800-2C, Pero no es completa en relación con el comportamiento a la fluencia lenta y todos los resaltados reseñados corres-ponden a materialeo exentos de .Boro.
'Es abundante la bibliografía disponible sobre los aceros inoxi-dables. La influencia del boro sobre las propiedades de estos —•aceros fue estudiada muy extensamente en un trabajo ¿e K. Bungardty Cf. Lenaartz (4 5 e'-i el <I¿e se Tari ó el grado de estabilización.Otro interesante estudio soore la influencia de la estabilizaciónse debe a W. Ruttman y otros (5). El efecto de elementos de adi~ .cióa tales como carbono, nitrógeno, etc, constituye el tema de nu-merosos trabajos (o-lO), La influencia del tamaño de grano (11,12)sobre el comportamiento en fluencia lenta -0.0 está suficientementeestudiado. El mecanismo cíe los precipitados bajo condiciones iso-térmicas ha sido estudiado por H, Schonfeld y otros (i3).
Como se comprohó, en estudios realizados hasta ahora sobre -aceros 16/13 Cr Ni y 15/15 Cr Nj (14), es posible alterar las -propiedades mecánicas por tratamientos térmicos y mecánicos. Pa-ra el programa de ensayos con aleación X 8 Cr Ni Mo Fb 1616 se -eligieron los cinco estados de partida, siguientes;
Estado I : Recocido de disoluciónEstado II : " » 4. 7002c 170 h/aireEstado III : » » 4. 800ec 23 h/aireEstado 17 : " " 4- 12% Def. en fríoEstado 7 s " " 4 . 12% Def. en frío 4- 8002(
23 h/aire.
El Estado 1 es el que normalmente corresponde al de suministrode esta aleación. Consiste en vn recocido de disolución a 1050 -1100se, seguido de un enfriamiento al aire o en agua con lo que -se logra una estructura austenítica con precipitaciones de carbo-nitruros de nioMo. El recocido a 7002 c durante 170 horas (Es-tado II) tiene por ohjeto provocar abundantes precipitaciones -de pequeño tamaño, antes del ensayo de fluencia, y ademaG consti-tuye el puente de unión con anteriores estudios. Un recocido a -8002C durante un periodo "breve de tiempo (Estado III), conduce,por ei¡ -contrario, a precipitados más gruesos. Mediante un traba-jado-en frío del 10-15% (Estado 17) se origina una matriz más du-ra y en consecuencia un incremento en el límite de deformación -permanente. Además esta deformación en frío corresponde aproxima-damente al estirado de enderezamiento que se da al final de lafabricación de tubos, "El recocido a 800ec durante 23 horas (Estado 7) conduce a la formación de precipitados y a un incremento -de la ductilidad. Los Estados IV y 7 han sido incluidos en ante-riores estudios, por lo que es de interés completar datos.
De los cinco Estados los I-III-7 han sido ensayados en las -instalaciones de la División de Metalurgia de la J.E.N. y los IIy 17 en las del I.M.í1. de la G-.f.K.
2. MATERIAL ENSAYADO
El material ensayado ha sido suministrado en "barras de 14 mm0 hajo la denominación comercial DA 1616, En la Tabla 1 se resumenlos análisis químicos efectuados, tanto en el I,M.]?, como por* elfabricante para la. colada 15621: La composición química, corresponde con suficiente aproximación a la nominal de esta aleación, siendo satisfactorio el grado de estabilización. Además existe coinci-dencia con los análisis realizados en colaboración con la VDEH, De_"be destacarse que tanto las muestras analizadas en el ].M.F. como
las que lo fueron por VDEH estaban exentas de boro, cuando fre-cuentemente los aceros austeníticos refractarios contienen delorden de 50 ppm de "boro para mejorar la mecanizabilidad y la &uctiljdad en fluencia, ~
En. las figs. 1 y 2 puede apreciarse la estructura ccrrespondiente a los cinco Estados de partida. El tamaño de grano se encuentra comprendido entre 20 y 5C / m, En la fig, 1 no son re-conocibles con claridad los bordes de grano en algunas zonas, -sin embargo después de tratamientos a 7002C (l ) y SOO^C (l ),se ponen claramente de manifiesto.
Como se aprecia en las figs. 2-a-e este tratamiento conducea un mayor relieve de los bordes de grano. En la fig. 2 se aprecia que la dureza permanece inalterada por los tratamientos térmicos y aumenta con los mecánicos, y que el recocido final con-duce a una relajación de las tensiones,
3, ENSAYOS REALIZADOS
Todos los ensayos de tracción se realizaron en una. máquinade 5 Tm y la velocidad de deformación se mantuvo en el ifo min.Tanto en los ensayos de tracción como en los de fluencia se uti.lizaron probetas con cabeza roscada de. 8 x 50 mm (d 2: 1 ), Enlos ensayos de fluencia realizados en la Div, de Metalurgia yen el I,M,f« se utilizaron equipos Mohr und Pederahft en atmós-fera normal. Los ensayos fueron efectuados con probetas individuales. Algunos de los realizados en el I8M9:FS se llevaron acabo en vacío, por razones de capacidad, de instalaciones si -bien no se apreció ninguna diferencia en los resultados por es_te motivo. El alargamiento durante los ensayos de fluencia realizadcs en el I,M.I\ se midió con. captadores de inducción, me-diante los que se obtuvo simultáneamente un registro. Por el -contrario en las instalaciones de la Div. de Metalvlrgia las me-didas se efectuaron con dobles comparadores mecánicos que trans_mitían el alargamiento a través de varillas de cuarzo. La tenrperatura de los ensayos se controló, en ambos laboratorios, contres termo-pares (Pt/PtEb.) distribuidos a lo largo de la probeta.El' calentamiento se reguló en tres zonas' independientes. Durantelos ensayos se mantuve una oscilación máxima de temperatura de •£ 220.
4. RESULTADOS DE LOS ENSAYOS
4.1. Ensayos de Tracción
Con probetas en el Estado I (recocido de disolución) se rea
4
lizaron ensayos de tracción en el margen de temperaturas compren-dido entre 600 y 800^0 y para los restantes Estados entre 650^0y 7002Q (fig. 3).
La carga de rotura por tracción de las probetas, en estado derecocido de disolución disminuye homogéneamente, para temperatu-ras crecientes, desde 40 Kp/mm2 a 600^0 hasta 13 Kp/mm.2 a 8002C -Una deformación en frío del 12% incrementa la carga de rotura portracción en 8 Kp/mm.2 entre 650 y 70020. Los tratamientos previoscorrespondientes a los Estados II, III y XV no ejercen una marca-da influencia so ere la carga de rotura. Por el contrario los valores Cei límite elástico convencional del 0,2$, de los cuatro Estados combinados, en relación con los valores correspondientes al -material que sólo ha sido tratado térmicamente (Estados I - III),son superiores, lo que significa que la relación G~s/<j- ha sido me-jorada. El alargamiento de la rotura es, como era de esperar ma-yor para los valores menores de dureza. La caída que se produce a7OO2C, para probetas con tratamientos de recocido de disolución -no parece del todo real, a pesar de que los valores correspondientes a los Estados II y V disminuyen también. La ductilidad del e£tado XV, correspondiente a un trabajado en frío, es menor,
4.2. Ensayos de fluencia
'4.2.1. Resistencia a la fluencia
En las figs. 4 a 8 se representan las curvas de resistencia ala fluencia. Los tiempos de fluencia alcanzados dependen de las -tensiones aplicadas y las figuras se han ordenado según, los tratamientos previos para que pueda apreciarse la influencia de la temperatura del ensayo. Dos de los ensayos del Estado V (fig. 8) nohan finalizado todavía. Con arreglo a las condiciones de los mis-mos pueden estimarse los tiempos de rotura a 600 y 700ec en 104 -horas.
Con el fin de poner de manifiesto la influencia de los trata-mientos previos en la fig. 9(a-e) se representan las curvas de -fluencia para cs.da temperatura de ensayo. Los valores de resis-tencia a la fluencia más elevados los alcanzaron las probetas conun 12% de deformación en frío como tratamiento final, A partir de75O2C se pone de manifiesto, para, estas probetas, una caída de lacurva de fluencia para tiempos superiores a 1000 horas, de formaque a 8002C el valor de las 1000 horas se iguala con el correspondiente a las probetas en estado de recocido de disolución, A 65O2Cse alcanzan, para el Estado V (deformación en frío 4- recocido), valores inferiores a los correspondientes al estado de defornación.
en frío y superiores a los de los Estados i~lil, para tiempos -superiores a 1000 horas. Sin embargo a partir de 750^0 se apre-cia una reducción en las diferencias alcanzándose a 800^0 la inversión, de valores. ~
4.2.2. Tiempo-límite de alargamiento.
Desde el punto de vista práctico lo significativo no es eltiempo de rotura, sino el tiempo necesario para alcanaar un determinado.alargamiento. Durante los ensayos de fluencia se mi-dió continuamente el alargamiento por lo que se conocer su va-riación con el tiempo. En las figs. 10-14 se representan lostiempos necesarios para alcanzar alargamientos, del 0,2$, 1,0$y 2,0$. Para mayor claridad solamente se han unido, mediante -tina curva los puntos correspondientes al 1$ de alargamiento.
La influencia de la temperatura de ensayo y del tratamien-to previo se reflejan en la separación entre las curvas tiempo-alargamiento. Algo análogo ocurre con la relación tiempo-límitede alargamiento y resistencia ala fluencia, para un determina-do tiempo de fluencia. En la figura 15 se representa la rela-ción entre alargamiento'del 1$ y la resistencia a la fluencia a102 y io3 horas del material en los distintos estados, en.fun-ción de la temperatura. Como se aprecia claramente los EstadosI7-T (trabajado en frío) y (trabajado en frío 4- recocido) presen-tan hasta 700^0 una mejor relación entre alargamiento, y resistencia a la fluencia que los Estados I-III correspondientes a tra-tamientos térmicos exclusivamente. A partir de 750^0 ño se aprecia ya la misma diferencia en relación con el tratamiento pre-vio. Los valores de tiempo-alargamiento, de acuerdo con la nor-ma DIN, se refieren solamente a la fluencia total, no tomando enconsideración el alargamiento bajo carga £ ¿el. • o s valores de¿Bel. s o n insignificantes, en tanto no se .exceda del límite de.deformación, y dependen del. módulo E. El módulo E de la aleaciónX 8 Cr Ni Mo Fb 1616, a la temperatura ambiente, es del orden de20,000 Kp/mm2 y a 7O02C de 15.000 Ep/mm2. En la discusión de losresultados de los ensayos se volverán a considerar las consecuencias que esto puede tener para las vainas de elementos combusti-bles.
4.2.3. Alargamiento a la rotura y estricción
En los diagramas 16-20 se representan los alargamientos a la-rotura (& 5d) de los ensayos de fluencia, en función del tiempo.Para cada temperatura de ensayo se resumen en una figura los va-lores correspondientes a los distintos tratamientos previos, deforma que puede apreciarse la influencia del tratamiento previo,A pesar de que existe alguna dispersión, lo que es frecuente en
la medida de esta magnitud, existe -ana aceptable correlación devaloree hasta 750^0. Solamente a temperaturas superiores a 75O2f'-se presenta, en todos los estados, excepto en el correspondientea trabajado en frío, una disminución más pronunciada, para tiempos> 10-1 horas. La influencia de la temperatura, por el contrario,
se corresponde mejor con la representada en la fig\ 21, Para elEstado IV, (únicamente a trabajado en frío), IOF? valores ononeni-aos entre 10-15$. para 103 horas, son prácticamente independien-tes de la temperatura.
Los valores de estricción, que constituyen un criterio de lamaleabilidad de un material. Be resumen en las figs, 23-24-, orde-nadas según la temperatura, para cada estado de tratamiento pre-vio. En general puede decirse que a partir de 65O2C, tanto paratemperaturas como para tiempos de fluencia crecientes, se reducen-la estricción, Como era previsible los valores menores de estric_ción se presentan, para el Estado correspondiente a trabajado enfrío.
4.2.4. Parame tro s d e fluenci a
Es de gran importancia en la tecnología de las vainas de ele-mentos combustibles la dependencia de la veloci&a'd. secundaria defluencia con la tensión. Según Norton (15) la fórmula. £ = k. o~ n
permiteri, en general, describir la dependencia con la tensión. Enla antex'ior ecuación n y k son constante de la aleación y la temperatura. A partir fie las curvas obtenidas durante los ensayos defluencia puede determinarse la velocidad de fluencia £ , Para ellose representa la velocidad secundaria de fluencia en función de lacorrespondiente tensión, en papel doble logarítmico, con lo que seobtienen rectas, de cuyas pendiertes se obtienen n y k. En 3a fig.25 se represéntanos la a a la e los valores correspondientes a ca-da Estado. Para el Estado Y (e) nada se puede afirmar, en tanto nofinalicen los ensayos de larga duración aún en marcha. Los valoresde n obtenidos en este diagrama así como los de k calculados se re-sumen en la Tabla 2,
Por examen, de la fig. 26 puede apreciarse la influencia del tra-tamiento previo sobre la dependencia entre velocidad secundaria defluencia y tensión, para cada -temperatura. En ella se observa que enel material trabajado en frío, la dependencia de la tensión es, pa-ra temperaturas crecientes, menor que para los -reatantes estados.La influencia de la temperatura sobre loe valores del exponente detensión n se obtiene a partir de la fig. 27- Para todos los Estadosde partida se comprueba, hasta 700eC, una disminución muy pronuncia-da del valor de n del orden de 6 ó7 unidades a 700^0. Por encima
de 7002C los valores de n disminuyen para los Estados i-III y Yde forma poco importante. En el Estado IY, correspondiente soloa material trabajado en frío, el valor de n desciende a 3.
Según Monkman y G-rant (16) la relación entre la velocidad s_ecunaaria de fluencia y el tiempo de rotura t-g puede expresar-se, empíricamente, por la relación
log t-g -4- m log ¿ = k
En ella m y k son constantes en ciertos casos dependientes dela aleación y de la temperatura. El valor de la constante m osci-la generalmente entre 0,6 y 1,2, Se cumplirá que m < 1 si elalargamiento a la rotura S disminuye con el tiempo de rotura y -m > 1 si el alargamiento aumenta con el tiempo. El valor de m = 1significa que el alargamiento es independiente del tiempo de rotura.
En las figs. 28 a 32 se representan, para cada. Estado, los valores de ¿ en función del tiempo de fluencia. Para los Estados Ial Iv, a pesar de existir una cierta dispersión, los valores se -ordenan según una recta. Por el contrario en el Estado Y (fig,32)log valores correspondientes a 7502C y 8002C caen soiore rectas dedistintas pendientes, lo que demuestra que a estas temperaturasson mayores los valores de m. Este cambio en la proporcionalidad -se pone también de manifiesto en la fig, 33. En esta fig. se re-presentan los valores de £ - t-g entre 650 y 8002C para cada ten-sión y estado.
Además de la extrapolación a partir de la dependencia empíri_ca entre log ¿ y log tjj, de la relación de Monkman y G-rant puedeobtenerse información sobre la influencia del tratamiento previoen las propiedades de fluencia y el tiempo de rotura (17,18), Eneste caso se puede concluir, a partir dé los valores ¿ y tj para estados de recocido de disolución, que a temperaturas de ensayo de 650 y 7002C ven. recocido a 7002C (EstadoH) y 800^0 (EstadoIII) produce una rápida aproximación de los valores de £ par-a-elevadas velocidades de fluencia y de t;g para tiempos "bajos. Porel contrario el tra^a^ade en frío (Estado Vi) y el tratamiento -previo com"biB.ado (Estado Y) provocan una reducción significativaen los valores de £ , asi como el correspondiente aumento deltiempo a la rotura, A temperaturas de ensayo superiores el Esta-do Y alcanza una situación de inversión, mientras que a 750^0 ytiempos prácticamente iguales se prodiicen unas velocidades de -fluencia secundaria algo mayores. En los valores a 8002G se pro-duce un desplazamiento, tanto para elevadas velocidades de fltiencia como para tiempos de fluencia pequeños.
8
Solamente el Estado XV, correspondiente a trabajado en frío,presenta, aán a 7502C, un mayor tiempo de rotura y al mismo tiem-po una reducción más intensa de la velocidad secundaria de fluen-cia é . Sin embargo a 8002C la influencia del trabajado en fríoes despreciable.
Para la determinación de la energía de activación de fluenciaQ~., se utilizaron los valores de velocidad' de fluencia secundariaé frente a 1/TSK? obtenidos para, una misma tensión y distintas
temperaturas de ensayo, A pesar de la dispersión, pueden obtenerselas energías de activación de fluencia Qg-, a partir de las pendientes de las rectas. Como media de tres resultados se obtuvieron lossiguientes valores;
Estado IEstado IIEstadoEstado IVEstado V
I I I
= Rec,_ ti
_ I!
_ II
_ l¡
DisolI!
II
= 130 Kcal/&ffol g4- 7002 170 h/L = 130 " " •'4- 800° 23 h/L = 162 " " "4- 12$ k.v, = 117 " " "4- 12/o k.v. 4- 800Q 23 h/L = 170
Kcal/fiffol g.
4.2.5. Posibilidades de extrapolación
En principio es posible extrapolar valores correspondientes acorta duración y temperaturas de ensayo elevadas, a temperaturas•bagas y tiempos largos. Con este fin han sido propuestos varios -procedimientos sin que ninguno de ellos haya sido adoptado como -de uso general. Según los trabajos de Bungard y Schmitt (19) delos distintos procedimientos de extrapolación ensayados, para tiem-pos de corta y larga duración, se comprobó que el de Larson-Miller(20) era el que daba la menor dispersión. La relación entre tempe-ratura de ensayo y tiempo es, según Larson-Miller, de la forma;
P = ( c 4- log . tB)
en donde c es una constante, a la que en muchos casos puede atri-buirse un valor de 20, Esta constante, sin .embargo,.no depende delmaterial, sino como se demostró en algunos estudios, del tratamiento previo. En el presente trabajo los valores de c, para los co-rrespondientes a tiempos, se calcularon aplicando la programación deGuyette (21) a estados individuales de tratamiento previo.
Estado I c = 20,5Estado II c = 22Estado III c = 26Estado IV c. = 21,5Estado V . c = 29
En la fig. 34 se representan los cinco diagramas de las cur-vas de tiempo obtenidas a partir de los valores de c calculados,
4.3. Estudio metalográfico " .
La mayoría de las probetas ensayadas en fluencia se examina-ron metalográficamente. Para cada uno de los Estados, y según latemperatura y el tiempo de ensayo, el estudio metalográfico pro-porciona una visión clara de la formación de fisuras, comporta -.miento a la fractura y las variaciones de estructura. Para poderenjuiciar en qué casos se produce fractura intercristalina en lazona de rotura se efectuaron macrografías a 30 aumentos, sin ataque. El tipo de fractura se estudió* en macrografías atacadas a -100^ y 1000 aumentos. Para apreciar cambios de estructura, se realizaron micrografías, tanto de la cabeza de la probeta como de -la zona ensayada (1000 x)«
Solamente en probetas correspondientes, a estados de trata—miento térmico (l-in) y termom.ecañicos (Y) aparecen fisuras, -algunas intercristalinas, en la zona de rotura para tiempos defluencia cortos(fig, 35a) que al cabo de algunos cientos de ho-ras se hacen abundantes. Esto ocurre a temperaturas de 600-7502C, Para el Estado correspondiente a trabajado en frío (TV), aparecen, por el contrario, fisuras a tiempos cortos, que a tiempossuperiores se extienden más allá de la zona ensayada (fig,35c),Por el contrario a temperaturas de ensayo de 80020 y con independencia del tratamiento previo, se producen numerosas fisuras in-tercristalinas que conducen, en la zona de rotura, a la forma-ción de cavidades regularmente distribuidas (fig. 45c),
fractura propiamente dicha es fundamentalmente intercris-talina. Para los Estados 1,111 y V, a causa de la intensa deformacidii de zona de fractura, no se puede apreciar esto en las mi_orografías a 100 aumentos en todos los caeos (fig. 36a). Sin embargo las miorografías a 1000 aumentos muestran olaramente lasfisuras intercristalinas (fig, 36b), Por el contrario la frac-tura de probetas correspondientes a Estados de deformación en -frío son más claras debido a la menor deformación (fig. 36c),
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La temperatura y la tensión, del ensayo así como el tiempo,producen variaciones de estructura en todos los estados. Esto seaprecia en los estados de recocido de disolución (i) y de defor-mación en frío (TV) a 600 y 65O£C, incluso para tiempos cortos,al prsentarse precipita-dos en "bordes de gra.no que a tiempos supe-riores se disuelven. En la fig, 37 se presentan, a título de ->ejemplo, algunas micrografías correspondíentes a- las longitudesensayadas de prc*betas sometidas a fluencia y cuya fractura se ~produjo a tiempos diferentes, Cambien en la cabesa de las pro "betas aparecen precipitados análogos, si .bien dependientes del ~tiempo, ya que la tensión de ensayo que acelera este procese, noes tan activa, en la cabes?, de la probeta, con'.o en la longitud ensayada (fig, 38). Al auuer.tar el tiempo y la temperatura del en-sayo se llega a la coagulación parciaT d^ carburas tanto ea elinterior como en los "bordes de grano (fig, 39).
4.,4. Determinación de.dureza
Finalizado cada ensayo de fluencia se llevaron a cabo determinaciones de dureza tanto en la cabeza como en la zona de ensayo a -diferentes distancias de la zona, de fractura. Los valorea de dureza en la cabeza de las probetas permite comprobar la influenciade la temperatura y el tiempo del ensayo. Si se produce una prec_ipitación intensa, generalmente aumenta la dureza en tanto que és-ta disminuye en.probetas que han. sido previamente deformadas enfrío, A partir de las determinaciones de dureza en la zona deformada durante.el ensayo es reconocible la influencia de la tensiónaplicada. En algunos casos la deformación conduce a un incrementoen la dureza, en otros, para tiempos y temperaturas elevadas se -alcanzan durezas bajas debido a cavidades intercristalinas. En -las figuras 40-44? se presentan, ordenados de acuerdo con. los tratamientos previos, los valores de dureza en función del tiempo, -Los valoreo de dureza en la cabeza de las probetas correspondien-tes a los Estados I-III hasta 1Q3 horas, apenas presentan diferencias con los valores iniciales. Sólo a partir de lO-* horas se ma-nifiesta un incremento en la dureza, atribuible a la abundancia -de precipitaciones intercristalinas, según se aprecia en las co -rrespondientes fotomicrografías (figs, 45a y b). El aumento de dureza en la zona de fractura se debe fundamentalmente, para tiem-pos cortos, al endurecimiento causado por deformación, que para -tiempos mayores se pierde de nuevo contrarrestado por la tempera-tura del ensayo. Los valores elevados de dureza inicial, para losEstados IY y V, disminuyen en función de la temperatura del ensa-yo.
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A 600ec no se aprecia reducción hasta 4.000 horas en los va- .lores de dureza medidos er¿ la cabeza de las probetas; a 650 2C depequeña magnitud y sólo a temperaturas superiores de forma apre-ciable. La pronunciada disminución de la dureza en la zona de -fractura a 800QC y tiempos de 102 horas, se debe a 1a formaciónde numerosas fisuras intercristalinas, que dan lugar a una dis—tribución regular de cavidades (fig. 45c),
5, DISCUSIÓN DE BESU1IAD0S
Con el programa de ensayos realizado se comprobó que también.el acero X 8 Cr Ni Mo Fb 1616 (1*498) se afecta apredablementeen sus propiedades mecánicas a largo y corto plazo de acuerdo conlos tratamientos térmicos y mecánicos. En todos los casos se partió, en el presente estudio, del estado de recocido de disolución.Los valores obtenidos en el. curso del presente trabajo, con pro- •betas correspondientes al estado de recocido de disolución, ensayadas entre 600 y 650^c, esfán conformes con los reseñados en elVDEH (2) dentro de los límites normales de dispersión (fig.. 46),A 7002C y tiempos de 10-3 horas los valores de resistencia a lafluencia se encuentran próximos al límite interior reseñado enel TDEH. Para 750 2C y 8OO2C los valores reseñados por el VDEH -proceden de materiales hiperestabilizados, por lo que son supe-riores a los' reseñados aquí.
Los resultados de ensayos de tracción ponen de manifiesto -que en estado de recocido de disolución (Estados$11 y III) el -mantenimiento a temperaturas de 700 y 8002C no ejerce influenciasobre el límite de deformación y que la carga de rotura disminuyeligeramente, lo que está relacionado con un incremento de la duc-tilidad. Por el contrario tina deformación en frío del 12$ (Esta-do IV) conduce a valores del límite de deformación considerablemente superiores, como por ejemplo a 7002C que alcanza 35 Kp/mm^, loque supone prácticamente el doble que el correspondiente valor pa-ra recocido de disolución (Estado i). Un reqocido a 7OO2Ó, post_erior- al trabajado en frío (Estado V), incrementa el límite de de-formación en relación con el recocido de disolución (estado i),al tiempo que da lugar a una mayor ductilidad y al,mismo valor decarga de rotura por tracción.
La interpretación de los resultados' de ensayos de fluencia lenta ha de efectuarse, en todo momento, bajo el puntode vista de-lastensiones que pueden aplicarse a las vainas de elementos combus —tibies. En la.actualidad se considera que en los reactores rápidosla temperatura de la vaina estará comprendida entre 600 - 650 2ccon puntos calientes d^ 700 - 7502c durante periodos de tiempo de
12
10,000 a 20,000 horas (22). LOS valores cíe resistencia a la íTuenoj.a, en función del tiempo? para los cinco estados de partida, entre 600-80020, permiten la interpolación y extrapolación mediante"los parámetros de Larson-Miller. Mediante la optimización de la -constante c (21 ) se logra una pequeña dispersión. A partir de losvalores de resistencia a la fluencia lenta en función del tiempoy del diagrama d? la fig8 (34) para 103 - 105 horas, se llega a -las siguientes conclusioness
Los valores más elevados de resistencia a la fluencia er. fun-ción del tiempo se logran a 65O2C, para el Estado (1Y) (deforma-do en frío) entre 104 y io5 horas y tensiones entre 16,5 y 11 Kp/mm2. Estos valores superan a los correspondientes a estados de -tratamiento térmico exclusivamente (Estados I-III) en 2 ó 3 Ep/mm^Los "valores de probetas con tratamiento termomecánico previo (V)se encuentran en una posición intermedia, A medida- que aumenta latemperatura se hacen menores las diferencias, de modo que a 700QCy 104 horas al Estado IY le corresponden 9 Kp/mrn y entre 7 y 8Kp/mm2 a los restantes Estados.
Como era de esperar a mayores temperaturas (entre 750 y 8002C)se produce un apreciable reblandecimiento*de los Estados IY y Y,A 7502C y io4 horas todos los Estados se encuentran entre 3,5 y 4Ep/mm^. Por último a 8002C las probetas sólo tratadas térmicamente(I-III) presentan 2 Ep/mm^ y las de los Estados IY y Y 1,5 Ep/mm^.
Las exigencias mecánicas, para la vaina de un elemento combustibie refrigerado por sodio, se fijan, como resumen, en c 12 Kp/rnm^ (22). Este valor no se refiere a los datos de resistencia a -la fluencia en función del tiempo antes mencionado, sino a que durante el tiempo bajo carga no deberé sobrepasarse un determinadoalargamiento. Por lo tanto son de gran importancia los valores detensión-alargamiento y de comportamiento a la fluencia. De las —figs. 10 a 14 se deduce que para no rebasar el Tf> de alargamien-to en 10^ horas los Estados I a III admiten 10 Ep/mm^ a 6502C ylos Estados IY y Y entre 13 y 14 Kp/mm^ y que los Estados IV y Ycumplen con los requerimientos exigidos para materiales de vaina.
Para el cálculo de las vainas la ecuación básica la constitu-ye la ley de fluencia de Norton (15,23). La ecuación simplifica-da de esta ley de fluencia es:
¿ = K-crn
13
con la que se obtienen, sin embargo, tiempos o tensiones eleva-dos porque el alargamiento elástico y la fluencia primaria,queno se consideran, intervienen de forma apreciadle. En lassfigs,47 a 51 se-representan los resultados experimentales, separada-mente para cada estado de tratamiento previo0 La zona rayalladacorresponde al alargamiento elástico £eel. O."1^ hasta el límite de.elasticidad se calcula a partir del módulo E y que al alcanzar- 'o superar el límite de deformación en caliente aumenta muy apreciablemente, dando lugar a la deformación plástica. La amplitud -de márgenes de la fluencia secundaria depende de la tensión, latemperatura y el estado del material.
De acuerdo con los datos de la fig, 50 se trazó, para cadacurva de fluencia, la región de fluencia secundaria para tj = 0necesaria para alcanzar un determinado alargamiento que se de-signa por £o y que comprende el alargamiento "bajo carga Sgel.y la. parte de fluencia primaria. Tomando en consideración el va-lor de £o queda aún pendiente, para poder aplicar la ley de Ñorton, el valor de
Como ponen de manifiesto las figs, 47 a 51 ? los valores de£o caen sobre una curva, en función de la tensión y para cada
temperatura de ensayo. Si se comparan los resultados de cada •'••--.tratamiento previo se comprueba que, por ejemplo,. para el reco-cido de disolución (Estado I) el valor de £0- es de 0,55$ parala tensión de 12 Kp/mm^ especificada. Por el contrario,'y parael estado de deformación en frío, solamente oe. alcanza para;£oel valor de 0,5% y el de 0,20$ para el correspondiente a tratamiento térmico y mecánico (Estado V), Es decir, que, estable -ciendo el .límite en el 1ff/o (de alargamiento mono-axial) los valo-res correspondientes de &£ son 0,80$ y 0,85$ para los EstadosIV y V frente a sólo 0,40 a 0,45$ para los tratamientos exclus ivamente térmicos de- los Estados I al III,
Estas conclusiones son válidas en tanto en cuanto los lími-tes impuestos están dentro del margen de fluencia secundaria,Pero es necesario tener presente que, bajo las'condiciones deun reactor, el comportamiento a la fluencia se halla tan alte-rado que ce alcanza el límite impuesto cuando el material ha -rebasado el margen de fluencia secundaria. Le todas maneras enlos aceros austeníticos,' el paso de uno a otro régimen de fluencia no se aprecia claramente, por lo que es necesario admitir-una cierta dispersión. En las¿figs, 52 a 54 se representan, a -modo de ejemplo, los alargamientos totales de los Estados I, IIIy IV hasta el final de la fluencia secundaria en función de la-tensión, aplicada.
14
6. RESUMEN
Para el estudio dé la influencia de distintos tratamientostermo'-mecánicos solare el comportamiento a la fluencia y el tiempo- a la rotura del acero X 8 Cr Ni Mo Nb 1616 (DIN) 1.4981 se -.ensayaron cinco tipos de probetas con distintos tratamientos -previos, en el margen de temperaturas comprendidas entre 600 y800°C. A partir de material en estado de recocido de disolución(según se recibe del fabricante), se comprobó" que un recocido -a 700se," así como a 8002C (Estados II y III) no influye sobre eltiempo de rotura. Por el contrario el tiempo a la rotura y el —comportamiento a la fluencia lenta se mejoran notablemente con -un 12$ de trabajado en frío (Estado IV) así como por trabajado -en frío seguido de recocido a 8002C. Esta mejora de propiedadesse mantiene aún a temperaturas de 700^0 y tiempos superiores a104 horas. La pérdida de ductilidad es relativamente pequeña.El efecto más pronunciado de los tratamientos TV j Y es el endurecimiento de la matriz por trabajado en frío, lo que se traduceen un aumento en el límite de deformación a temperatura elevaday constituye un punto importante a considerar en el diseño de -vainas para elementos combustibles, A este fin se presentan losdatos de fluencia principales.para los Estados'I al*Y a todas -las temperaturas de ensayo, así como para un amplio margen de -tensiones. El estudio metalográficc permitió* el conocimiento dela formación de fisuras, fracturas y alteraciones en la estruc-tura intergranular.
TABLA -
COMPOSICIÓN QUÍMICA DE LA CARGA 15621 CORRESPONDIENTE A LAALEACIÓN 1 8 Cr Ni Mo Fb 1616
Composiciónnominal
Análisis deYDEH
Datos proporci£nados por el su-ministrador.
D e t ermirj a c i ón.por la G,f#E.I.M.S1.
Composiciónnominal
Análisis deVDEH
Datos pro por ciónados por el sumin.istrador.
Determinaciónpor la G.f.E.I.M.F.
C
0,08
0,500,085
0,08
0,077
lo
1,8
1,702,08
1,66
1,50
Si
0,120s80
0,50
0,47
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0,010,08
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Mn
0,111,46
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0,030,14
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P
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TABLA - II -
"VALORES HE n y k PARA LA ALEACIÓN DA 1616 '(CARGA n° 15621)
Estado y Tratamiento Temp,se n k
I Recocido de disolución
II Recocido de diselución4- 700se 170 h/enfria-miento al aire.
III Recocido de disolución4- 8002c 23 h/enfriamiento al aire,
IV Recocido de •"disolución4- 12$ trabajado en frío.
Y Recocido de disolución4- 12$ trabajado en frío4- 800QC 23 h/enfriamien•fco al aire.
600650700750800
650700750
600650700750800
600650700750800
60065070075O800
14,311,66-56,05,3
11,76,86,2
21,010,06,66,35,8
15,011,56,3-4?63,0
15(6,8)5,54,5
6.10-2°
7,ioj¿
4ÍlO~8
2.10-P-2,10"y
3,1O"3Í5.'10-^
1.10"^3,10"°
3.10"^^ 10""21
" * -13
1,5.10 t.8.10"/
7.10"^
(l?5.10-¿2)
3.10";7,10"
( ) Ensayo aiín en marcha,
. • ,.'-" ?h: .íS;.'-' K- . / ^ r j-?4ís "•; ' / .,v. •".",.
•á"\kñl'''1' <c;t}si<^:x"^á^¿'-\ t'kti['•£>•
DA 1616 (X8 Cr Ni Mo Nb 1616)
LOTE 15621
Fig.- 1
Disolución HV 3 O r 155 -160 xlOC
Disolución » 700pC 170h/aire= 155-159
x 1.00 Disolución* 800QC 23 h/aireHV30 = 150 -157
x 100
Disolución* 12°/. en trío x 100HV30 - 237 - 247
Disolución *12%en trio •> 800°C 23h/a¡reHV30 =206- 218
DA 1616 (XSCrNiMoNb 1616) Lote 15621 Fig - 2
260
Disolución HV 30= 155-160 x 1.000
120
- • •:•'.••/•' ' • • - . y / . : !
Disolución • 700°C 170 h/aire 11.000 Disolución • 800°C 23 h/aire x 1.000
#r7 ^ híS
Disolución • 12*/i en-tr io x 1.000 Disolución . 12'/. en t r ío . 800°C 23 h/aire x 1.000
O Tratamiento de disolución
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+ 700° 170 h/aire+ 800° 23 h/a i re
+ 1 2 % deformac ión en f r ío+ 1 2 % d. en f. +600° 23 h/'aire
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T e m p e r a t u r a de ensayo ( ° C j
750 800
Fig.. 3 . - Influencia del tratamiento termomeccnico previo sobrelas propiedad.es mecánicas (lo=5Ornm, dn-8mrn)
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Bibliografía (] ¡
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DA 1616tote 15621
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FIG. 9- RESISTENCIA A LA FLUENCIA
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Rec. disol. + 800°C 23h/aire
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FIG.-12. CURVAS TIEMPO - ALARGAMIENTO
DA 1616 lote 15621Estado IV
Rec. di-.ol. + 12%
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Fig. 17.- Alargamiento a la rotura en función del tiempo de ensayo a 650°C
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Fig. 18- Alargamiento a la rotura en tunc'ión del tiempo de ensayo a 700°C
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Fig, 19.- A largamiento a la ro tu ra en función del t iempo de ensayo a 750°C
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Fig. 20.-Alargamiento a la rotura en función del tiempo de ensayo a 900°C
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FIG. 2 6 - VELOCIOAD DE FLUENCIA SECUNDARIA EN FUNCIÓN DE LA TENSIÓN
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Fig. 30 - Velocidad de fluencia secundaria en funcio'n del tiempo de rotura
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Fig.32: Velocidad de fluencia secundaria en función del tiempo de rotura.
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c= 29
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32 3330P= ToK
FIG. 34- CURVAS DE FLUENCIA (Parámet ros de Larson -Mi l le r )
34 35
FIG. 35
DA 1616 lote 15621
Tr700°C¿ = 22 Kp/mm2
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Estado: Rec. d iso l .
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Estado: Rec. disol. •700° 170h/aire
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T=700°C 6=14 Kp/mm2 tD=1515h Estado: Rec. disol.« 12*/« det. en tr io x 30
;S-3^t#
>;?^f-c"\ , - ^ H Í ^ ^_,
FIG- 36
DA 1616 Lote 15R71
T = 700°C= 20 Kp/mm 2
tR=26,5hEstado= Rec. disól.
x 100
x 1000
T= 700°Có= 14 Kp/mm2
tR=15l5hEstado: 12'/, det. en trío
x 100
FIG.- 37DA 1616 Lote 15621
Estado I.- Recocido disolución
600°C 36Kp/mm2 30 h 650°C 28 Kp/mrn2 36h
600°C 32Kp/mm2
_j = 2A5-260 í 5 ' 0 0 0
600°C. 28Kp/rnm2 687 h_
>^;^^^®á¿^
HV30 = 2 3 0 - 2 52
. 650°C 24Kp/mm2 101 h
xlOOO
HV30=221-2A5
65O°C 20 Kp/mm2
x 1000
^ • r * -~ % ;.-;^¿- ;,-í- ¿L... ^¿-i ' ^ . ...i
:&* ^r í i^^T^HV30= 198- 223 xlOOO H\'3O = 206-232 xlOOO
FIG.- 38DA 1616 Lote 15621
Estado V. Recocido disolución +12°/o def. en frío* 800° 23 h/aire
C A B E Z A
650°C 28Kp/mm2 10 h 650°C 24 Kp/mm2 46h
650°C•>".?• i .
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FIG.- 39
DA 1616 Lote 15621
?•'• Estado I I : Recocido de disolucioi
Estado IV: Recocido de disolución*• 12°/. def. en trío
700°C12 Kp/mm2
2555h.
HVon= 206-210 x 1000
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Estado V: Recocido de disolución» 12*/»det. en trio*800° 23h/aire.
800°C2Kp/mm2
9304 h.
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Tiempo en horas
FIG.-40.- DUREZA EN FUNCIÓN DEL TIEMPO DE ENSAYO
4 5 6 7 8 910"
250 DA 1616 Lote 15621Estado I I : Rec. disoU
700°C 170h/aire
Cuerpo Ca|_eza
600°C650°C700° C750° C800°C
1005 6 7 fl 9 10
FIG. 41- DUREZA EN
6 7 8 9Tiempo en horas.
FUNCIÓN DEL TIEMPO DE ENSAYO
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FIG.- 45DA 1616 Lote 15 6 21
Estado : Rec. d i so l .» 7 0 0 ° 170 h.'aíre
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8 Kp/mm2 2408h.
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Estado: Rec.dis* 12°/o d. en trio» 800° 23h/a¡re
800 °C4 Kp/mm2
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DA 1616 Lote 15621Estado I : Recocido disolución
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T i e m p o en horas
FIG. 4 6 . - RELACIONES TENSIÓN-TIEMPO EN LA ALEACIÓN
4 5 6 7 8 9 10
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DA 1G18 Lote 15621Estado I.- Recocido de disolución
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O 600°C
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a 70C°CX 750°C
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800° 600 °C
10 15
O ÍKp.'mm2]
F1G. 47 . - RELACIONES TEMSiON-ALARGAMIENTO
DA 1616 Lote 15621
Estado II.- Recocido de disolución+ 700° 170h/aire
700° 650°C
1,0 -
0,2 -
10 15
Ó [Kp/mm2]
F IG-48 RELACIONES TENSIÓN - ALARGAMIENTO
DA 1616 Lote 15621Estado III.-Recocido disolucion + 800° 23h/aire
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4,0
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O 600°6 50°
O 700°X 750°V 800°
10 2015
C$ [Kp/mm2]
FIG.-A9. RELACIONES TENSIÓN- ALARGAMIENTO
25 30
DA 1616 Lote J.5621Estado IV.- Recocido dé disolución + 12% def. en frío
> 650°B 700°X 750°
0,2 -
20 25
O* I Kp/íTi'7¡ £ j
FIG.-50. RELACIONES TENSIÓN-ALARGAMIENTO
40
DA 1616 Lote 15621Estado V.-Recocido de disolución+ 12% def. en frío + 800° 23h/aire
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O 600°A 6 50°e 700°X 750°V 800°
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O [Kp/mm2]
FIG.-51.- RELACIONES TENSIÓN - ALARGAMIENTO
30 35
DA 1616 Lote 15621Estado I.- Recocido de disolución
15 20 25
<J [ Kp/mm 2 ]
FIG.-52. RELACIONES TENSIÓN-ALARGAMIENTO
30
1616 Lote 15 621Estado I I . - Recocido de disolución * 700° 170 h/aire
10 15 20
<3 (kp/mm2)
FIG.-52a. RELACIONES TENSIÓN-ALARGAMIENTO
25 30
DA 1816 Lote 15 621Estado III-Recocido de disolución * 800° 23h/aire
FIG.-5 3.- RELACIONES TENSIÓN - ALARGAMIENTO
DA 1616 Lote 15 621Estado IV.- Recocido de disolución* 12% det. en frío
10;
uin
25 3020tí (Kp/mm2)
FIG. 53a.- RELACIONES TENSIÓN- ALARGAMIENTO
35
DA 1616 Lote 15 821
Estado V.- Recocido de disolución + 12% d. en frío* 800° 23 h/aire
20
18
16
12
800c
10
Sí 8
/750c
X (o)
£ Inst.
10 2515 20
<3 (Kp/mm2)
FIG.- 5A . RELACIONES TENSIÓN-ALARGAMIENTO
30
BIBLIOGRAFÍA
1 ) Ruttmarm, W; Bruns-iel. 1Eitt. Vereín. Grosskésserbes. , Nr, 80, 1962, S. 310-326" 10 ahre austenitische Stahle im Eessel'he+rie'b"
2) VTÉE Verlag Stahl und EisenirErget¡nisse deutscher ZeitstancK'-ersuche langer Dauer"
3) ¥3)EE Stabl-Eisen-WerkstoffTDlatt 670-69"Hochwarmfeste Stahle"
4) K, Bu.rj.gard; G-, Lenii.ar+zArcbiY für das EiserjMttenwesen 1963, Heft 7, S. 531-546"líber den Einfluse Ton Bor auf die ÁusscheiduxigSTOrgánge xaS.das Z-eitstaridYerhalten .ni o'Dhaltiger austenitisclier CrNilío-StaM.e"
5) We Ru.ttmarm, H, Gerlach, H.R, KautzArchiY für das Eiserihüt'tenwesen 1967 j Hefi 4? S, 301-^07"Einfluss des Staoili sierungSYerbalt.uisses auf das Zeitstand-und Ausscheidungsverhalten hocliwaniiíester a.usteiiitiscberStahle mii 16^ Cr. 13—169 Nj , 2$ Mo und Nio"bzusatz",
6 ) K. Bungard , A, Y . d, S t e in.enDEW Tecbn. Berichte 1961, Heft 4, S. 138-150•'Verhalten Lochwarmfe&'ter a.-us-tenitischer CrNi-Staiile init Eor"bei Langzeifbeanspruchurig",
7) A.Y,d."Steinen; DEW Tecfcr, Berictte 1969, Heft 2. S, 139-149"Hocbv.'armfeste a.ustenitische Stahle"
8) H. Gerlach; E, Schir¡idtmarmArchiT f.d. ElsenMttenwesen 1968; Heft 2, S. 139-149"Einfluss Ton Eoblenstoff, Stickstoff und Bor a.uf- das Aus-scheidurigsverhalter eines austeBiti.scfcen Stahl.ee mit 1 &f<> Cr,16^ Ki, 29& Mo und Fo",
9) G, Lennartz;'Mila-'OchiTT], Acta 1965/3, S. 405-428"Einfluss -yon Legierungs el ementen auf das Ausscheidungs-Yerhalten austenitischer GrNi-Stáhle".
10) P0C, Hull; R, Stickler, Paper 43"Effects of Kitrogen, Boron, Zirconiun!, and Yanadium OH theMicros truc ture, Tensile and Creep-Rupture Properties of aCr-Ni-Mn-Mo-Stainless Steel"
11) E, Skuin; Neue Hütte Eeft 9/1969, S. 547-552"Einfluss der- Korngró'sse auf das ZeitstandTerhalten einesaustenitischen Cr-Ni-Ti-Stahles bei 650^0",
12) J. Myers; G. Willoughl>y; Metalurgia Jan 66. S, 3-7"The effect of G-rain-Size on the Creep Eate of a Cr-Ni-Auste_nitic Steel",
13) H. Schonfeld, Pe G-arzarolli, P, GraniceZeitschrift für Metallkunde, demnachst"Untersuchungen zum Zusscheidungsverhalten d.es austenitischaiStahles X 8 Cr M Mo Fb 1616".
14) H. Bohm; M, Schirra; demnachst"Einfluss mechanisch-thermischer Vorbehandlungen auf dasZeitstand-'und Kriechverhalten austeriL.tischer Stáhle",
15) P.H. Norton, Me G-raw Hill Publishing Co Ltd 1929"The Creep of Steel at High Tempera.tures",
16) í.C. Monkman, W.J, Grant, Proc, ASTM vol. 56 (1956)"An empirical Eelationship Tsetween Rupture Life and MinimumCreep Rate in Creep-Rupture Tests",
17) H, B6'hm; M, Schirra; Zeitschr. f. Metallkunde, Band 60. 1969H.ll."Einfluss Ton KaltYerfonrung und Warme'tehandlung aus dasZeitstand- und Eriechverhalten von Yanadium-Legierungen",
18) H. B6;hiD.; Zeitschrift f, MetalUrunde, Band 61, 1970 E, 12"Zeitstandverhalten metallischer Werkstoffe", •
19) K, Bungard, W. Schmidt; DEW-Techn. Berichte, 1 Band, 1961,Heft 3."Yergleich yerschiedener Yerfahren zur Extrapolación vonZeitstandwerterJ'.,
20) E.R. Larson; W. Miller; Trane. ASME 74 (1965) 765"A time-temperature Relationship for Ruptui'e and CreepStresses",
21) M. fruyette; K#D, Closs, Pere&'nl. Mittellung" A Program fur the Determination of the Larson-Miller Mas-ter C-urve from the Stress-Rupture Time "Experimental Data"^
22) H. B6"hm, KFK 985" Hüllwerkstoffe für schnelle BintrealrtorerL11
23) H.J. Seehafer, Interatom, Persó'nl. Mitteiltuag,
J.E.N. 239 J.E.N. 239
Junta de Energía Nuclear, División de Metalurgia, Madrid."Comportamiento a la fluencia lenta de la aleación
X 8 Cr Ni Mo Nb 1616 con dist intos t r a tamien tos ter_m i c o s " .SOLANO, R.; GARCÍA, R.; BOHM, H.; SCHIRRA, M. (1972) 14 pp. 54 f i g s . 2 tab l .
23 refs.
Se estudia la influencia de tratamientos térmicos y mecánicos sobre el com-
portamiento en fluencia de un acero 16/16 Cr. Ni entre 600 y 800 eC. t i reco;--
cido de disolución seguido de tratamientos a 700 y 800 eC no influye sobre el
tiempo de rotura. Por el contrario un trabajado en f r í o del 12^ seguido de t r a -
tamiento a 800 8C producen un mejoramiento notable en el tiempo de rotura. Este
tratamiento se mantiene aún 10%Dras, a 700 -C. La pérdida de ducti l idad, con es
te último tratamiento, no es importante. Se efectuó un estudio metalográfico de
1 a fractura.
Junta de Energía Nuclear, División de Metalurgia, Madrid."Comportamiento a la fluencia lenta de la aleación
X 8 Cr Ni Mo Nb 1616 con dist intos t r a t amien tos t e r -
SCHIRRA, M. (1972) 14 pp. 54 f igs . 2 tab l .micos".SOLANO, R.; GARCÍA, R.;
23 refs.
Se estudia la influencia de tratamientos térmicos y mecánicos sobre el com-
portamiento en fluencia de un acero 16/16 Cr. Ni entre 600 y 800 SC. El reco¡~-
cido de disolución seguido de tratamientos a 700 y 800 BC no influye sobre el
tiempo de rotura. Por el contrario un trabajado en f r i ó del 1$.seguido de t r a -
tamiento a 800 -C producen un mejoramiento notable en el tiempo de rotura. Este
tratamiento se mantiene aún 10^horas, a 700 e C La pérdida de ducti l idad, con es-
te último tratamiento, no es importante. Se efectuó un estudio metalográfico de
la fractura.
J.E.N. 239
Junta de Energía Nuclear, División de Metalurgia, Madrid.
"Comportamiento a la fluencia lenta de la aleaciónX 8 Cr Ni Mo Nb 1616 con distintos tratamientos tér_micos".SOLANO, R.; GARCÍA, R.; BOHM, H.; SCHIRRA, M. (1972) 14 pp. 54 figs. 2 tabls.23 refs.
Se estudia la influencia de tratamientos térmicos y mecánicos sobre el com-portamiento en fluencia de un acero 16/16 Cr. Ni entre 600 y 800 -C. El reco,-:cido de disolución seguido de tratamientos a 700 y 800 9C no influye sobre eltiempo de rotura. Por el contrario un trabajado en f r i ó del 12? seguido de t ra -tamiento a 800 9C producen un mejoramiento notable en el tiempo de rotura. Estetratamiento se mantiene aún 10charas, a 700 °C. La pérdida de ducti l idad, con este último tratamiento, no es importante. Se efectuó un estudio metalográfico del a fractura.
J.E.N. 239
Junta de Energía Nuclear, División de Metalurgia, Madrid."Compor tamiento a la fluencia lenta de la aleación
X 8 Cr Ni Mo Nb 1616 con dist intos t r a t amien tos tér_m i c o s " .SOLANO, R.; GARCÍA, R.; BOHM, H; SCHIRRA, M. (1972) 14 pp. 54 f igs . 2 tabls.23 refs.
Se estudia la influencia de tratamientos térmicos y mecánicos sobre el com-portamiento en fluencia de un acero 16/16 Cr. Ni entre 600 y 800 SC. El reco- -cido de disolución seguido de tratamientos a 700 y 800 SC no influye sobre eltiempo de rotura. Por el contrario un trabajado en f r i ó del 12$ seguido de t r a -tamiento a 800 SC producen un mejoramiento notable en el tiempo de rotura. Estetratamiento se mantiene aún 1üfyioras, a 700 SC. La pe'rdida de ducti l idad, con este último tratamiento, no es importante. Se efectuó un estudio metalográfico dela fractura.
J.E.N. 239 J.E.N. 239
Junta de Energía Nuclear, División de Metalurgia, Madrid.
"Creep and time to rupture of a l6/l6 Cr Ni steel"SOLANO, R.; GARCIA,R.; BOHM, H.; SCHIRRA, H. ; (1972) 14 pp . 54 f i g s . 2 t a b l s .23 refs.
The influence of different thermal-mechanical treatments on the creep andtime to rupture of a 16/16 Cr.Ni steel is studied. The solution treated materialafter annealing at 700-800 eC did not affect t i i e to rupture. At the contrary a12? cold-working and annealing at 800 BC Iraprove the time to rupture. Thistreatment is preservad up to 700 sCKr hours. The ductility Is not stronglyaffected. A metallographic study of the fracture was carried out.
Junta de Energía Nuclear, División de Metalurgia, Madrid.
"Creep and time to rupture of a I6/I6 Cr Ni steel"SOLANO, R.; GARCÍA, R.; BOHM, H.; SCHiRRA, M.; (1972) 14 pp.. 54 f i g s . 2 t a b l s .23 r e f s .
The influence of different thermal-mechanical treatments on the creep andtime to rutpure of a 16/16 Cr.Ni steel is studied. The solution treated materialafter annealing at 700-800 se did not affect time to rupture. At the contrary a12? cold-working and annealing at 800 SC improve the time to rupture. Thistreatment is preserved up to 700 QC 10 " hours. The ductility is not stronglyaffected. A metallographic study of the fracture was carried out.
J.E.N. 239
Junta de Energía Nuclear, División de Hetalurgia, Madrid.
"Creep and time to rupture of a 16/16 Cr Ni steel'SOLANO. R.; GARCÍA, R.; BOHM, H.; SCHIRRA, M.; (1972) 14 pp. 54 f i g s . 2 t a b l s .23 r e f s .
The influence of different theraal-mechanical treatments on the creep andtime to rupture of a 16/16 Cr.Ni steel is studied. The solution treated materialafter annealing at 700-800 eC did not affect tiire to rupture. At the contrary a12? cold-worhing and annealing at 800 eC improve the time to rupture. Thistreatment is preserved up to 700 8C 104 hours. The ductility is not stronglyaffected. A metallcgraphic study of the fracture vas carried out.
J.E.N. 239
Junta de Energía Nuclear, División de Metalurgia, Madrid."Creep and t ime to rup ture of a 16/16 Cr N i s tee l "
SOLANO, R.; GARCÍA, R.; BOHM, H.; SCHIRRA, M.;(1972) 14 pp. 54 figs. 2 tabls.
23 refs.The influence of different thermal-mechanical treatments on the creep and
time to rupture of a 16/16 Cr.Ni steel is studied. The solution treated materialafter annealing at 700-800 SC did not affect time to rupture. At the contrary a12? cold-working and annealing at 800 BC improve the time to rupture. Thistreatment is preserved up to 700 eC 10 hours. The ductility is not stronglyaffected. A metal!ographic study of the fracture was carried out.
