Caracterización Metalúrgica del Acero MartensíticodeBaja ...
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ES0000008 Centro de Investigaciones Energéticas, Medioambientales y Tecnológicas Miner Caracterización Metalúrgica del Acero MartensíticodeBaja Activación F-82-H Modificado P. Fernández J.Lapeña A.M. Lancha D. Gómez-Briceño M. Schirra 31-14 Informes Técnicos Ciemat 912 diciembre, 1999
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ES0000008Centro deInvestigaciones Energéticas,Medioambientalesy Tecnológicas
Miner
Caracterización Metalúrgica del AceroMartensíticodeBaja ActivaciónF-82-H Modificado
P. FernándezJ.LapeñaA.M. LanchaD. Gómez-BriceñoM. Schirra
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Informes Técnicos Ciemat 912diciembre, 1999
Informes Técnicos Ciemat 912diciembre, 1999
Caracterización Metalúrgica del AceroMartensíticodeBaja ActivaciónF-82-H Modificado
P. Fernández *J. Lapeña *A.M. Lancha *D. Gómez-Briceño *M. Schirra**
(*) CIEMAT(* *) Institut íür Materialforschung, Alemania
Departamento de Fisión Nuclear
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Depósito Legal: M -14226-1995ISSN: 1135-9420ÑIPO: 238-99-003-5
Editorial CIEMAT
CLASIFICACIÓN DOE Y DESCRIPTORES
360102MARTENSITIC STEELS; METALLURGY; RESEARCH PROGRAMS; TEMPERATURERANGE; MICROSTRUCTURE; OPTICAL MICROSCOPY; SCANNING ELECTRONMICROSCOPY
"Caracterización Metalúrgica del Acero Martensíticode Baja Activación F-82H Modificado"
Fernández, P.; Lapeña, J.; Lancha, A.M.; Gómez-Briceño, D.; (CIEMAT)Schirra, M.; (Instituí für Materialforschung, FZK, 76021 Karlsruhe, Alemania.)
72 pp. 27 fig. 45refs.
Resumen
Continuando con los programas de investigación y desarrollo de los aceros ferríticos/martensíticos de bajaactivación para los reactores de fusión, se han realizado durante el periodo comprendido entre 1995 y 1998los estudios de caracterización metalúrgica del acero 8Cr-2WVTa, denominado F-82H modificado. Lostrabajos realizados han estado centrados en estudiar las características microestructurales y mecánicas(tracción, fluencia, fatiga a bajo numero de ciclos y charpy) del material en estado de recepción y envejecidotérmicamente en el rango de temperaturas entre 300°C y 600°C durante periodos de tiempo de hasta 5000 h.
Mediante microscopía óptica y microscopía electrónica de barrido (SEM) no se han observado cambiosmicroestructurales en ninguna las condiciones de material envejecido estudiadas. Esta estabilidadmicroestructural ha dado lugar a que este material tratado térmicamente presente para una misma tempera-tura de ensayo valores de resistencia mecánica y de límite elástico iguales a los del material en estado derecepción. Sin embargo, el material envejecido a 600°C/ 5000 h, que ha presentado propiedades de resisten-cia a la tracción y de fluencia similares a las del estado de recepción, ha mostrado una reducción de energíaen la zona del "upper shelf de 45J y un incremento de la temperatura de transición frágil-dúctil de 18°C.
"Metallurgical Characterization of Reduced ActivationMartensitic Steel F-82H Modified"
Fernández, P.; Lapeña, J.; Lancha, A.M.; Gómez-Briceño, D.; (CIEMAT)Schirra, M.; (Instituí für Materialforschung, FZK, 76021 Karlsruhe, Alemania.)
72 pp. 27 fig. 45 refs.
Abstract
During 1995-1998 within of research and development programs on reduced ferritic/martensitic steels forfusion, metallurgical characterization of 8Cr-2WVTa steel, denominated F-82H modified, have been carriedout. The work has focused on studying the microstructural and mechanical (tensile, creep, low cycle fatigueand charpy) characteristics of as-received state and aged material in the temperature range 300°C to 600°Cfor periods up to 5000 h.
No microstructural changes were observed by optical or scanning microscopes for any of the aged materials,regardless of the conditions. This microstructural stability on aged steel is in agreement with the tensileproperties obtained, i.e. at the same test temperature F-82H modified showed the same values of ultimatetensile stress and 0,2% proof stress compared to the as-recived state. However, aged material at 600°C/5000 h that showed similar tensile and creep properties to as-received condition, exhibited a shift on ductile-brittle transition temperature of about 18°C and decrease in upper shelf energy of 45J.
AGRADECIMIENTOS
Este trabajo ha contado con financiación del Log-Term Fusion TechnologyProgramme- Low Activation Materials de la Comunidad Económica Europea. Losautores agradecen expresamente su colaboración a todo el personal del Proyecto deMateriales Estructurales del Ciemat por los servicios prestados en la realización deeste proyecto.
ÍNDICE
1.-INTRODUCCIÓN 1
2.-OBJETIVO 2
3.-MATERIAL DE ENSAYO 3
3.1- Análisis Químico 4
3.2- Dureza 5
3.3- Tamaño de grano 5
3.4.- Caracterización Microestructural 6
4.-TRATAMIENTOS TÉRMICOS DE ENVEJECIMIENTO 7
4.1.- Caracterización Microestructural del F-82H modificado envejecido térmicamentee 7
5.-ENSAYOS DE TRACCIÓN 8
5.1.-Material en estado de recepción 8
5.2.-Material envejecido térmicamente 8
6.-ENSAYOS DE FATIGA A BAJO NUMERO DE CICLOS 10
7.-ENSAYOS DE FLUENCIA 11
8.-ENSAYOS CHARPY 13
9.-DISCUSION 14
10.-CONCLUSIONES 17
11.-REFERENCIAS 18
1.- INTRODUCCIÓN
Uno de los más importantes cambios en la tecnología de materiales para fusión ha sido el desarrollo de los
materiales metálicos denominados de baja activación<1|2;'.
Las actividades de investigación y desarrollo de estos materiales se están realizando en tres etapas(3): 1)
Selección de los materiales candidatos a emplear en los diferentes sistemas del futuro reactor de fusión
(primera pared y blanket). 2) Cualificación de ensayos y optimization de los materiales para su aplicación
específica. 3) Desarrollo de una base de datos para llevar a cabo análisis y verificación de los
requerimientos de diseño, incluyendo los aspectos específicos de fabricación.
Los diferentes programas existentes tanto a nivel internacional como nacional para la cualificación de los
materiales estructurales, están siendo desarrollados actualmente mediante coordinación internacional a
través de la organización ITER (International Thermonuclear Experimental Reactor) o por vía IEA
(International Energy Agency) en el Programa de Investigación y Desarrollo en Materiales para Fusión(4>,
trabajando en un primer paso para el reactor experimental ITER y a largo plazo para el futuro reactor de
fusión comercial.
La selección de materiales para los futuros reactores de fusión se está basando en la experiencia adquirida
en los materiales estructurales utilizados en los reactores de agua ligera y en los reactores rápidos. En la
década de los 80, inicialmente se seleccionaron los aceros ferríticos/martensíticos (3'56) entre otros
materiales estructurales como principales candidatos, frente a los aceros austeníticos que presentan
fenómenos de fragilización por irradiación e hinchamiento (swelling) debido al helio. Entre otras ventajas,
los aceros martensíticos comparados con los aceros inoxidables austeníticos presentan bajos coeficientes
de expansión térmica, mayor resistencia a la fragilización inducida por irradiación a elevada temperatura
y mayor resistencia frente a las tensiones térmicas que se pueden producir.
En un principio para las aplicaciones de fusión se consideraron los aceros martensíticos: FV448<7\ HT-9(S) y ASTM A213 T-91(9). El acero martensítico de referencia dentro del Programa Europeo de Fusión fue
la aleación DIN 1.4914, denominado MANET-I(10), sin embargo este acero fue posteriormente reemplazado
por una versión mejorada de esta aleación a la que se la denominó como MANET-IIÍU). La mayoría de los
primeros trabajos llevados a cabo en estas aleaciones, tenían el proposito de conseguir las propiedades
mecánicas deseadas para estos aceros mediante tratamientos térmicos. Sin embargo, no se tomaron en
consideración aspectos como la activación de estos aceros como consecuencia de la irradiación neutrónica.
Por este motivo, nace a mediados de los años 80, una línea especial de desarrollo de aleaciones de baja
1
activación en el campo de la tecnología nuclear, cuyo objetivo fundamental es conseguir mediante un
exahustivo control de los elementos de aleación y de su concentración, materiales cuyos periodos de
desactivación no sean superiores alOO años. Para ello se sustituyen elementos de aleación no deseables
desde el punto de vista radiológico por otros más benignos, pero siempre conservando el material las
propiedades mecánicas requeridas para su aplicación en el reactor. Dos notables ejemplos de estas
sustituciones son: el Mo por W y el Nb por el Ta.
Otro de los aspectos considerados en los últimos años ha sido el control de impurezas de estos materiales
por su influencia en sus propiedades radiológicas. Se han conseguido grandes mejoras en este sentido
desde los aceros martensíticos como MANET-I hasta el actual F-82H modificado. Dentro del Programa
Europeo SEAL tl2), el criterio utilizado para determinar la concentración límite de las impurezas ha sido
que dichas impurezas no contribuyan en más de un 10% en la activación de las aleaciones martensíticas.
Hace una década se iniciaron varios programas nacionales con el objetivo de producir un número
representativo de aceros martensíticos de baja activación. La compañía Japonesa NKK, junto con algunas
instituciones académicas de Japón, fomentaron un programa para investigar las aleaciones JLM<13"!S) y las
aleaciones F-82 y F-82H ÍI6>. Un trabajo paralelo fue llevado a cabo por EURATOM con las series de
aleaciones LA(17"20) y las aleaciones OPTIFER(21). En Estados Unidos fueron diseñados aceros similares
(9O-2WV y 9Cr-2WVTa) en el laboratorio OAK Ridge (22). Los resultados de todos estos programas
fueron "a priori" satisfactorios, mostrando que esta nueva serie de materiales de baja activación
presentaban superiores características desde el punto de vista radiológico y mantenían las propiedades
mecánicas de los aceros martensíticos de referencia.
2.- OBJETIVO
En el marco del desarrollo de materiales de baja activación de la Unión Europea, concretamente dentro
del Proyecto "Long-Term Fusion Technology Programme- Low Activation Materials" el Ciemat durante
1995-1998 junto con otros laboratorios ha participado en la realización de los trabajos de caracterización
microestrucrural y mecánica del material de producción japonesa F-82H modificado. Estos trabajos se han
efectuado con el objetivo de evaluar las características y propiedades de este acero como posible material
estructural del futuro reactor de Fusión.
A continuación se detallan todos los estudios de caracterización metalúrgica realizados en el acero
martensítico de baja activación F-82H modificado en el Proyecto de Materiales Estructurales del Ciemat.
3.- MATERIAL DE ENSAYO
Los aceros martensíticos de fusión deben cumplir los siguientes características metalúrgicas, para que
puedan ser utilizados como materiales estructurales en un reactor de fusión.
1.- El acero debe ser templable por enfriamiento al aire desde la temperatura de austenitización, para
obtener a temperatura ambiente un acero completamente martensítico. Para asegurar esta
transformación martensítica es necesario que el acero contenga carbono y que exista un buen
balance entre los elementos alfágenos y gammágenos.
2.- La segunda característica es que estos aceros tienen que poseer una adecuada resistencia a la
corrosión. Esta propiedad puede ser lograda principalmente con adiciones de Cr y con pequeñas
adiciones de Si. El Ni en estos materiales de baja activación debe ser sustituido por otros
elementos que posean mejores características radiológicas (periodos de desactivación pequeños).
3.- Estos aceros martensíticos también deben poseer una gran estabilidad a alta temperatura mediante
la formación de carburos estables durante el revenido. La precipitación de estos carburos estables
requiere que se le añadan al acero elementos como W y /oV, en sustitución de elementos tales
como el Mo que presenta períodos de desactivación muy prolongados.
4.- Es necesario que se añadan como elementos de aleación algún elemento cuya propiedad
fundamental desde el punto de vista metalúrgico sea la de afinante de grano, para evitar que se
produzca un excesivo crecimiento del grano austenítico durante el tratamiento térmico. Para
satisfacer este objetivo elementos tales como V, Ti y Ta cumplen con el mencionado
requerimiento. El Nb también es otro elemento que posee la característica de afinar el grano, sin
embargo en el caso de este tipo de aceros martensíticos no se contempla la posibilidad de utilizarle
debido a sus malas propiedades radiológicas (tiempos de desactivación muy prolongados).
5.- Otro requerimiento consiste en la adición de Mn para que se combine con alguna impureza de S,
siendo esta una de las impurezas cuya concentración debe ser estrictamente controlada porque las
inclusiones de MnS pueden causar fragilización.
6.- Por último deben contener elementos estabilizadores de carburos. Candidatos aceptables son: W,
V, Ti, Cr, Ta.. Otros elementos como Nb y Mo son inaceptables por sus características
radiológicas mencionadas con anterioridad.
Examinando esta lista de requerimientos y los rangos de composición de los aceros martensíticos
comerciales y experimentales, puede decirse que los elementos básicos para estas aleaciones martensíticas
bajo los aspectos metalúrgicos son Fe, C, Cr, Si, V, Mn, Ta, W, manteniendo el nivel de impurezas en
concentraciones lo más bajas posibles. Las especificaciones de concentración de estos ocho elementos
junto con una breve descripción de sus propiedades metalúrgicas están resumidos en la tabla 1.
Basándose en los criterios metalúrgicos para los aceros martensíticos de baja activación, la compañía
Japonesa NKK produjo mediante fundición en un horno de inducción a vacío 5 toneladas del acero F-82H
modificado, laminándose posteriormente para obtener planchas de espesores de 7.5 y 15 mm. Todo el
proceso de fabricación del acero está reflejado de forma esquemática en la tabla 2. Para su distribución a
los diferentes centros de investigación a cada placa se le asignó un número en función del espesor y de su
posición dentro del lingote original (Fig. 1). El Ciemat recibió para sus estudios dos placas: RB802-3-4
yRB801-6-7.
La compañía productora del acero F-82H modificado (NKK), ha realizado diferentes análisis químicos
para comprobar si la concentración de los elementos aleantes estaba dentro del rango de especificaciones
dados por la IEA en Agosto de 1993 para los materiales de baja activación (Tabla 3). Por este motivo NKK
efectúo cinco análisis químicos, uno en colada y los otros cuatro en diferentes placas (Tabla 4).
El material se recepcionó con los tratamientos de normalizado (1040°C / 37-38 minutos) y revenido
(750°C / 1 hora con enfriamiento al aire), presentando una estructura martensítica.
Las primeras actividades realizadas en este material estuvieron centradas en evaluar la homogeneidad del
material en estado de recepción. Con este objetivo los diferentes laboratorios integrantes del proyecto,
incluido el Ciemat, estudiaron la homogeneidad de la aleación mediante la realización de análisis químicos
de control, medidas de dureza, tamaño de grano y caracterización microestructural en estado de recepción,
cuyos resultados se detallan a continuación.
3.1 Análisis Químico
Los análisis químicos efectuados por el Ciemat para las placas RB801-6-7 y RB802-3-4 están recogidos
en la tabla 5. Mediante su estudio se deduce que en el caso del Nb no se ha conseguido optimizar la
concentración de este aleante hasta los niveles indicados en la especificación, en el que el porcentaje de
Nb debe ser <0.0002% como se muestra en la tabla 3. Por el contrario el Ta, elemento utilizado en
sustitución del Nb como afinante de grano, se encuentra en una concentración diez veces menor a la
especificada por la IEA y cuatro veces menor con respecto a los análisis realizados por el productor.
3.2 Dureza
Las medidas de dureza HV30 y HV10 se han realizado en el material en estado de recepción (1040°C/37-
38 min + 750°C/lh) con un durómetro de la firma AKASHI-II, aplicando cargas de 30 y 10 Kg con un
penetrador de punta de diamante sobre las superficies pulidas de las probetas. Se ha medido la dureza en
ambas placas (RB802-3-4 y RB801-6-7) en las tres direcciones del espacio, asignando a la dirección de
laminación en todos los ensayos el plano xy. Los resultados numéricos de estos ensayos que se muestran
en las tablas 6 y 7 reflejan que ambas placas presentan valores de dureza HV30 y HV10 homogéneos.
3.3 Tamaño de grano
Mediante microscopia óptica se midió el tamaño de grano para ambas placas. La chapa RB801-6-7
presenta un tamaño de grano en los planos xy y xz de 4.5-5 ASTM, mientras que el plano yz mostró una
estructura más fina 5.5 ASTM. Para la placa de 15mm (RB802-3-4), el tamaño de grano es igual en los
tres planos, presentando un valor comprendido entre 4.5 y 5 ASTM.
Este acero presenta un tamaño de grano más grande comparado con otros materiales de baja activación,
como por ejemplo los aceros martensíticos de producción Alemana denominados OPTIFER (21), cuyo
tamaño de grano varia entre 6.5-9.5 ASTM dependiendo de que variante Optifer se trate. La justificación
de este mayor tamaño de grano en el F-82H modificado puede ser debida fundamentalmente a dos
factores: primero por la menor concentración de Ta en el acero japonés (0.005% Ta) comparado con las
variantes Optifer 664 y 667 que tienen concentraciones de este aleante comprendidos entre 0.065 - 0.16,
siendo el segundo factor atribuible a la existencia en la aleación F-82H modificado de inclusiones ricas
en Ta entre otros elementos; como se verá en el apartado de caracterización microestructural. La formación
de estas inclusiones supone una retirada de Ta de la solución sólida quedándose ésta empobrecida en este
elemento. Al ser menor la concentración de Ta y no estar en la solución sólida en un porcentaje adecuado,
su efectividad como afinante de grano también queda reducida.
3.4 Caracterización Microestructural
El estudio microestructural del material (Placas RB801-6-7 y RB802-3-4) en estado de recepción se ha
realizado en las tres direcciones del espacio con respecto a la dirección de laminación (xy) y en diferentes
zonas de las placas para poder examinar la homogeneidad microestructural del material. Los estudios
metalográfícos se han llevado a cabo mediante microscopia óptica, SEM, habiéndose también efectuado
análisis de inclusiones por EDX y Auger.
Mediante microscopia óptica se observó una estructura martensítica revenida después de haber realizado
un tratamiento térmico de normalizado de 1040°C/37-38 minutos y posteriormente revenido a 750°C/l h
con enfriamiento al aire. En las figuras 2 y 3 pueden observarse los "lath" de martensita característicos de
aceros de bajo contenido en carbono(23). En estas micrografías también puede verse la existencia de gran
cantidad de pequeños carburos, del tipo M23C6 de acuerdo con la bibliografía(24), precipitados tanto en la
matriz como en los límites de grano, cuya formación se ha producido durante el tratamiento de revenido.
Las observaciones metalógraficas de este material también mostraron la existencia en la matriz martensítica
de inclusiones que por microscopia óptica presentan un color grisáceo plomizo. (Fig. 4). Para poder
estudiar con más detalle estas inclusiones se examinaron las muestras mediante SEM/EDX (Fig. 5).
Estas inclusiones presentan en general una morfología redondeada con un tamaño comprendido entre 1-60
um, aunque también se observaron algunos precipitados de este tipo con una forma alargada (Fig. 6). No
se observó zonas preferentes de precipitación, encontrándose precipitados de este tipo tanto en los límites
de grano como en el interior de los granos.
Los análisis de estas inclusiones realizados mediante EDX dieron como resultado que se trataban de óxidos
mixtos de Ta, Ti y Al como elementos mayoritarios (Fig. 5c y 6c). Para comprobar y verificar estos análisis
cualitativos se volvieron a analizar estos óxidos en Auger, cuyo resultado fue el mismo que el obtenido
mediante la otra técnica. En el Auger se efectuó primeramente un sputtering en la zona de la muestra que
se iba a estudiar con el objeto de eliminar cualquier posible contaminación o deposición que pudiera
contener la probeta. En la figura 7a puede verse como en estas inclusiones se pueden diferenciar dos zonas:
la zona más clara denominada 1 corresponde a un área rica en Ta y Ti, mientras que la zona oscura
(marcada con un 2 en la micrografía) además de estos elementos presenta una elevada concentración de
Al.
4.- TRATAMIENTOS TÉRMICOS DE ENVEJECIMIENTO
Los objetivos actuales de los programas de tecnología de fusión pueden ser divididos en tres partes en
función del tipo de reactor: (1) El reactor denominado ITER (International Thermonuclera Experimental
Reactor), (2) El reactor de demonstración DEMO, (3) El reactor de fusión comercial (CFR). Desde el
punto de vista de los materiales estructurales y de la temperatura a la cual van a estar sometidos, los
aceros ferríticos/martensíticos de baja activación del tipo F-82H modificado son las aleaciones candidatas
a ser los materiales de primera pared y del blanket del reactor de fusión DEMO, en cuyos parámetros de
diseño se especifica una temperatura de operación comprendida entre 250°C y 550°C (25).
La posible utilización del F-82H modificado como componente estructural del reactor de fusión DEMO,
requiere realizar estudios para conocer su comportamiento cuando está expuesto a las temperaturas de
trabajo del reactor durante periodos de tiempo prolongados (tratamientos de envejecimiento).Con este
objetivo se han realizado estudios microestructurales y mecánicos en el material F-82H modificado
envejecido térmicamente a 300°C, 400°C y 500°C durante 500, 1000 y 5000 horas. Estos tratamientos de
envejecimiento se realizaron partiendo del material en estado de recepción (normalizado al040°C durante
37 minutos + revenido a 750°C durante 1 hora).
4.1.- Caracterización Microestructural del F-82H modificado envejecido térmicamente.
Los estudios metalográficos mediante microscopia óptica y microscopía electrónica de barrido en el
material envejecido revelaron que no se había producido ningún cambio microestructural en ninguno de
los tratamientos realizados. En todos los casos la aleación F-82H presentó la misma microestructura que
el material en estado de recepción; es decir una matriz martensítica con pequeños carburos de cromo del
tipo M23C6. Tampoco se observaron cambios respecto a la morfología, tamaño y naturaleza de las
inclusiones (óxidos mixtos de Ta, Ti y Al) caracterizados para el F-82H en estado de recepción. En la
figura 8a, 8b y 8c se muestra la microestructura correspondiente a los tratamientos de envejecimiento de
300°C, 400°C y 500°C durante 5000 horas respectivamente. Esta estabilidad microestructural observada
está en concordancia con las medidas de dureza Vickers HV10 efectuadas en cada una de las condiciones
de material tratado térmicamente, obteniéndose en todos los casos valores de 210±5.
Debido a la realización posterior de ensayos en colaboración con el centro de investigación FZK/ IMF-I
de Karlsruhe, se efectuó el estudio microestructural del F-82H envejecido a 550°C y 600°C durante 5000
horas utilizando las técnicas mencionadas anteriormente. Al igual que en los otros casos, el material
envejecido a 550°C y 600°C / 5000 h no mostró cambios microestructurales.
5.-ENSAYOS DE TRACCIÓN
5.1.- Material en estado de recepción
Para la caracterización del F-82H en estado de recepción se fabricaron probetas (Fig.9) con cabezales de
rosca (MÍO) de dimensiones 0 6,25 x 25 mm (do x Lo) que fueron ensayadas a temperatura ambiente,
300°C, 400°C y 500°C (Tabla 8 ) en una máquina de ensayos mecánicos MTS de 10 Tm.
En una primera fase se ha estudiado el comportamiento a tracción del material japonés en estado de
recepción, comparando los resultados de esta aleación con otros aceros de características similares como
las aleaciones OPTIFER (Fig. 10). Ambas aleaciones presentan el comportamiento característico de este
tipo de ensayos en materiales dúctiles; es decir una disminución de los valores del límite elástico y la
resistencia mecánica a medida que aumenta la temperatura de ensayo. Como puede observarse en la figura,
el acero F82H presenta propiedades similares en los ensayos de tracción a la versión Optifer 667. No
solamente estos dos materiales (F-82H y Optifer 667) muestran valores parecidos en tracción sino que
además sus valores de dureza en estado de recepción son similares ~ 210 HV 30.
Tras los ensayos se observaron las superficies de fractura de las probetas pudiéndose comprobar que se
trataba de fracturas totalmente dúctiles originadas como consecuencia de la coalescencia de huecos
característicos de este tipo de fracturas. En la figura 11 puede observarse unos ejemplos de estas superficies
de fractura.
5.2.- Material Envejecido Térmicamente
Caracterizado en estado de recepción el F-82H en los ensayos de tracción, se procedió a evaluar el
comportamiento de sus propiedades de resistencia a la tracción en el material envejecido mediante
tratamientos térrmicos.
Los tratamientos térmicos de envejecimiento que se realizaron fueron los mismos que los descritos en
apartados anteriores, siéndolas temperaturas de ensayo 300°C, 400cC y 500°C. El tipo de probeta utilizado
fue el mismo que el empleado en la caracterización a tracción del material en estado de recepción para
todos los ensayos, excepto en el caso del acero envejecido a 300°C, 400°C y 500°C durante 5000 h y
ensayado a temperaturas diferentes a las del tratamiento térmico, para los cuales se emplearon probetas
(Fig. 12) de dimensiones 0 5 x 25 mm (do x Lo). El cambio de diseño fue debido a que en algunas de las
8
probetas de dimensiones 6,25 x 25 mm la rotura se produjo muy próxima o en el mismo punto del
extensómetro, dando valores de la elongación erróneos. Sin embargo, con el otro diseño, al situar el
extensómetro en los resaltes (Fig. 12) se evita que la rotura se produzca en zonas cercana a ellos.
En las tablas 9, 10 y 11 están recogidos los valores numéricos de las propiedades mecánicas más relevantes
obtenidas en este tipo de ensayo: resistencia mecánica, límite elástico, elongación y estricción. Estos
valores han sido representados en función de la temperatura de ensayo (Figs. 13, 14, 15). Cada figura
como puede observarse, corresponde con la representación de los valores obtenidos para cada temperatura
de tratamiento térmico, mientras que las curvas trazadas dentro de cada gráfica representan tiempos de
tratamiento diferentes.
Como resultados más destacables cabe resaltar que para cada temperatura de envejecimiento estudiada,
los valores de resistencia mecánica y límite elástico obtenidos a una misma temperatura de ensayo son
independientes de los tiempos de los tratamientos estudiados. Esta independencia del tiempo de
envejecimiento con respecto a las propiedades mecánicas obtenidas a tracción también se pone de
manifiesto si representamos los valores obtenidos para los cuales la temperatura de ensayo es la misma que
la temperatura del tratamiento de envejecimiento, junto con los valores del material en estado de recepción
(Fig. 16). En esta figura puede verse que no solamente se confirma que los valores de resistencia
mecánica y límite elástico son independientes del tiempo del tratamiento térmico sino que además son
prácticamente los mismos que en estado de recepción. Estos resultados vienen a confirmar los obtenidos
en el estudio microestructural y en la medida de los valores de dureza, en los cuales no se ha observado
ni cambios microestructurales ni variación en los valores de dureza, que permanecen constantes.
Con posterioridad y dentro del programa de Fusión "Underlying Technology in Internal Structural
Materials and Components" se realizaron ensayos de tracción en colaboración con el centro de
Investigación Alemán FZK/IMF-I.
Estos ensayos se realizaron en tres condiciones de material diferentes; material en estado de recepción ,
material envejecido a 550°C/5000 horas y 600°C/5000 horas. Las temperaturas de ensayo fueron a
temperatura ambiente y desde 250°C hasta 700°C (Tabla 12 ) con probetas de cabezales de rosca de
dimensiones 0 5 x 25 mm (do x Lo).
En la representación gráfica (Fig. 17) de los resultados numéricos se observa el mismo comportamiento
a tracción que en los casos anteriores, es decir, que el acero de baja activación F-82H envejecido a 550°C
y 600°C durante 5000 horas presenta valores de límite elástico y resistencia mecánica iguales que en estado
de recepción para la misma temperatura de ensayo.
Finalizados todos los ensayos se procedió al estudio de las superficies de fractura mediante SEM,
observándose que en todas las probetas la rotura se había producido por fractura dúctil.
6.- ENSAYOS DE FATIGA A BAJO NUMERO DE CICLOS
Debido a las condiciones de operación del reactor, una de las características mecánicas a tener en
consideración a la hora de seleccionar el material estructural del futuro reactor de fusión es su resistencia
a la fatiga. En estos reactores, por su funcionamiento cíclico, el material va a estar sometido
periódicamente a variaciones de temperatura, tensiones y deformaciones, pudiendo ser simulados los
efectos de algunos de estos parámetros en los ensayos de fatiga isotérmica a bajo número de ciclos.
Los ensayos de fatiga a bajo número de ciclos se realizaron en diferentes condiciones de material: material
en estado de recepción y material envejecido a 300°C, 400°C, 500°C durante 5000 horas. La temperatura
de ensayo fue de 400°C para el acero en estado de recepción y para el material envejecido fue la misma
que la del tratamiento térmico. Los datos numéricos de estos ensayos están recogidos en las tablas 13-17.
Como puede verse los valores del material en estado de recepción están duplicados. La razón por la cual
estos ensayos se volvieron a repetir fue debida a que primeramente se empleó un diseño de probetas con
una sección de ensayo denominada "hour glass" (Fig. 18) de dimensiones 0 8x25mm (Norma ASTM
E606-80), observándose que en el caso particular de los aceros martensíticos este diseño no es
recomendable, debido a que durante el proceso de mecanizado se crean una serie de tensiones localizadas,
previas al ensayo y durante el mismo, que condicionan "a priori" las propiedades de estos materiales en
los ensayos de fatiga a bajo número de ciclos. Con dicha geometría también se realizaron los ensayos en
el material envejecido a 400°C/5000 h.
En el resto de los ensayos se empleó el otro tipo de geometría que recomienda la norma ASTM E 606-80,
es decir probetas con una sección de ensayo uniforme, de dimensiones 0 7x25 mm (Fig. 19).
La representación gráfica de los resultados obtenidos en este tipo de ensayos puede verse en la figura 20.
Partiendo de la base de que los estudios microestructurales realizados mediante microscopía óptica y SEM
no mostraron ningún cambio en la microestructura en los materiales envejecidos a 300°C, 400°C, 500°C
durante 500, 1000 y 5000 h comparados con el material en estado de recepción, el comportamiento en el
caso de las probetas con la sección de ensayo uniforme es el esperado, disminuyendo el número de ciclos
10
a rotura para una misma deformación total a medida que aumenta la temperatura de ensayo.
Los valores de los ensayos en el material envejecido a 400°C/5000 h se consideran como dudosos debido
a un error sistemático en la introducción del valor del módulo elástico durante la preparación de los
ensayos . Se ha creido conviente representarlos únicamente para dejar constancia de su realización.
El estudio de las superficies de fractura de todas las probetas ensayadas mostró que la rotura se había
producido por inicio de varias grietas en su superficie, produciéndose la propagación mediante los
llamados "plateaus", presentando una superficie de fatiga con estilaciones características del estado II de
crecimiento de grieta (26). En la figura 21 se muestran las fractografías de dos probetas ensayadas a una
deformación total de 1.5% para dos condiciones de material envejecido y geometría de probeta diferentes.
Otro factor destacable de este estudio, es la existencia de microgrietas en toda la superficie de crecimiento
de grieta, que en algunas ocasiones están asociadas a las inclusiones de Ta y Al existentes en la matriz, que
favorecen su formación.
7.-ENSAYOS DE FLUENCIA
El estudio del comportamiento del F82H en los ensayos de fluencia se ha realizado en colaboración con
el centro de investigación alemán FZK/IMF-I, en tres condiciones de material diferentes. Material en
estado de recepción y material envejecido a 550°C y 600°C durante 5000 horas.
Estos ensayos se realizaron en máquinas que trabajan bajo carga constante, controlando la temperatura
mediante tres termopares Pt-Pt 10%Rh, actuando cada uno sobre un tramo de calefacción, a través de un
sistema informático específico con variaciones máximas de temperatura de ± 1°C. La extensometría se
realiza por un sistema en paralelo en cada horno por medio de dos extensómetros, cuyas señales son
tratadas de forma que se pueda obtener la curva de desplazamiento-tiempo con resolución de ± 2(am en
intervalos de un segundo, si es necesario. Se trabajó en el intervalo de temperaturas de 450°C-650°C
variando la carga entre 60-350MPa. Las cargas aplicadas a cada probeta están en función de las
temperaturas a las que han sido sometidas, siendo menor a temperaturas más altas.
Los resultados de fluencia se suelen representar en función del parámetro de Larson-Miller( 27) que engloba
el tiempo hasta rotura y la temperatura del ensayo mediante la siguiente ecuación :T(C + log t), donde
11
T = Temperatura de ensayo (°C).
C = Parámetro.
t = duración del ensayo (h)
La práctica común es dar al parámetro C el valor de 20, que es considerado como un valor aceptable para
la mayoría de los materiales <28). Sin embargo dependiendo de cada material el parámetro C puede estar
comprendido entre 10 y 40(29). En el caso del F82H le fue asignado el valor 33 el valor de C después de
una serie de optimizaciones
Las curvas de fluencia (tensión frente tiempo de rotura) no presentaron anomalías destacables, aumentando
la velocidad secundaria de fluencia a medida que la carga aplicada es mayor para la misma temperatura
de ensayo.
Los resultados de los ensayos de fluencia en función del parámetro de Larson Miller pueden verse en la
figura 22, decayendo las curvas para valores altos del parámetro P, lo que supone un comportamiento
normal. Mediante el estudio de esta gráfica, se observa que al igual que en el caso de los ensayos de
tracción, el F82H tiene el mismo comportamiento en los ensayos de fluencia independientemente de las
condiciones de material de las cuales se parta, es decir, material en estado de recepción y material
envejecido a 550°C y 600°C durante 5000 horas.
Tras los ensayos se realizó el estudio fractográfico de todas las probetas. En todas ellas la fractura se había
producido de forma dúctil. En la figura 23 se muestran dos ejemplos de las superficies de fractura
observada en este tipo de ensayos.
Un estudio comparativo del comportamiento en fluencia del acero japonés F-82H junto con otros
materiales de baja activación como son las aleaciones Optifer, puede verse en la figura 24. Según se puede
observar en esta figura el F-82H presenta valores inferiores entre un 20-25% con respecto a la variante
Optifer 664, que también contiene W. La versión Optifer 666 presenta los valores de fluencia más elevados
hasta temperaturas de ensayo de 550°C. Temperatura a partir de la cual esta aleación experimenta un
crecimiento de grano (21). Factor que origina una reducción considerable de sus propiedades de resistencia
a la fluencia.
Por el contrario, el material Optifer 667 presenta los valores más bajos de fluencia. Este fenómeno se
puede explicar en base al déficit de nitrógeno que existe en la variante 667, frente al resto de los otros
aceros (664, 666 y F-82H) que presentan un exceso de este elemento, necesario para obtener buenas
propiedades de fluencia.
12
8.-ENSAYOS CHARPY
La caracterización del F82H en los ensayos de resistencia al impacto se realizaron también en colaboración
con el centro de investigación alemán IMF-I de Karlsruhe.
Las propiedades de resiliencia de este acero fueron estudiadas al igual que los ensayos de fluencia para el
material en estado de recepción (Serie 30) y para el material envejecido térmicamente a 550°C (Serie 34)
y 600°C (Serie 35) durante 5000 horas con probetas ISO-V con orientación TS.
En contraposición con el resto de los ensayos de caracterización mecánica realizados en el acero F82H,
el comportamiento de este material en los ensayos charpy ha puesto de manifiesto diferencias considerables
de sus propiedades de resiliencia dependiendo de las condiciones de material (estado de recepción o
envejecido), como puede verse en la figura 25 en las que se ha representado los valores de energía y tanto
por ciento de fractura cristalina frente a la temperatura de ensayo.
Mediante el estudio de dichas gráficas, puede verse que los valores de energía en la zona dúctil de la curva
(upper shelf), disminuyen partiendo del estado de recepción a medida que la temperatura del tratamiento
térmico aumenta. Los valores medios de energía para cada estado de material en la zona dúctil
corresponden a 261 J para el estado de recepción , 243 J y 214 J para el acero envejecido a 550°C y 600°C
respectivamente. No solamente este efecto se pone de manifiesto en el "upper shelf sino que además las
curvas charpy obtenidas para las condiciones de material envejecido, están desplazadas hacia la derecha
con respecto a la curva del F-82H en estado de recepción. Este desplazamiento de las curvas supone un
incremento de la temperatura de transición frágil-dúctil en el acero tratado térmicamente, estando muy
próxima a los 0°C en el material envejecido a 600°C. Otro resultado destacable en estos ensayos es la
dispersión de valores que ha presentado este material en la zona de transición frágil-dúctil tanto en las
ensayos realizados en el Ciemat como los efectuados en el IMF-I
Existen datos en la bibliografía (30'31) que justifican la reducción de energía en la zona dúctil, debida a la
precipitación de fases de Laves ricas en W, durante tratamientos de envejecimiento en aceros martensíticos
con un 2% de W.
En comparación con las aleaciones Optifer 664, 666 y 667 (Fig. 26), el F-82H presenta los valores más
elevados de energía en la zona del "upper shelf y una temperatura de transición frágil-dúctil más baja que
las variantes 666 y 667.
13
El estudio fractografico de todas las probetas ensayadas en el Ciemat, mostró que en todas ellas la rotura
se había producido de forma transgranular por cuasi-clivaje en la zona de transición frágil-dúctil, cuya
superficie de fractura característica puede verse en los ejemplos que se muestran en la figura 27.
9.-DISCUSION
La producción del acero martensítico de baja activación F-82H modificado ha supuesto un avance más en
el desarrollo de este tipo de aleaciones, debido a que por primera vez se han producido 5 toneladas de este
material para su estudio y caracterización como posible candidato a ser el material estructural del reactor
DEMO(32).
Esta producción a gran escala ha supuesto primeramente realizar estudios de homogeneidad del material,
como ya se ha mencionado con anterioridad. Los ensayos de homogeneidad realizados por todos los
laboratorios integrantes del Proyecto "Long Term Fusion Technology- Low Activation Material" han
mostrado que con las actuales técnicas de fabricación de aceros, es posible obtener a escala industrial una
aleación martensítica de baja activación con un alto grado de homogeneidad microestructural y de
propiedades mecánicas(33). Sin embargo, desde el punto de vista de la composición química, es necesario
realizar un mayor esfuerzo en la optimización de la concentración de los elementos no deseables
radiológicamente, tales como el Nb, elemento presente en el F-82H modificado en una concentración
superior a la especificada por la IEA para este material.
El F-82H modificado ha mostrado mediante microscopía óptica y SEM una gran estabilidad
microestructural en el material envejecido térmicamente en el rango de temperaturas comprendido entre
300°C y 600°C durante periodos de hasta 5000 h. En todas las condiciones de envejecimiento estudiadas,
el acero presentó la misma microestructura que en estado de recepción, es decir no se observaron cambios
en la morfología, tamaño, distribución y naturaleza de los carburos y de las inclusiones.
La composición química de un acero determina sus propiedades metalúrgicas. En base a este criterio, la
concentración de Cr, W, V y Ta presente en el F-82H modificado ha sido determinante en sus propiedades
mecánicas comparando este material con otras aleaciones ferríticas/martensíticas de baja activación como
las aleaciones OptiferC21).
Como puede verse en la figura 10, el F-82H ha presentado propiedades de resistencia a la tracción
inferiores a la de las aleaciones Optifer (664, 667, 666). La justificación de este comportamiento del acero
14
japonés puede explicarse en base a su menor concentración de Cr, aproximadamente un 1,5% menos que
en las aleaciones alemanas Optifer, debido a que este aleante es uno de los elementos que mayor peso
específico tiene en un acero con respecto a sus propiedades de resistencia a la tracción, produciendo
incrementos de dicha resistencia entre un 8 y lOKg/mm2 por cada 1% de Cr añadido (34). Sin embargo el
F-82H modificado envejecido térmicamente ha mostrado tener para una misma temperatura de ensayo y
para cada temperatura de tratamiento térmico estudiada características de resistencia mecánica y límite
elástico independientes del tiempo de envejecimiento e iguales a las del estado de recepción. Estos
resultados obtenidos en los ensayos de tracción concuerdan con la estabilidad microestructural observada
y con los valores de dureza obtenidos en el material tratado térmicamente.
Uno de los elementos de aleación que mayor peso especiífico tiene en las propiedades de fluencia y de
resiliencia es el W. Investigaciones realizadas por Abe y colaboradores sobre aceros ferríticos/martensíticos
base Cr-W (35'40) muestran que la resistencia a fluencia aumenta con el porcentaje de W hasta un 3%,
mientras que la temperatura de transición frágil-dúctil para esa concentración de W aumenta
considerablemente. Los valores óptimos de la temperatura de transición (DBTT) se corresponden con
porcentajes de W del 1%. . Básicamente de estos estudios se desprende que no es aconsejable aumentar
el contenido en W por encima del 2% y que es muy difícil obtener simultáneamente unas excelentes
propiedades de fluencia y tenacidad variando únicamente el porcentaje de este aleante. Esto supone que
además también hay que optimizar en estos materiales otros aleantes tales como Ta y V cuyos efectos como
afinantes de grano producen cambios microestructurales (refinamiento del grano austenítico, menor
tamaño de carburos, etc) que mejoran notablemente dichas propiedades mecánicas (41). Este es el caso de
la variante Optifer 664 (1% W, 0,065Ta y 0,26V) que debido a su menor concentración de W y su mayor
porcentaje de Ta y V que el F-82H modificado (2%W, 0,005Ta, 0,14V) tiene un tamaño de grano más
pequeño 9-10ASTM, presentando características de resistencia a fluencia y temperatura de transición
frágil-dúctil superiores al acero japonés (Figs. 24,26).
Para las condiciones de material envejecido estudiadas en los ensayos de fluencia (550°C, 600°C/5000 h)
no se observaron cambios de propiedades de resistencia a la fluencia con respecto a las del estado de
recepción. Sin embargo para esas mismas condiciones el acero japonés presenta peores características de
resiliencia que en estado de recepción. Este cambio de tenacidad debido al envejecimiento térmico es
atribuible básicamente según referencias bibliografícas(31'41|42) a la precipitación de fases de Laves.
Según el diagrama Temperatura-Tiempo-Precipitación (TTT) de las fases de Laves (Fe2W) en aleaciones
8Cr-2WVTa (42>, se requiren tiempos de envejecimiento de aproximadamente 2777 h a una temperatura
de 600°C para que se produzca la formación de las fases de Laves. Teniendo en cuenta que las peores
15
propiedades de resiliencia obtenidas para el F-82H han sido las del acero envejecido a 600°C/5000 h, es
lógico pensar que esa pérdida de tenacidad es debida a la precipitación de dichas fases. Para poder
confirmar o descartar que la disminución de la energía en la zona dúctil y el incremento de la temperatura
de transición frágil-dúctil del material envejecido es debida a la precipitación de las fases de Laves, se
realizarán estudios mediante microscopía electrónica de transmisión (TEM) y difracción de rayos X.
Es difícil evaluar el comportamiento del F-82H modificado en los ensayos de fatiga a bajo número de
ciclos en función de la concentración de sus elementos de aleación ya que no se han encontrado referencias
bibliográficas en las cuales haya sido estudiada esta dependencia en los aceros Cr-W. Sin embargo si han
sido ampliamente investigadas las características de resistencia a fatiga de los aceros
ferríticos/martensíticos Cr-Mo (43), presentando estas aleaciones un número de ciclos a fallo superior a los
obtenidos por nosotros con el F-82H modificado. Esta diferencia de comportamiento puede ser debida
fundamentalmente a la existencia en el F-82H modificado de inclusiones no metálicas (óxidos mixtos de
Al, Ta, Ti) que reducen considerablemente la resistencia a fatiga de los metales <44). Sin embargo existen
datos comparativos del F-82H (colada diferente a la de estudio en el presente informe) y de la aleación
9CrlMoVNb cuyas características de fatiga son muy similares (4S).
Para la misma colada del F-82H modificado (heat 9741) también se ha puesto de manifiesto diferencias
apreciables de resultados entre los ensayos realizados por el Ciemat y el FZK(33). El F-82H modificado en
estado de recepción, para las deformaciones totales del 0,6% y del 1%, ha presentado un número de ciclos
a fallo notablemente superior en los ensayos realizados en el FZK a 450°C y 550°C que los efectuados
en el Ciemat a 400°C. Aproximadamente el doble para la deformación del 1% y un orden de magnitud
mayor para el 0,6%. Esta discrepancia ha sido analizada en detalle, no habiéndose encontrado por el
momento ninguna razón que justifique de manera concluyente dicho comportamiento. Aunque existen
factores como la diferencia de las velocidades de deformación (3.10"3 s"1 FZK, 5.10"5 s"1 Ciemat) y
diámetro de las probetas que puede que hayan tenido influencia en los resultados obtenidos, no parece que
esto justifique tanta discrepancia. Se ha comprobado la linealidad de la máquina de ensayos, encontrándose
que está dentro de límites aceptables. Algunas probetas se fabricaron con un mejor acabado superficial
y tampoco se vieron diferencias en los resultados. Por tanto este es un tema aún abierto y en el que se
continúa investigando.
16
10.-CONCLUSIONES
Los estudios de caracterización microestructural y mecánica del acero japonés de baja activación F-82H
modificado han mostrado:
1.- El F-82H modificado en estado de recepción es un material homogéneo con respecto a
composición química, dureza, microestructura y tamaño de grano.
2.- Mediante microscopia óptica y microscopia electrónica de barrido no se observaron cambios
rnicroestructurales en ninguna de las condiciones de material envejecido estudiadas, comparadas
con el material en estado de recepción.
3.- En el rango de temperaturas de ensayo entre 250°C-650°C, el material japonés presenta en los
ensayos de tracción, valores similares de resistencia mecánica y de límite elástico para todas las
condiciones de material estudiadas. Sin embargo, las características de resistencia a la tracción del
F-82H son inferiores a las de las aleaciones Optifer, especialmente con respecto a la versión 666.
4.- En los ensayos de fluencia realizados entre 450°C-650°C, el F-82H ha presentado unas
propiedades en fluencia similares en estado de recepción y en las condiciones de envejecimiento
ensayadas (550°C y 600°C durante 5000 horas). El comportamiento a fluencia de este acero es
intermedio entre la variante Optifer 664 y la 667.
5.- Los resultados de los ensayos charpy han mostrado dispersión de resultados en la zona de
transición frágil-dúctil. Los tratamientos térmicos de envejecimiento a 550°C y 600°C durante
5000 horas tienen influencia en las propiedades de impacto. El efecto es más importante en e]
material envejecido a 600°C/5000 h, el cual presenta un incremento de la temperatura de
transición frágil-dúctil de aproximadamente 18°C y una reducción de la energía en la zona del
"upper shelf" de 45 J, comparado con el material en estado de recepción. Este comportamiento
parece estar asociado a la presencia de fases de Laves
En estado de recepción, el F-82H modificado presenta los valores de energía más elevados en la
zona del "upper shelf" que las versiones Optifer 664, 666 y 667 y una temperatura de transición
más baja que las variantes 666 y 667.
17
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20
Elementos Básicos
Fe
C
Si
V
Cr
Mn
Ta
W
Rango de Composición
en los Aceros
Martensíticos (%)
85-90
0.05-0.15
0.01-0.5
0.15-0.4
7.0-12.0
0.15-1.0
0.02-0.1
0.5-2.0
Composición
Específica para los
Aceros de Baja
Activación (%)
87.4
0.1
0.3
0.3
9.0
0.8
0.1
2.0
Aspectos Metalúrgicos
Material Base
Esencial para el temple y la
formación de carburos
Resistencia a la oxidación y
endurecimiento de la
solución sólida
Formador de carburos a alta
temperatura
Resistencia a la oxidación y
capacidad para el temple
Capacidad para el temple y
formador de inclusiones de
MnS
Capacidad de afinar el grano
austenítico
Precipitación de carburos
estables a alta temperatura
Tabla 1: Composición básica délos aceros martensíticos de baja activación.
21
Melting
Casting
Blooming
Grinding
Slab cutting
Rolling
Normalizing
Tempering
Plate cutting
5 ton VIF
Ingot case size top 350x1410, bottom 250x1350 height 2000
Temp.
Slab size
Slab size
Powder cutting
Slab size
Temp.
Machine
Temp.
Time
Temp.
Time
Plasma cutting
Plate size
1250°C
115x1310x3820
107x1310x3820
107x1310x2000
107x1310x1650
1250°C
Reversible rolling mill.
1040°C
7,5mm 37 min.
15mm 38 min.
75O°C
7,5mm 60 min.
15mm 60 min
7,5x1000x3000
15x1000x3000
Table 2: Proceso de fabricación del acero.
22
to
ELEMENTOS
O
C
Mn
P
S
V
B
N
W
Ta
Si
Cu
Ni
Mo
Ti
Nb
Sol. Al
Fc
COMPOSICIÓN (%)
Típica
8.0
0.10
0.10
0.005
0.002
0.20
LAP
0.005
2.0
0.04
0.10
0.01
0.03
LAP
0.005
LAP
LAP
BAL
Rango
7.5-8.5
0.08-0.12
0.05-0.20
<0.01
<0.01
0.15-0.25
<0.003
<0.02
1.8-2.2
0.01-0.06
0.05-0.20
<0.05
<0.10
<0.10
0.004-0.012
<0.0002
<0.02
BAL
Tabla 3: Especificaciones de la IEA para la concentración delos elementos aleantes.
Na
Colada9741
C
Si
Mn
P
S
Cu
Ni
Cr
Mo
V
Nb
B
N
Al
Co
Ti
Ta
W
(%)en colada
0.09
0.11
0.16
0.002
0.002
<0.01
0.02
7.66
<0.01
0.16
<0.01
0.0002
0.005
0.001
<0.01
0.01
0.02
2.00
Placa (7,5)RB801-1
(%)
0.09
0.11
0.16
0.002
0.002
0.01
0.02
7.70
0.003
0.16
0.0001
0.0002
0.006
0.003
0.005
0.01
0.02
1.94
Placa (7,5)RB801-8
(%)
0.09
0.11
0.16
0.002
0.001
0.01
0.02
7.64
0.003
0.16
0.0001
0.0002
0.008
0.003
0.005
0.01
0.02
1.97
Placa (15)RB802-1
(%)
0.09
0.11
0.16
0.002
0.002
0.01
0.02
7.71
0.003
0.16
0.0001
0.0002
0.006
0.003
0.005
0.01
0.02
1.95
Placa (15)RB802-4
(%)
0.09
0.11
0.16
0.002
0.002
0.01
0.02
7.70
0.003
0.16
0.0001
0.0002
0.008
0.003
0.005
0.01
0.02
1.95
Tabla 4: Análisis químicos realizados por la compañía NKK.
tof
Klemcntos(%)
C
Cr
Ni
Al
Mo
Mn
Si
Ta
Ti
Nb
S
li
Co
Cu
V
wFc
RB802-3-4
0,100
7,75
0,015
0,004
0,010
0,16
0,23
0,005
0,004
<0,01
0,003
40.10s
30.104
0,003
0,14
2,10
Bal.
RB801-6-7
0,107
7,58
0.015
0,002
0,008
0,16
0,23
0,005
0,004
<0,01
0,015
45.10'5
37.10'4
0,003
0,13
2,06
Bal.
PLATERB801-6-7
HV10
HV30
HARDNESSXY*
206
205
YZ207
207
xz206
206
Tabla 6: Valores de dureza para la placa RB8016-7.
PLATERB802-3-4
HV10
HV30
HARDNESSXY*207
204
YZ207
202
XZ210
207
Tabla 7: Valores de dureza para la placa RB8023-4.
Tabla 5: Composición química del F-82H modificado.
Probeta
F82H-8
F82H-1
F82H-2
F82H-7
F82H-3
F82H^t
F82H-5
F82H-6
T» de Ensayo
Ambiente
300°C
300°C
300°C
400°C
400°C
500°C
500°C
Rm (MPa)
618
513
516
508
485
482
393
409
RP0É2 (MPa)
504
441
441
438
429
425
358
373
A(%)
28.45
13.27
14.33
21.21
20.30
17.91
28.59
25.68
Z(%)
82.20
79.62
79.99
79.82
78.80
79.53
85.27
85.16
Tabla 8: Resultados de los ensayos de tracción del material F82H modificado en estado de recepción.
Probeta
3A
3B
3E
3F
3G
3H
31A
31B
31E
31F
31G
31H
35A
35B
35E
35F
35G
35H
Tratamiento de
Envejecimiento
3OO°C/5OOh
300°C/500h
300°C/500h
3O0°C/500h
300°C/500h
300°C/500h
300°C/1000h
300°C/1000h
300°C/1000h
300°C/1000h
300°C/1000h
300°C/1000h
300°C/5000h
300°C/5000h
300°C/5000h
3OO°C/5OOOh
3O0°C/5O0Oh
3O0°C/5O0Oh
T* de Ensayo
300°C
300-C
400°C
400°C
500°C
500°C
300°C
300°C
400°C
400°C
500°C
500°C
300°C
300°C
400°C
400°C
500°C
500°C
Rm (MPa)
510
502
486
487
420
424
511
511
484
491
414
413
509
513
488
491
422
419
Rp0 i (MPa)
445
438
438
428
387
386
449
448
435
438
384
382
438
444
442
447
394
385
A(%)
19.71
18.29
16.14
2.85*
14.32
15.18
17.38
19.6
11.22
6.02*
7.69*
6.03*
20.09
18.94
16.73
15.01
18.26
19.06
Z(%)
79.22
79.28
79.79
13.1*
86.51
86.34
76.34
80
81.06
79.38
86.94
86.95
78.9
78.31
77.18
76.8
83.51
84.79
Tabla 9: Resultados de los ensayos de tracción en el material envejecido a 300°C.
25
Probeta
4E
4F
4A
4B
4G
4H
4 IE
41F
41A
41B
41D
41G
41H
45E
45F
45E
45F
45G
45H
45G
45H
Tratamiento de
Envejecimiento
400°C/500h
400°C/500h
400°C/500h
400°C/500h
400°C/500h
400°C/500h
400°C/1000h
400°C/1000h
400°C/1000h
400°C/1000h
400°C/1000h
400°C/1000h
400°C/1000h
400°C/5000h
400°C/5000h
400°C/5000h
400°C/5000h
400°C/5000h
400°C/5000h
400°C/5000h
400°C/5000h
T1 de Ensayo
300°C
300°C
400°C
400°C
500°C
500°C
300°C
300°C
400°C
400°C
400°C
500°C
500°C
300°C
300°C
400°C
400°C
400°C
400°C
500°C
500°C
Rm (MPa)
524
522
480
470
414
419
517
520
471
472
469
415
407
515
517
482
475
479
477
417
418
Rpoa (MPa)
464
458
427
415
382
381
458
457
418
427
418
379
385
461
458
426
423
426
427
387
385
A(%)
17.13
15.57
13.53*
18.94
15.39
15.7
11.04
8.78*
18.75
19.76
21.76
4.4*
6.13*
21.93
16.38
16.48
15.31
16.17
17.52
18.22
18.68
Z(%)
78.32
79.75
73.02
78.82
86.42
85.64
77.73
80.09
78.37
79.06
79.38
86.42
86.24
77.91
79.56
77.93
78.38
77.62
76.94
83.67
84.71
Tabla 10: Resultados de los ensayos de tracción en el material envejecido a 400c
26
Probeta
5H
5E
5F
5G
5A
5B
5 IE
51F
51G
51H
51A
51B
55E
55F
55G
55H
55A
55B
Tratamiento de
Envejecimiento
500°C/500h
500°C/500h
500°C/500h
5OO°C/5OOh
5OO°C/5OOh
500°C/500h
500°C/1000h
500°C/1000h
500°C/1000h
500°C/1000h
500°C/1000h
500°C/1000h
50O°C/5O00h
5OO°C/5O0Oh
500°C/5000h
500°C/5000h
500°C/5000h
5O0°C/50OOh
T 1 de Ensayo
300°C
400°C
400°C
400°C
500°C
500°C
300°C
300°C
400°C
400°C
500°C
500°C
300°C
300°C
400°C
400°C
500°C
500°C
Rni (MPa)
522
486
487
482
403
390
516
514
482
488
398
393
517
520
492
484
401
404
RP o i (MPa)
461
443
439
433
370
359
456
448
439
441
369
361
463
461
445
436
367
363
A(%)
13.84
6.99*
13.68
13.88
20.72
28.78
13.84
13.13
12.84
14.37
25.84
29.04
17.84
17.15
17.23
17.59
24.58
31.46
Z(%)
78.75
79.49
78.87
78.44
87.38
89
80.5
80.47
78.65
78.52
88.4
89.92
79.38
78.93
77.53
78.28
85.78
88.36
Tabla 11: Resultados de lso ensayos de tracción en el material envejecido a 500°C.
27
Probeta
30A
3 OB
FZK-1
3OC
30D
FZK-2
30E
FZK-1
34A
FZK-2
34B
FZK-3
34C
FZK^»
34D
FZK-5
34E
FZK-1
35A
FZK-2
35B
FZK-3
35C
FZK-4
35D
FZK-5
35E
Tratamiento de
Env ej ecimiento
Estado de recepción
Estado de recepción
Estado de recepción
Estado de recepción
Estado de recepción
Estado de recepción
Estado de recepción
55O°C/5OOOh
550°C/5000h
550°C/5000h
55O°C/5OOOh
55O°C/5000h
550°C/5000h
550°C/5000h
550°C/5000h
550°C/5000h
55O°C/5000h
6OO°C/5OOOh
600°C/5000h
600°C/5000h
600°C/5000h
600°C/5000h
60O°C/5OO0h
6OO°C/5O00h
600°C/5000h
600°C/5000h
600°C/5000h
T* de Ensayo
250°C
350°C
400°C
450°C
550-C
600°C
65O°C
T.A
250°C
300°C
350°C
400°C
450°C
500°C
550°C
600°C
65O°C
T.A
250°C
300°C
350°C
400°C
450°C
500°C
55O°C
600°C
650°C
Rui (MPa)
533
502
486
458
359
306
250
619
524
509
490
469
451
407
360
301
250
623
527
500
496
490
439
403
356
303
256
R p ^ (MPa)
461
438
446
416
334
299
195
519
460
451
432
432
410
391
331
292
205
518
457
449
441
449
385
386
328
296
208
A(%)
17.06
16.96
18.0
19.21
21.4
31.2
22.64
20.4
16.36
22.8
14.78
19.6
15.8
29.2
19.52
30.0
21.86
22.4
17.73
19.2
14.8
16.8
14.64
26.4
20.24
26.4
19.54
Z(%)
80.55
78.65
78.8
80.01
89.3
91
92.97
78.8
79.02
78.8
76.38
77.0
81.07
85.6
88.37
89.7
92.1
75.0
78.28
77.0
74.59
75
77.05
85.6
88.5
89.8
89.37
Tabla 12: Resultados de los ensayos de tracción realizados en colaboración con el FZK
28
to
Probeta
e, (%)
ee (%)
*,(%)
Ciclos a rotura
N25/NSo (N)
Tr/T25 (h)
o 1er ciclo /o saturación (MPa)
Deformación 1er ciclo /Deformación saturación (%)
a máxima (Mpa)Tensión / compresión
1
0.4
0.28
0.12
9537
9412
4.244.18
704605
0.4
368382
2
0.4
0.29
0.11
6313
-
2.81
705622
0.4
394376
3
0.7
0.38
0.32
2079
2050
1.621.59
860653
0.7
414456
4
0.7
0.19
0.51
889
847
0.690.66
942706
0.7
470472
5
1
0.57
0.43
1326
1300
1.470.44
931707
1
471463
6
1
0.38
0.62
799
750
0.890.83
984703
1
486498
7
1.5
0.31
1.19
354
344
0.590.57
995765
1.5
483512
8
1.5
0.18
1.32
279
268
0.470.45
988766
1.5
485502
9
1
0.32
0.68
800
745792
0.890.83
940715
1
471468
10
0.7
0.31
0.39
1759
16551722
1.371.29
895670
0.7
433465
11
0.7
0.28
0.42
1629
15201582
1.271.18
922588
0.7
450470
12
1
0.21
0.79
803
784799
0.890.87
944714
1
464479
Tabla 13: Resultados de los ensayos de fatiga a bajo número de ciclos en el F82H en estado de recepciónGeometría "hour glass". Temperatura de ensayo 400°C.
Probeta
e,(%)
e«(%)
ep(%)
Ciclos a rotura
N2S/N50 (N)
Tr/T25 (h)
o 1er ciclo /o saturación (MPa)
Deformación 1er ciclo/Deformación saturación (%)
o máxima (Mpa)Tensión / compresión
S.A
0.3
0.28
0.02
183019
182613183018
6160
488532
0.3
272294
S.B
0.4
0.3
0.103
23025
1882419416
10.238.36
653574
0.4
345347
S.C
0.4
0.304
0.106
12522
1190012200
5,565.28
662589
0.4
342351
S.D
0.5
0.318
0.184
7333
64006800
4.073.5
735587
0.5
379357
S.E
0.4
0.305
0.096
22685
2068522085
10.089.2
658567
0.4
347339
S.F
0.6
0.328
0.268
3010
27002920
21.8
779618
0.6
373421
S.G
0.5
0.326
0.177
6140
58006000
3.413.22
777612
0.5
390390
S.H
1
0.352
0.643
1357
10521140
1.51.16
832662
1
417415
S.I
0.7
0.333
0.365
2416
20602200
1.881.6
853641
0.7
419433
Tabla 14: Resultados de ios ensayos de fatiga a bajo número de ciclos en el material en estado de recepción.Probetas de sección uniforme. Temperatura de ensayo 400°C.
Probeta
8, (%)
e«(%)
Ep(%)
Ciclos a rotura
Na/N50 (N)
Tr/T2S (h)
o 1er ciclo /a saturación (MPa)
Deformación 1er ciclo/Deformación saturación (%)
a máxima (Mpa)Tensión / compresión
35-1
0.7
0.35
0.35
3592
32003450
2.792.48
880665
0.7
433447
35-2
1
0.38
0.62
1319
12301300
1.461.36
942712
1
464480
35-3
1.5
0.4
1.1
635
597631
1.050.99
979750
1.5
480505
35-4
0.4
0.32
0.08
18139
1750018050
8.067.77
703630
0.4
381370
35-5
0.4
0.32
0.08
25950
2520025800
11.5311.2
691617
0.4
360367
35-6
1.5
0.40
1.1
572
525
0.950.87
995767
1.5
489512
35-7
1
0.47
0.53
1204
11321185
1.331.25
903698
1
436481
35-8
0.7
0.35
0.35
3640
33003550
2.832.56
866662
0.7
427443
Tabla 15: Resultados de los ensayos de fatiga a bajo número de ciclos en el material envejecido a 300°C/5000 horas.Probetas de sección uniforme. Temperatura de ensayo 300°C.
to
Probeta
e, (%)
M%)%(%)
Ciclos a rotura
N2S/N50(N)
Tr/T25 (h)
o 1er ciclo /o saturación (MPa)
Deformación 1er ciclo/Deformación saturación (%)
a máxima (Mpa)Tensión / compresión
45-7
1.5
0.76
0.74
1922
1921
3.20
870660
1.5
433427
45-8
1.5
0.78
0.72
1997
19061949
3.333.18
809661
1.5
406405
45-10
1.2
0.69
0.51
4010
38303958
5.355.11
807651
1.2
418419
45-13
1.2
0.67
0.53
3694
34403610
4.934.59
784628
1.2
410407
45-14
1
0.73
0.27
7640
67007400
8.497.44
686609
1
376395
45-15
1
0.66
0.34
7454
68887262
8.287.65
681617
1
392386
Tabla 16: Resultados de los ensayos de fatiga a bajo número de ciclos en el material envejecido a 400°C/5000 h.Geometría "hour glass". Temperatura de ensayo 400°C.
Probeta
e,(%)
ee(%)
M%)Ciclos a rotura
N25/N50(N)
Tr/T25 (h)
o 1er ciclo/o saturación (MPa)
Deformación 1er ciclo/Deformación saturación (%)
o máxima (Mpa)Tensión / compresión
55-1
1.5
0.35
1.15
471
440462
0.780.73
873623
1.5
428445
55-2
1
0.41
0.59
730
686710
0.810.76
847591
1
418429
55-3
0.7
0.31
0.39
1720
15101650
1.341.17
795561
0.7
392403
55-4
0.4
0.27
0.13
11108
1050011050
4.934.66
615520
0.4
330315
55-5
0.4
0.28
0.12
13408
1280013200
5.965.68
618500
0.4
316327
55-6
0.7
0.30
0.40
2128
17251950
1.651.34
792561
0.7
391400
55-7
1
0.33
0.67
829
745805
0.920.83
845598
1
416429
55-8
1.5
0.36
1.14
475
375450
0.790.62
860626
1.5
421438
Tabla 17: Resultados de los ensayos de fatiga a bajo número de ciclos en el material envejecido a 500°C/5000 h.Probetas de sección uniforme. Temperatura de ensayo 500°C.
cocort^tr—' 00 «n ̂ "O CN
n o r r r o o o 3 O C N C ICNcNCNCNCNr-ICNCNCOCOrOCO
<N t— 00 CO CO '—i — EJOCT —"ooincNinoNOscNr-^
—<—• —-CNCOCO
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<N 00 >O ̂O CN 00 Tf Tl;
i CN <N CN C4 CN) C~> CN CN CO (N CN CN *3" CN <^>
TtCN —<£3inmSH i ^ t g £ í v
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34
Í2
Hog
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—"TON—'OOrOlO
00 0O0OOOC» MOOOOOM»»»
CS CNCNC-4C*) CS C l̂ CO CN CN CN m
81 6 7 37 32 33 8039 73 81 36 7790 339
673
168
136
277
1237
1732 62 1133
2480
312
888
68 270
453
1080
100
165
864
120
1573 31 664
1570
177
569
O <Ti VCi Ci O r5 O O ~ O —<
oooooooooooolOmtM-OOVO-^NOOOTN
oooooooooooooo
00°C/5000 h
ooo
UoOOo
O
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(N00
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2
1)X)
C3
"O00O
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35
1310 \/
oooCM
LOON
inCO
\ /
INGOT TOP
107t
INGOTBOTTOI/I
3000
ooo
7,5t
15t
DIRECCIÓN DE LAMINACIÓN
RB801-1
\
RB801-2
RB801-3
\ RB801-4
RB801-5
RB801-6
RB801-7
RB801-8
RB801-X, RB802-X
—)|420
RB802-1
RB802-2
RB802-3
RB802-4
X-3
320
X-6
X-2
X-1
/ \
X-9
X-5
X-4
X-12 X-15 X-18 X-21
X-8
X-7
\
X-11X-14X-17X-20
X-10 X-13 X-16 )M 9
Figura 1: Distribución de placas. Unidades en mm.
r, f
Figura 2: Microestxuctura de la aleación F-82H enestado de recepción (x500).
Figura 3: Microestrucrura de la aleación F-82H enestado de recepción (x500).
«i
Figura 4: Distribución délas inclusiones características del acero F-82H.
37
(c)
Figura 5: Estudio de las inclusiones de la aleación F-82H (RB801-6-7) en estado de recepción por SEM.
38
* •«•«
(a)
U - - I Í U ' • • ] ' J : • ; • K J : ; ! : • : í :
1 0 3Í.:CI-Hve-r-t •= c¿' '7c - o u r ' : : -
o . :•!.•:fi
Ti
Cr
; ; / \r.,^ -
;-1- : s e t :I '. ir- s e t
I n t e a r , ] t -
10:310-3
T;. T Í
A i
(C)
Figura 6: Estudio de las inclusiones del acero F-82H (RB802-3-4) en estado de recepción por SEM.
39
>'• ' •• i" v .V ."•••" •"•"i j t ic ' ' - . f ' : i < ™
(a)
Elemento
Ta
Ti
O
Concentración
(%) Atómico
28.64
34.43
36.92
Composición área 1.
Elemento
0
Al
Concentración
(%) Atómico
27.74
72.26
Composición área 2.
Figura 7: Caracterización y análisis de los óxidos del acero F-82H en estado de recepción mediante Auger.
40
- / é
1 *
Af * * * *
'r. ':fi ̂ ' 'fcá J u J . l . l .
(a) (b)
t * * e
(c)
Figura 8: Microestnacturas del acero martensítico F-82H envejecido térmicamente,
a) 300°C/5000 h. b) 400°C/5000 h.c) 500°C/5000 h.
41
Figura 9: Probeta utilizada en los ensayos de tracción (0 6,25 x25)
42
650-
100 200 300 400
Temperatura°C500 100 200 300 400 500
Temperatura°C
Figura 10: Representación gráfica de los ensayos de tracción en estado de recepción del F-82H y las variantes Optifer 664, 666 y 667.
(a)
* 'i
>4
; ' X* '
ti '* • %
* Hl>
4 V í,. V \ - .
*,* i
(b)
igura 11: Superficies de fractura délos ensayos de tracción del F-82H en estado de recepción.
Temperatura de ensayo: a) 300°C, b) 500°C.
44
M. 5
Figura 12: Probeta utilizada en los ensayos de tracción (0 5 x25)
45
520
500-
"E
460-
4 4 0 -
420-
400
25
20-
LÜ
-•-500 h-•-1000 h—A—5000 h
300
300 350
T3 cte Bvejeci rrierto 30QPC
400 450
400 450
Temperatura °C
4 5 0 -
4 4 0 -
4 3 0 -
4 2 0 -
4 1 0 -
4 0 0 -
3 9 0 -
3 8 0 -
86-
84-
76
-•-500 h-•-1000h—*—5000 h
300 350
3T3P
is
400 500
pa
350 400 450
Temperatura °C500
Figura 13: Propiedades mecánicas del F-82H envejecido a 300°C obtenidas en los ensayos de tracción.
2 5 -
2 0 -
15-
UJ
10-
Tade&veiecimiento4a3PCI
300 350 400 450
Temperatura (°C)
500
460-
420-
400-
380-
8 0 -
7 6 -
- • - 5 0 0 h- • - 1 0 0 0 h-A-5000 h
AÉ .
T3O.2%'z3"
S
33>
2
350 400 450
Temperatura (°C)500
Figura 14: Propiedades mecánicas del F-82H envejecido a 400°C obtenidas en los ensayos de tracción.
00
CC
540
520-
500-
480-
460-
440-
420-
400-
380
UJ
30
28-
26-
24-
22-
20-
18-
16-
14-
12-
10
-•-500 h-•-1000h-A-5000 h
300
300
350 450 500
400
Temperatura (°C)
380-
360-
-•-500 h-•-1000h-A-5000 h
350
3•D
p
450 500
8 8 -
8 6 -
8 4 -
8 2 -
8 0 -
7 8 -
i • i • i
-•-500 h I-•-1000h 1-A-5000h 1
•
fr-iz :
350 400 450
Temperatura (°C)500
Figura 15: Propiedades mecánicas del F-82H envejecido a 500°C obtenidas en los ensayos de tracción.
520-
500-
4 8 0 '
460-
440
420.
400
380
28-
26-
J
W 20
18
16
T- ensayo =T- envejecimiento
-•—Rtn500h-T-Rm.1000h.-•—Rm5000h.-*— RmSum
300 350 400 450 500
300 350 400 450
Temperatura "C
—•—E.L500h.-V-E-L.1000I-).—•—E.L.5000h.—A— E.L.Sum.
•
460.
400 J
380-^
360 J
- T — P.aioooh.- • — P.S5000h.—*—p.asum
350 400
300 350 400
O
is
450 500
9 0 -
88-
86-
84 -
82-
80-
7 8 -
76-
74-
- • - R .- T - R .—•—R—*—R
fcr
TA.500h.A.IOOOh.A.5000h.A.Sum .
i .
1
^ —
>
2
450 500
Temperatura "€
Figura 16: Representación gráfica de los ensayos de tracción del acero martensítico F-82H en estado de recepción y envejecido térmicamente.
Temperatura de ensayo = Temperatura de envejecimiento.
o
650-
600-
550-
500-
450-
400-
350-
300-
250-
200-
• Estado de recepción-•-550°Cj500Oh-A-600°C/5000 h
-
-
1 \í• -
550-
500-
450-
400-
350-
300-
250-
200-
150
I Estado de recepción-•-550°C/5000h-A— 600°CÍ5000 h
50
45-
40-
35 -
100 200 300 400 500 600 700 0
100-
100 200 300 400 500 600 700
| Estado de recepciónI— 550°C/S000h
—A— 600°C/5000 h.•i
I Estado de recepción-#—550°O/5000 h-A-600°G/S000 h
100 200 300 400 500 600 700 100 200 300 400 500 600 700
TaTTperatira(°C) Temperatura (°C)
Figura 17: Propiedaes mecánicas de la aleación F-82H obtenidas en los ensayos de tracción realizados en colaboración con el FZK.
Figura 18: Probeta utilizada en los ensayos de fatiga a bajo número de ciclos con sección "hour glass".
51
_L |0,02
^ l o . O 2A
C
Figural9: Probeta utilizada en los ensayos de fatiga a bajo número de ciclos con sección uniforme.
52
1 ~
U\
• Material en estado de recepción. T2 de Ensayo 400°C0 Material envejecido 300°C/5000 h. T* de Ensayo 300°CAMaterial envejecido 400°C/5000 h. T* de Ensayo 400°CY Material envejecido S00°C/5000 h. T* de Ensayo 500°C^Material en estado de recepción. Geometría hour glass Ta de Ensayo 400°C
1000 10000 100000
Figura 20: Resultados délos ensayos de fatiga abajo número de ciclos.
(a)
Í''< , .'í ; f
*i w
(b)-
Figura 21: Superficie de fractura de los ensayos de fatiga a bajo número de ciclos. Ae, = 1,5%.
a) Material en estado de recepción. Probetas "hour glass". Ta de ensayo = 400°C.
b) Material envejecido a 500°C/5000 h. Probetas de sección uniforme. Ta de ensayo = 500°C.
54
1000-
COü_
100-
Ul
10
• FZK 550°C/5000 h• FZK 600°C/5000 h• CIEMAT550°C/5000hO CIEMAT600°C/5000hO Estado de recepción
30 35
P=T(33+lcgt).10G
Figura 22: Representación gráfica de los ensayos de fluencia del F-82H en función del parámetro de Larson-Miller.
(a)
(b)
Figura 23: Superficie de fractura característica de los ensayos de fluencia.
a) Material envejecido a 550°C/5000 h. Ta de ensayo = 450°C. Tensión = 320 Mpa.
b) Material envejecido a 600°C/5000 h. Ta de ensayo = 550°C. Tensión = 200 MPa.
56
-O
ü_•
1 l
il
i
—
100-
--
-
10-
1 1 '
nnHforflRdOnfifcr fifiR
Optifer 667F82HMANET
1 1 •
1 i • i • i
. : ^ MANET-II m
667|—^
F-82H Mod.
ere
"P450PC-65C
664
PC
—
--
-
i • i • i
18 20 22 24
P=T(25+logtm).10-3
26 28
Figura 24: Estudio comparativo del comportamiento en fluencia del acero japonés F-82H junto con las aleaciones Optifer.
0
300
250
200
150
100
5 0
0
-50'
120
AA
Serie 30 FZKSerie 30 CiematSerie 34 FZKSerie 34 CiematSerie 35 FZKSerie 35 Ciemat
-100 -50 0
Temperatura (°C)
-100 -50 0Temperatura (°C)
50
Serie 30 FZKSerie 30 Ciemat
O Serie 34 FZKSerie 34 Ciemat
A Serie 35 FZKSerie 35 Ciemat
Figura 25: Resultados de los ensayos Charpy de la aleación F-82H.
58
300-
250-
200-
vSS 1 5 0 -S>CD
iS txH
50-
0-
-100
• Optifer 664• Optifer 667• Optifer 666• F-82H
-50 0 50
Temperatura (°C)
100
Figura 26: Estudio comparativo de las propiedades de resistencia al impacto del acero F-82H y las aleaciones Optifer.
Figura 27: Superficie de fractura característica de los ensayos charpy en la zona de transicción frágñ-dúctil.
a) Material envejecido a 550°C/5000 h. T2 de ensayo = - 10°C.
b) Material envejecido a 600°C/5000 h. Ta de ensayo = - 10°C.
60
