FR 2462478 A1 19810213 FR 8011958 A 19800529 La présente invention concerne un procédé de traite- ment thermique d'un alliage fer-nickel-chrome. La présente invention est notamment destinée au traitement de certains alliages nickel-chrome-fer spéciaux, ayant des caractéristiques mécaniques très fortes et en meme temps une résistance au gonflement sous l'effet de l'irradiation, ainsi qu'une faible absorption de neutrons, de tels alliages étant particulièrement destinés à l'emploi comme matériaux de revêtement de réacteurs surrégénérateurs rapides. Un exemple, de matériau de ce type est le super- alliage renforcé gamma-prime; les propriétés de cet alliage peuvent être modifiées très fortement en modifiant le traite- ment thermomécanique auquel on le soumet. Pour les applications aux réacteurs nucléaires, il est souhaitable de soumettre l'alliage à un traitement thermomécanique donnant la plus grande résistance au gonflement induit par l'irradiation et/ou la plus grande résistance, et, ce qui est plus important, la ductilité post-irradiation la plus élevée. A cet effet, l'invention concerne un procédé de traitement thermique d'un alliage fer-nickel-chrome, composé principalement de 25 % à 45 % de nickel, de 10 % à 16 % de chrome, de 1,5 % à 3 % de molybdène ou de niobium, de 1 % à 3 % de titane,- de 0,5 % à 3 % d'aluminium, et le reste étant du fer, ce procédé étant caractérisé en ce qu'on chauffe l'alliage à une température comprise entre I1000C et 1100'C pendant une durée comprise entre 30 secondes et 1 heure, puis on refroidit au four, on usine à froid l'alliage entre 10 et 80 %, chauffe l'alliage à une température compriseentre 750'C et 8250C pendant 4 à 15 heures, puis le laisse refroidir à l'air et chauffe l'alliage à une température compriseentre 6500C et 7000C pendant 2 à 20 heures, et enfin on laisse refroidir à l'air. Suivant une caractéristique préférentielle, on effectue le traitement thermique initial à une température comprise entre 10250C et 10750C pendant 2 à 5 minutes pour réduire au minimum le temps de séjour dans le four. Ce traite- ment thermique initial est suivi par un refroidissement au four et un usinage à froid, de préférence un laminage à froid sur à 50 %. Puis on chauffe l'alliage de préférence à une tempé- rature de 7750C pendant 8 heures et on laisse refroidir à l'air avant le chauffage final et le refroidissement à l'air consécutif. La présente invention sera décrite plus en détail à l'aide des exemples suivants: EXEMPLE I On utilise un alliage dont la composition correspond au tableau I ciaprès et on soumet cet alliage à différents traitements thermomécaniques: TABLEAU I Nickel - 45 % Chrome - 12 % Molybdène - 3 % Silicium - 0,5 % Zirconium - 0,05 % Titane - 2,5 % Aluminium - 2,5% Carbone -- 0,03 % Bore - 0,005 % Fer - co.mplément L'alliage ci-dessus est un super-alliage gamma-prime renforcé. Le Tableau II donné ci-après indique les différents traitements thermomécaniques auxquels on soumet l'alliage dont la composition a été donnée dans le Tableau I ci-dessus; le Tableau III donne la liste des propriétés de microstructure et des propriétés mécaniques de cet alliage résultant du traite- ment thermique. TABLEAU II Désiqnation Traitement thermomécaniaue AR 1038 C/1 h/FC + 60 % CW IN-1 *982 C/1 h/AC + 788 C/1 h/AC + 720 C/24 h/AC IN-2 *890 C/1 h/AC + 800 C/11 h/AC + 700 C/2 h/AC EC *927 C/1 h/AC + 800 C/il h/AC+ 700O C/2 h/AC 3O EE *800 C/11 h/AC + 700 C/2 h/AC apres 1038 C/1 h/FC + 60 % CW. TABLEAU III * '6500C Désignation Observations UTS (MPàP 80 Ma SR(hi AR pas de gamma-prime, forte densité de dis- - 468 location IN-1 ganma-prime bimodal, recristallisation au- 1044 5,5 dessus du solvus gamma- prime 3 2462478 TABLEAU III (suite) 6500C Désignation Observations UTS '(MPa) 80 (MPa)SR IN-2 trimodal gamma-prime 974 564 (disloqué) EC trimodal gamma-prime recristallisé en-dessous - 446 du solvus gamma-prime EE bimodal à cellules equiaxes gamma-prime 1620 Le tableau III ci-dessus montre que le traitement référencé EC donne des propriétés à la rupture sous efforts plus élevés que le traitement IN-1. Le traitement EC se traduit par une répartition trimodale de gamma-prime, puisque le recuit de recristallisation était en-dessous du solvus gamma-prime et se traduisait par la précipitation d'un faible volume de précipités gamma-prime de grande dimension (approxi- mativement 600 nm). Parmi les traitements des tableaux II et III, trois traitements ont donné des structures disloquées. Il s'agit des traitements AR, IN-2 et EE. Les informations concernant les contraintes de rupture selon le Tableau Il ont montré que le traitement thermique EE a donné un matériau beaucoup plus résistant. Cette structure s'est traduite par une structure de cellules disloquée, imbriquée, qui était "poinçonnée" par une distribution gamma-prime bimodale. Cela correspond à la plus grande résistance jamais essayée et était très stable du fait de la structure poinçonnée des cellules de dislocation. L'invention sera également décrite à l'aide du graphique représenté dans l'unique figure annexée. Le graphique de la figure montre le comportement au gonflement de l'alliage du tableau I dans trois conditions thermomécaniques différentes à savoir ST, EC, EE. Les courbes de gonflement en fonction de la température sont établies pour des doses de radiation de 30 dpa, équivalentes à 203 MWd/MT (c'est-à-dire supérieures au fluage recherché de 120 MWd/MT). Les chiffres montrent que lés traitements ST et EE se sont traduits par le gonflement le plus faible de l'alliage du Tableau II ci-dessus. Le traitement EC a donné un niveau accep- table de gonflement pour le fluage recherché, mais le traite- ment était loin de l'optimum pour les applications à l'inté- rieur d'un réacteur. EXEMPLE II On'utilise un alliage ayant la composition donnée dans le Tableau IV suivant et on lui fait subir des traitements thermomécaniques analogues à ceux de l'exemple I: ' TABLEAU IV Nickel 60 - Chrome 15 Molybdène 5,0 Niobium 1,5 Silicium 0,5 Zirconium 0, 03 Titane 1,5 Aluminium 1,5 Carbone 0,03 Bore 0,01 Fer complément. Les traitements thermiques mentionnés ci-dessus et appliqués à l'alliage du Tableau IV ont abouti à des propriétés mécaniques et à des propriétés de microstructure pour l'alliage résultant, données dans les tableaux V et VI suivants: TABLEAU V Désignation Traitement thermomécanique BP 1038 C/1 h/AC + 800 C/il h/AC + 700o C/2 h/AC BR 927 C/l- h/AC + 8oo0C/11 h/AC + 700 C/2 h/AC BT 1038 C/0, 25 h/AC + 899 C/1 h/AC + 749 C/8 h/AC CT 30 % WW à 1038 C + 800 C/l1 h/AC + 700o C/2 h/AC cu 890o C/1 h/AC + so800o C/11 h/AC + 700 C/2 h/AC + 30 BU 800 C/11 h/AC + 700 C h/AC * Après 1038 C/1 h/FC +'60 % CW. TABLEAU VI 650 C- Désiqnation Observations UTS (MPa) 809 a) SR (h) BP faible gamme-prime 942 pas de dislocation BR gamma-prime bimodal 1051 503 cellules gamma BT gamma-prime bimodal pas de dislocation 933 - CT gamma-prime bimodal structure non-unifor - 1066 me (cellules longues quelques subdivisions en grains) 2462478 TABLEAU VI (suite) 6500C Désiqnation Observations UTS (MPa), 80 (MPa) SR (h) CU gamma-prime bimodal 1013 - cellules allongées BU gamma-prime bimodal cellules equiaxes 1078 510 Le solvus gamma-prime et la température de recristal- lisation de 1 heure comme pour l'alliage du tableau IV était de 9150C + 100C et 10000C + 200C. C'est pourquoi, contrairement à l'alliage du tableau I, il n'y a pas eu de plage de tempéra- ture permettant une recristallisation par vieillissement. De ce fait, les traitements BP et BT comportant un recuit à 10380C, puis un double vieillissement suivant, ont abouti à une matrice austénitique sans dislocation et à une distribution gamma-prime bimodale. Les structures obtenues par traitement CU et BU, qui n'induisaient pas de recristallisation, présentaient toutes une structure à cellules fortement disloquée contenant diverses distributions gamma-prime. Le tableau VI est un résumé des structures observées et des propriétés physiques correspondantes. On remarquera que les grandeurs des propriétés mécaniques sont regroupées en deux classes. Ce sont, la densité de non dislocation, les structures contenant gamma-prime à 650C, les résistances à la traction finales se situant entre 9450 et 9590 bars, les structures gamma-prime disloquées qui sont beaucoup plus résis- tantes avec des résistances à la traction, finales, plus grandes qui se situent entre 10290 et 11000 bars. Etant donné leur plus grande résistance et du fait de l'intérêt du temps d'incubation augmenté pour le gonflement, il est préférable d'avoir des structures disloquées. Le traitement CU donné dans les tableaux V et VI ci-dessus a commencé avec une structure à cellules disloquées et une distribution gamma-prime trimodale, qui a été usinée à froid à 30 %, ultérieurement. L'opération finale d'usinage à froid-a en fait diminué la résistance comme cela est indiqué par l'information de résistance à la traction extrême à 6500C (Tableau VI) provenant probablement de la destruction de l'in- tégrité des parois de cellules de dislocation. Les traitements BR et BU de l'alliage du Tableau IV ont tous deux abouti à une structure fortement disloquée, par- 2462478 - tiellement recristallisée ou encore à la récupération d'une structure cellulaire, avec une distribution bimodale gamma- prime des dimensions. Le traitement BU est préférable puisqu'il s'est traduit par des propriétés à la rupture sous contrainte, légèrement plus élevées que le traitement BR. Les structures de dislocation et les structures gamma-prime pour le traitement BU ont abouti à une structure cellulaire beaucoup plus dispersée et plus imbriquée que celle obtenue par le traitement EE de l'alliage indiqué dans le Tableau I. L'épaisseur minimale des cellules selon le traitement BU était approximativement la meme que l'écartement des particules gamma-prime. Pour démontrer l'amélioration obtenue à l'aide du traitement thermomécanique selon l'invention, on se reportera aux Tableaux VII et VIII qui montrent que le traitement thermi- que est très efficace pour assurer après irradiation une ductilité élevée. Sur ce plan, il est à remarquer qu'il existe une zone dans laquelle la ductilité de ces matériaux est très fortement diminuée lorsque les essais sont faits à une tempéra- ture qui dépasse de 1100C la température d'irradiation des matériaux. Ainsi, on trouve la plus faible ductilité à une température de 8050C pour un matériau irradié à 6950C. Ce décalage à 1100C tient compte de tous les phéno- mènes transitoires par exemple dans un réacteur rapide surrégé- nérateur. Ainsi le choix du matériau et le traitement thermique ou le traitement thermomécanique du matériau qui, pour une irradiation à 6800C, doit être essayé à 805'C, o l'on obtient la plus faible ductilité postirradiation. Les Tableaux VII et VIII montrent très clairement que par'exemple l'état de solution de l'alliage D66 irradié à une température de 6950C, puis essayé à une température de 8050C, a donné une ductilité nulle. Contrai- rement à cela, le matériau qui a été soumis au traitement indi- qué ci-dessus pour le même alliage irradié à 6950C, puis essayé à 8050C, permet un allongement uniforme de 1,1 %. Cela est important de façon critique pour maintenir une ductilité supé- rieure à 0,3 % dans ces conditions, puisque cela est nécessaire pour maintenir l'intégrité des tiges de combustible quand le réacteur est en divergence; les tableaux montrent que ces buts sont atteints. Les Tableaux VII, VIII montrent également que, dans ce traitement, la plus forte ductilité obtenue s'accompagne d'une plus forte résistance qui est très inattendue pour des 7 2462478 matériaux irradiés. Ces plus fortes résistances confirment égale- ment l'excellente résistance au gonflement dont font preuve les alliages soumis à ce procédé de traitement. TABLE VII Proplà'il:t.t l 1 ltriac cioit LI] 'i.:Ll'igu D -G66 iVuC -,,O L L:i.UI iz:tLdio6u p"r' du, IuU t:roL L'chanr- il 1 01o Nu | U1.U;I&sLI tl i ri:oi u Irradia Lion 'I 'uîî 'I'ux Tmp). UI j - c '(' i- ], tlLt'CL 1 a1l ( ,C) I.it Proport i.oi ? a:i q ( i,:L 1' I) ( tl')I'. -' _:i. s t *-'_ Coil 'la i.rLt -|_ { (èlla) ti:rs 17 i - - (Pa hLîs 7 1 D66 SA1 I1 I Lt, ' _,.,I. I B R -03 __ _ _ _ _ _ __ _ _ _ _ _ __ __5_ _i BR-03! 695 9232 410 4 81 9.2 905.3 1236. 9 9.0 9.0 i BR-76 i 735 2 _37 2 _ 4 848. 6__9_ 2 97.3 129 1.4 9.0 9.0! -- ---'---II. 7.6 _ -- ' ' 11- '-1 _BR__-2 _ ' 5500S 4xlO4 899.2 996.4 1152.9.? 07 76 1 1_-2_9 v600 600 4xlo'4 815.5 953.0 i078.5 2,2 33 _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ __ _ ' -1 4i _ _ _s._ _ _ _ _ _ _* __ _ __ 6 1 BR-19; 695 1695 i 4xl0 7756 850.1 879.1 1.3 1.3 3 t --I i 5. '3 BK-32 735 735 4xl04 701 1 746.0 0.15 _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ ___ ___ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ ____ ___ ___ _ 0 15 j ' 0.1 5 _ _ _- _ _ _j.3 ,,, 70.1 _7 75 ' 6 !bi_-__i8 735, 735 I4xlO4i 565.5. 682.6 682.5 018 0. - _ |I I I_ _. -__ [--__ B B1(-41 695 80 14xlO4 237.3.3-- TL:istanc : rl i. n ucl. o Li -TI Fi -- - -l- 1 ir i i 1iIIL r l. dtiaorr _ 01g;| i:l:l c;! 7L ti f o,ri I j - ',,lug"-/ 'c 1 o i 1 1-. I BR-51 4x0l'4 1464.8! - - - I i 1 s1-79 '500 1 232 4Ixl0 -- 1 610 sx]0-4 _ 908o. l 1 -7-1 448.2 161116:0 1 973.7 _Ij, t.. I_ I- ----I.--.- -- (1. CrI O.01 LA , , il 1 - - - - A g'> 0% 4c co -r srb1 n 1 1) 2.2 Alr, S 1: l'fit' _9. 2 0.03(I I. 0'] 1 1 (;..,.;, i w Ln w O rO o tn TABLEAU VIII Propriétés à la traction de l'alliage D 66-EE irradiée par des neutrons Echan- Irradiation tillon Temp. N ( C) ________ Temps d'es- sai _________. Taux de déforma- tion Proportion élastique 1 imite (Mpa) | r--------------- Résistance aux contraintes (MPa) I Résistance terminale à la trac- tion (PMa) I r-------___- Allonge- ment uni forme (%)' Allonge- ment total (%) D66 EE Fluage 22 -2 théorique = 4 x 10 22n-cm-2 (E> 0.1 MeV) BT-50!450 232 4X104 1295.3 1474.0 1721.6 4.5 4.8 BT-49 695 232 4xlO-4 1108.7 1187.3 1441.01 1 4.8 4.8 BT-30 | 735 232 4xlO4 1035.8 1114.1 1385.8 5.7 5.7 BT-42 450 450 4xlO-4 1134.8 1250.8 1418.4 2.8 3.6 BT-47 500 500 4xlO-4 1052.9 1178.4 1379.1| 31 | 3.2 BT-61 550 550 1 4x10-4 926.5 1163.3 1369.41 4.1 4.1 BT-41 600 600 4xlO-4 916.5. , 111.5 1312.6 3.4 5.3 BT-26 695 695 |4xlO-4 672.7 789.4 909.41 2.8 6.3 BT-43 7 35 7 4xlO-4 538.7 616.4 714.31 2.3 3.5 BT-21 450 560 4xlO -4 899. 6 1198.3 1297.01 1.15 1.2 BT-35 500 610 14xlO4 866.5 1122.5 1220.51 1.4 1. 7 BT-00 550 650 4x1r0-4.770.8 963.3 1038.5 1.6 2.8 BT-18 I 600 710 4xlO-4 536.6 _ 704.0 784.71 1.7 2.0 iT49 0 x ' 39445154011 2.2 o O o_ Ln 4>. 0% cO 4- Co U1 wn BT-48 4x10-4 339.4 455.1 504.0 1.11 w o I-------. -----------_ Echan- Irradiation tillon Temp. iN o ( C) w o Temps d'es- sai Taux de déforma- tion Pn OJ o IUl o TABLEAU VIII (suite) Proportion Résistance Résistance élastique aux terminale limite contraintes à la trac- (MPa) (MPa) tion I ' |(a) Allonge- gement uniforme ( ) Ln Allongement total (%) 1 I Tests spéciaux D66-EE Fluage théorique BT-31 500 610 4xlO -4 1006.2 1185.2 Echantillon prélevé après déforma- ! i _ tion de 0,56 % et coupé pour examen it '} i.microscopique BT-58 i 550 232 4xlO 1153.0 1242.8.].452.4 ' 5.4 5.6 I -I- - _ 4 BT-07 600 232 4xlO 1165.7 1247.1 1461.8 5.4 5.4 BT-71 | 500 232 4xlO 1104. 0. _1201.6 1482.6 6.]. 6.1 BT-74, 600 71 7410 4xlO 842 27 5.7 I i A 1 1 iBT-77 600 | 710. _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ 558.1 I 1637.61 698.4 1.3 2.2 à.à___...J__.... --------..............L.......... Q r1% 0% rN C4O Co R E V E N D I C A T I 0 N S ) Procédé de traitement thermique d'un alliage fer-nickel-chrome comprenant essentiellement entre 25 % et 45 % de nickel, 10 à 16 % de chrome, 1,5 à 3 % de molybdène ou de niobium, entre 1 et 3 % de titane, entre 0,5 et 3 % d'aluminium, le complément étant du fer, procédé Caractérisé en ce qu'on chauffe l'alliage à une température comprise entre 10000 et 11000C pendant une durée de 30 secondes à 1 heure, puis refroidit au four, usine à froid l'alliage sur 10 % à 80 %o, chauffe l'alliage a une température comprise entre 7500C et 8250C pen- dant une durée de 4 à 15 heures, refroidit à l'air et enfin chauffe l'alliage à une température de l'ordre de 6500C-700'C pendant une durée de 2 à 20 heures, puis laisse refroidir à l'air. 2 ) Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que l'alliage est initialement chauffé à une température de l'ordre de 10250C à 10750C pendant 2 à 5 minutes. ) Procédé selon l'une des revendications 1 et 2, caractérisé en ce qu'on usine à froid l'alliage par un laminage à froid sur 20 & 50%. ) Procédé selon la revendication 3, caractérisé en ce qu'on effectue sur l'alliage un laminage à froid de 30 % à 50 %. ) Procédé selon la revendication 1, caractérisé en que l'alliage se présente sous la forme d'un tube et est usiné à froid par étirage du tube pour arriver à une réduction de 15 % à 35 %. 6 ) Procédé selon la revendication 5, caractérisé en ce qu'on effectue une réduction dans une plage comprise entre 20 % et 30 %. ) Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce qu'après l'usinage à froid, on chauffe l'alliage à une température de l'ordre de 7750C pendant 8 heures, puis on laisse refroidir à l'air.