Capitolo 3

CAPITOLO 3

PROPRIETA’ MECCANICHE DELL’ACCIAIO F82H

3. 1Generalità

Nel presente capitolo si illustrano le proprietà meccaniche di provini dell’acciaio studiato sia sotto l’effetto di radiazioni neutroniche, sia senza la loro azione. In particolare riporteremo risultati ricavati da prove sperimentali di alcune pubblicazioni, che non sono oggetto della tesi[1, 31].

Le proprietà, inoltre, sono paragonate a quelle di un altro acciaio di interesse per la realizzazione di strutture per reattori a fusione nucleare, ovvero il MANET II.

Tale acciaio, infatti, può essere considerato un precursore degli attuali modelli utilizzati per la sperimentazione degli impianti a fusione nucleare[11, 12]:

F82H C Si Mn P S Cu Ni Cr Mo V Nb B 0. 08 0. 11 0. 16 0.002 0. 002 0. 01 0. 02 7. 64-7. 71 0.003 0.16 0.0001 0. 0002 N Al Co Ti Ta W 0.006- 0. 008 0. 003 0.005 0.01 0. 02 1.94-1. 97 MANET II C Si Mn P S Cu Ni Cr Mo V Nb B 0. 13 0. 37 0.82 0. 005 0.005 0. 01 0. 87 10.37 0.77 0.25 0. 16 0. 0085 N Al Co Ti Ta W 0. 02 0.054 0.01 - - -

E’ evidente come, nella composizione dell’acciaio F82H, sono limitate al minimo le quantità di Mo e Nb, elementi con tempi troppo lunghi per ciò che concerne il decadimento radioattivo, come abbiamo anche detto nei precedenti capitoli, e sostituiti con V e W, quest’ultimo praticamente assente nel MANET II.

3. 2Realizzazione dell’acciaio

Gli acciai contenenti un tenore di cromo intorno al 9% mostrano maggiore resistenza alle elevate temperature ed hanno microstrutture facilmente controllabili con la possibilità di migliorarne le proprietà meccaniche con trattamenti termici. Il nostro acciaio, infatti, nasce da modifiche di leghe 9Cr-1Mo allo scopo di poter riprodurne le stesse qualità, con le stesse operazioni, in particolare medesimi trattamenti termici.

Il materiale è prodotto in fornaci ad induzione sottovuoto, a partire da materie prime purissime. Da accurati controlli sul tenore di impurità, in particolare Mo e Nb, risultati soddisfacenti nella maggior parte dei casi, si è constatata la facilità di produzione commerciale degli acciai in esame.

3. 2. 1Trattamenti termici

Il trattamento termico abituale a cui sono soggetti i materiali, dopo produzione in fornace, prevede austenitizzazione per mezz’ora a 1040°c, seguita da normalizzazione(mediante raffreddamento in aria). Si passa poi ad un trattamento di rinvenimento per 1 ora a 740°c. La microstruttura risultante, dopo ulteriore normalizzazione, è martensite al 100%, in totale assenza, dunque, di Ferrite-δ.

Per quanto riguarda le temperature delle trasformazioni ferrite-austenite, Ac1b e Ac1c, valutate al

diminuire della temperatura e all’aumentare, le temperature di inizio e di fine trasformazione martensitica, Ms e Mf, ricaviamo da analisi di durezze i valori:

Ac1b=835°c transizione ferrite-austenite (valutata in discesa)

Ac1c=915°c transizione ferrite- austenite (valutata in salita)

Ms=425°c Inizio trasformazione martensitica

Mf=220°c Fine trasformazione martensitica

La dimensione media dei grani austenitici è circa 90 µm, corrispondente alla misura ASTM standard di dimensioni dei grani No. 4.

3. 3Proprietà meccaniche sul materiale non irradiato 3. 3. 1Prova di trazione

Riportiamo l’andamento del limite di snervamento in funzione della temperatura[13]:

L’equazione relativa al “fitting” dei valori è:

σ

-2. 3965e-06*T

-1. 4506e-10*T

Come è visibile dal grafico, il parametro ha una rapida diminuzione per valori di temperatura superiori ai 400°C. Il comportamento del MANET II non è molto differente, se non per valori più alti a temperature più basse[15]:

figura 3. 2Limite di snervamento_temperatura per vari campioni di F82H e per il MANET II[15]

La prova è stata condotta su provini di F82H di diversa provenienza . I minimi scostamenti di comportamento registrati, mettono in evidenza la facile riproducibilità del materiale in esame a favore, quindi, di una produzione più economica e vantaggiosa dello stesso

3. 3. 2Resistenza all’impatto

La prova è condotta con provini precriccati a V di tipo Charpy, e di dimensioni si sezione 3X4mm, ed anche in questo caso su materiali di differente origine. La temperatura di transizione duttile-fragile ricavata è collocabile intorno ai –60°C, come visibile dal grafico sottoriportato[15]:

figura 3. 3Temperatura di transizione duttile fragile da prove

Charpy

Se compariamo tale valore a quelli ricavati per altri acciai, che non sono a bassa attivazione, possiamo constatare che essa è relativamente bassa.

La temperatura di transizione è molto sensibile ad eventuali disomogeneità dei vari campioni testati, nonché alla geometria dei provini, dall’intensità dello sforzo esercitato sui campioni, e all’acutezza dell’intaglio creato per condurre la prova. Questi ultimi fattori possono abbassare i valori fino ai – 110°C[13].

3. 3. 3Tenacità a rottura

Operiamo su provini precriccati, esercitandovi opportunamente, ovvero secondo delle metodologie predefinite, degli sforzi fino a provocare la frattura del provino stesso. Definiamo J l’energia per unità di area necessaria a creare una nuova superficie di frattura, il parametro caratterizza anche la

resistenza del materiale all’avanzamento della cricca. Il valore critico di J, Jc per cui ottengo rottura

del materiale costituirà misura della tenacità a rottura dell’acciaio[14]. Il valore di Jc, su provini con

spessore pari a 10mm è pari a 350 MPa*m0, 5 a 20°C, una quantità ragionevolmente grande. La

prova è poi ripetuta a varie temperature(figura 3. 4). Con queste prove otterremo che le temperature di transizione duttile-fragile salgono a valori collocati tra i –50°C e 0°C. Anche nella figura sottoriportata c’è da apprezzare il minimo scarto di valori tra i vari campioni di F82H.

figura3. 4 Jc in funzione della temperatura

I valori ricavati sono anche funzione delle modalità con cui si esercitano le sollecitazioni(dette MODI I, III), ovvero il modo con cui apriamo le cricche precedentemente create sul pezzo. Il modo I, detto anche di apertura, prevede sforzo normale al piano contenente la cricca, mentre i rimanenti modi II, e III, detti rispettivamente di scorrimento e di lacerazione, prevedono sforzi di taglio, in direzione diversa, paralleli, dunque, al piano della cricca. Esistono anche modi di sollecitazione misti, fra quelli appena illustrati, a seconda dell’angolo d’impatto tra le direzioni delle sollecitazioni stesse e il piano della cricca. Il valore di tenacità a rottura sarà minimo nel caso in cui l’angolo sia di 45°, circa la metà del valore mostrato nel modoI.

3. 3. 4Proprietà di creep

La curva di Larsonn-Miller ricavata da prove di rottura per provini soggetti al creep è la seguente:

I risultati indicano che la resistenza al creep dell’F82H non differisce molto da quelle mostrate da altri esemplari di leghe 9Cr-1Mo.

Riportiamo alcuni esempi:

Si ha rottura da creep in provini di acciaio F82H, dopo 10. 000 ore, con uno sforzo di 200 MPa a 550°C, 120 MPa a 600°C e 50 MPa a 650°C[13].

3. 3. 5Proprietà di resistenza a fatica

Dato il notevole afflusso di calore alle pareti in un impianto a fusione nucleare la resistenza alla fatica alle alte temperature diventa un parametro fondamentale, perché, probabilmente, causa frequente di rotture del materiale della prima parete e del mantello. La figura in basso mostra il numero di cicli a rottura in una prova condotta a 400°C e con una frequenza di sollecitazione pari a

5*10-3s-1, ed il corrispondente allungamento percentuale a rottura.

figura 3. 6 Fatica in un provino F82H

Il numero di cicli a rottura, che costituisce la”vita”del materiale sotto carichi termomeccanici, tipici dei reattori nucleari a fusione, non è molto differente da quello di altre leghe 9Cr-1Mo, che, tra l’altro, non sembra nemmeno essere molto dipendente dalla composizione chimica dell’acciaio.

3. 3. 6Allungamento uniforme e totale, e riduzione di sezione sotto azione del calore

I valori di allungamento uniforme per questo tipo di acciai, più in generale di leghe 8-9% di Cr, sono relativamente bassi per campi di temperature tra i 20° e i 720°C, ovvero al di sotto del 5%. Al di sopra di questo intervallo, poi, la grandezza scende molto lentamente dal 5% all’1%[13]:

figura 3. 7 Allungamento uniforme e totale in funzione della temperatura

Passando a parlare della riduzione dell’area in funzione della temperatura, occorre dire che essa è molto elevata, ovvero maggiore dell’80%, nei campi di temperature esaminati(20°-720°C):

3. 3. 7Compatibilità con acqua e altri materiali

Il tasso di corrosione a 260°C di 60 mg/dm2, analizzato nei capitoli precedenti, tende a diminuire

per temperature superiori a tale valore.

I prodotti corrosivi sono inferiori, inoltre, a quelli rilasciati dall’acciaioHT9 (12Cr-1MoVW), che sulla carta è un acciaio più resistente alla corrosione, dato il maggior tasso di Cromo contenuto. Per quanto riguarda la compatibilità con materiali ceramici, ci rimettiamo al comportamento del MANET II, ovvero di adeguata e migliore compatibilità a questi materiali, spesso presenti nelle strutture dei mantelli, per indurre la moltiplicazione dei neutroni, rispetto a quella presentata dagli acciai inossidabili 316. Pertanto è deducibile un’analoga, se non migliore, compatibilità dell’F82H ai materiali ceramici.

3. 3. 8Parametri di elasticità

Le costanti elastiche per l’F82H sono state misurati tra 20 e 700°C ed il modulo di Young è stato misurato da -150 a 350°C per parecchi altri acciai a bassa attivazione comprese le leghe di Fe-9Cr . Il modulo elastico esibisce un comportamento approssimativamente bilineare, ovvero un cambiamento di pendenza che si ha vicino a 450-500°C. Il cambiamento nella dipendenza dalla temperatura della costante elastica a 450-500°C è stato attribuito agli effetti di ricottura sulla struttura martensitica alle alte temperature . Le seguenti equazioni per il modulo di Young (EY) ed il modulo (G) di taglio sono ottenute dai dati sperimentali di F82H nell'intervallo di temperatura fra 20 e 450°C:

EY (GPa) =233 - 0. 0558*T (T in Kelvin) G (GPa) =90. 1 - 0. 0209*T (T in Kelvin)

Alle temperature sopra 450°C, in particolare tra i 450 e i700°C, il modulo di Young dell’F82H diminuisce approssimativamente linearmente da EY=193 a 160 GPa. Il modulo di taglio diminuisce nello stesso intervallo termico, similmente, da G = 75 a 60. 5 GPa. Il rapporto di Poisson(n=(EY/2G) - 1) è costante fino a 500°C con un valore di 0. 29 e, poi, lentamente aumenta a 0. 31 ai 700°C.

3. 4Proprietà meccaniche sul materiale irradiato

Valuteremo le proprietà meccaniche, prima illustrate per i materiali non soggetti a radiazioni, in funzione del numero di spostamenti per atomo in un anno(dpa), causato dalla collisione dei neutroni con gli atomi degli acciai, e, quindi, misura indiretta del flusso neutronico.

3. 4. 1Prova di trazione

Riportiamo la variazione del limite di snervamento in funzione del dpa, in un particolare reattore e alla temperatura di 300°C:

figura 3. 9 Limite di snervamento in funzione del numero di spostamenti per atomo(dpa)

Come è facilmente visibile dal grafico, l’indurimento da radiazione neutronica è inferiore a quello esibito dal MANET II. Ciò suggerisce una minore riduzione di tenacità, da flusso neutronico, per gli acciai a bassa attivazione.

Per quanto concerne, invece, l’allungamento uniforme sotto radiazioni, possiamo notare un netto calo di valori, anche per quelli di allungamento totale. Il primo si attesta al di sotto del 3%, il secondo, invece, supera il 7%, e tende a salire con la temperatura. Quanto detto è riassunto nel grafico successivo:

Sono state, poi, condotte prove di trazione su provini costituiti da due metalli saldati tra loro e irradiati a 5 dpa e alla temperatura di 300°C. Da tali analisi è emerso che i due metalli hanno subito un indurimento da radiazioni superiore a quello patito dal giunto di saldatura; evidentemente queste zone soggette alterate termicamente offrono una maggiore resistenza ai fasci neutronici, e allora è ipotizzabile che i trattamenti termici inducano un miglioramento delle proprietà di resistenza alle radiazioni, in particolar modo della tenacità.

3. 4. 2Resistenza all’impatto

La presenza di radiazioni sposta sensibilmente la temperatura di transizione duttile-fragile a valori più alti. Questo è uno dei punti chiave per la selezione dei materiali da adoperare in ambito di fusioni nucleari:

figura 3. 11 DBTT in funzione delle radiazioni

Come è ampliamente visibile dal grafico, però, l’acciaio F82H non vede grosse variazioni della temperatura DBTT, che, comunque, è sempre al di sotto dello 0°C. Inoltre la curva tende ad avere comportamento asintotico per valori di temperature sensibilmente inferiori allo 0°C. Ben diverso è la reazione del MANET II, che, invece, arriva a sfiorare anche i 150°C, per radiazioni superiori ai 2dpa, e che, soprattutto, non può vantare una curva asintotica, per ciò che concerne questo importantissimo parametro.

3. 4. 3Tenacità a rottura

Per provini soggetti a radiazioni a temperature superiori a 310°C, le variazioni della DBBT e della tenacità a rottura sono minime. Tuttavia, operando al di sotto dei 300°C, avremo grosse variazioni della DBBT, fino a incrementi di 150°C.

3. 4. 4Rigonfiamento(Swelling)

La formazione di vuoti è stata osservata in provini con aggiunte di Boro e sotto radiazioni con valori pari a 50 dpa.

Il fenomeno è, poi, esaltato, come detto, da presenza di elio e idrogeno; ciò è stato rilevato da analisi di provini soggetti flussi multipli a più ioni, ovvero non solo quelli di idrogeno e elio.

E’ emerso, inoltre, che il rigonfiamento può essere fortemente ridimensionato se i provini vengono deformati a freddo.

3. 5Limiti di temperatura per l’applicazione degli acciai a bassa attivazione

Sulla scorta di quanto finora esposto, possiamo indicare le temperature a cui occorre lavorare con tali materiali per evitare danneggiamenti, o peggio, rotture improvvise.

Il limite massimo è fissabile intorno ai 550°C, a causa di possibili fenomeni di creep termico, anche sono tollerabili anche temperature leggermente superiori, a patto che il materiale sia soggetti a sforzi poco intensi.

Il limite inferiore, invece, è vincolato alla temperatura di transizione duttile-fragile:

Essa è al di sotto dei 0°C, quando operiamo al di sopra dei 300°C, ma tende a risalire quando scendiamo sotto quel valore di temperatura. Inoltre sembra che l’elio impiantato, da reazioni di fusione nucleare, incrementi ulteriormente tale valore, a causa della formazione di Cluster consecutivi all’ingresso dei nuclei di He nella struttura metallica del nostro acciaio.

3. 6Conclusioni

Gli acciai a bassa attivazione, e in particolar modo l’F82H, presentano proprietà meccaniche decisamente superiori a quelle degli acciai a composizione di base 9Cr-1Mo, come il MANET II. Questo rende più competitivi i primi, rispetto agli ultimi, per la realizzazione di materiali strutturali per reattori nucleari a fusione.