RU2298042C2

RU2298042C2 - Tubes of zirconium-based alloys and a method for manufacture thereof

Info

Publication number: RU2298042C2
Application number: RU2004137844/02A
Authority: RU
Inventors: Владимир Андреевич Маркелов (RU); Владимир Андреевич Маркелов; Павел Васильевич Шебалдов (RU); Павел Васильевич Шебалдов; Тать на Николаевна Желтковска (RU); Татьяна Николаевна Желтковская; Елена Николаевна Актуганова (RU); Елена Николаевна Актуганова; Владимир Иванович Белов (RU); Владимир Иванович Белов; Сергей Юрьевич Заводчиков (RU); Сергей Юрьевич Заводчиков; Янг Сук КИМ (KR); Янг Сук КИМ; Кьюнг Соо ИМ (KR); Кьюнг Соо Им; Ионг Моо ЧЕОНГ (KR); Ионг Моо Чеонг; Сунг Соо КИМ (KR); Сунг Соо Ким
Original assignee: Корейский исследовательский институт атомной энергии (КАЕРИ)
Priority date: 2004-12-24
Filing date: 2004-12-24
Publication date: 2007-04-27
Also published as: RU2004137844A

Abstract

FIELD: nuclear engineering.

SUBSTANCE: zirconium-based alloy for manufacturing tubes used in nuclear reactors includes 2.5-2.8% Nb and 0.05-0.13% Fe and another alloy includes 0.9-1.2% Nb, 1.1-1.42% Sn, 0.3-0.47% Fe, and 0.05-0.12% O. Method for manufacturing seamless tubes is directed to increase resistance of tubes to retarded hydride creaking, high destruction viscosity, length uniformity of mechanical properties: corrosion resistance, strength, and creep rate. Specifically, manufactured tubes are characterized by retarded hydride creaking rate less than 6x10-8 m/s at 250°C, threshold coefficient of stress intensity above 10 MPavm at 250°C, viscous destruction resistance, dJ/da, above 250 MPa at 250°C, and stretching strength above 480 MPa at 300°C.

EFFECT: improved performance characteristics of tubes.

16 cl, 1 tbl, 6 ex

Description

Область техники, к которой относится изобретениеFIELD OF THE INVENTION

Настоящее изобретение относится к трубам из сплавов на основе Zr, используемым в качестве элементов конструкции активной зоны ядерных реакторов, в частности реакторов с тяжелой водой под давлением типа CANDU (CANada Deuterium Uranium) и способу их изготовления.The present invention relates to pipes made of Zr-based alloys used as structural elements of the core of nuclear reactors, in particular CANDU (CANada Deuterium Uranium) type heavy water reactors and a method for their manufacture.

Уровень техникиState of the art

Трубы давления подвержены воздействию высокого флюенса нейтронов и воды высоких температур в реакторах CANDU, поскольку сборки твэлов находятся внутри них. Проблема состоит в том, что трубы давления деградируют быстрее, чем ожидалось, что приводит к их замене ранее проектного ресурса. Для решения этой проблемы и дальнейшего увеличения их проектного ресурса более чем 30 лет необходимо усовершенствование труб давления, чтобы они удовлетворяли плановым целевым величинам, приведенным в [С.Е.Coleman, B.F.Cheadle et al, Zirconium in the Nuclear Industry: Eleventh International Symposium, ASTM STP 1295, E.R.Bradley and G.P.Sabol, Eds., American Society for Testing and Materials, 1997, 884-898.]. Если исходить из критерия "течь перед разрушением" (LBB), то скорость замедленного гидридного растрескивания (ЗГР) и вязкость разрушения - два основных фактора, определяющих запас безопасности для требования LBB. Однако существующие Zr-2,5Nb трубы CANDU имеют некоторые недостатки, такие как высокая скорость ЗГР, низкая вязкость разрушения и неравномерное распределение механической прочности. Поскольку трубы давления CANDU испытывают сильную деформацию при выдавливании при 817°C, соответствующую области (α+β) фазы [В.А.Cheadle, С.Е.Coleman and H.Light, Nuclear Technology, Vol.57, 1982, 413-425], они имеют тангенциальную текстуру с большой долей базисных полюсов, лежащих в окружном направлении, и сильно удлиненные α-Zr зерна с β-Zr-фазой между ними. Эти характеристики микроструктуры являются причиной недостатков, существующих Zr-2,5Nb труб давления CANDU. Поэтому проведенные до сих пор исследования были сфокусированы на снижение скорости ЗГР и увеличение вязкости разрушения. Увеличение вязкости разрушения труб CANDU было достигнуто путем уменьшения газовых примесей за счет введения четырехкратной плавки слитка [С.Е.Coleman, B.F.Cheadle et al, Zirconium in the Nuclear Industry: Eleventh International Symposium, ASTM STP 1295, E.R.Bradley and G.P.Sabol, Eds., American Society for Testing and Materials, 1997, 884-898]. Однако до сих пор не было достигнуто улучшения стойкости к ЗГР. Много внимания было уделено модификации процесса изготовления Zr-2,5Nb труб давления CANDU для исследования влияния на восприимчивость к радиационному росту и ЗГР [R.G.Fleck, E.G.Price and B.A.Cheadle, Zirconium in the Nuclear Industry: Sixty International Symposium, ASTM STP 824, D.G.Franklin and R.B.Adamson, Eds., American Society for Testing and Materials, 1984, 88-105]. Модифицированные процессы изготовления включают более низкую, на 38°C, температуру горячего выдавливания, снижающего удлинение на 29%, с последующим холодным волочением либо за одну ступень на 40% и отжигом при 475-500°C в течение 6 ч (способы 1 и 3), либо за 2 ступени по 20% с промежуточным отжигом при 650°C в течение 0,5 ч (способ 2). Хотя один из модифицированных процессов обнаруживает значительно меньший рост под действием нейтронного облучения, модифицированные трубы не обладают лучшими сопротивлением ЗГР и вязкостью разрушения по сравнению с существующей Zr-2,5Nb трубой CANDU. Сопротивление ЗГР Zr-2,5 Nb труб можно улучшить за счет контролирования текстуры, поэтому Ким и др. подали патент, притязающий на метод производства труб давления, стойких к ЗГР, с радиальной текстурой, в которой большая доля базисных полюсов лежит в радиальном направлении [S.S.Kirn, D.W.Kirn, J.W.Hong, Y.W.Kang, USA Patent, No. 5681406, C 22 C 16/00, Oct. 1997]. Метод, заявленный в данном патенте, включает поперечную прокатку труб в конечном процессе, приводящую к образованию радиальной текстуры, а также увеличению сопротивления ЗГР. Однако в данном патенте специально не упоминается коррозионная стойкость, вязкость разрушения, ползучесть и прочность. Это объясняется тем, что радиальная текстура благоприятна стойкости к ЗГР, но будет способствовать усиленной ползучести [С.Е.Coleman, B.F.Cheadle et al, Zirconium in the Nuclear Industry: Eleventh International Symposium, ASTM STP 1295, E.R.Bradley and G..P.Sabol, Eds., American Society for Testing and Materials, 1997, 884-898].Pressure pipes are exposed to the high fluence of neutrons and high temperature water in CANDU reactors, since the fuel assemblies are inside them. The problem is that pressure pipes degrade faster than expected, which leads to their replacement earlier than the project resource. To solve this problem and further increase their design life for more than 30 years, it is necessary to improve pressure pipes so that they meet the planned target values given in [S.E. Coleman, BFCheadle et al, Zirconium in the Nuclear Industry: Eleventh International Symposium, ASTM STP 1295, ERBradley and GPSabol, Eds., American Society for Testing and Materials, 1997, 884-898.]. Based on the “flow before failure” criterion (LBB), the slow hydride cracking rate (GHF) and fracture toughness are two of the main factors determining the safety margin for LBB requirements. However, the existing CANDU Zr-2.5Nb pipes have some drawbacks, such as a high rate of GGR, low fracture toughness and uneven distribution of mechanical strength. Since CANDU pressure pipes experience severe deformation when extruded at 817 ° C, corresponding to the region of (α + β) phase [B. A. Headle, C. E. Coleman and H. Light, Nuclear Technology, Vol. 57, 1982, 413- 425], they have a tangential texture with a large proportion of basis poles lying in the circumferential direction, and strongly elongated α-Zr grains with a β-Zr phase between them. These microstructure characteristics are the cause of the disadvantages of the existing Zr-2.5Nb CANDU pressure pipes. Therefore, studies carried out so far have focused on reducing the velocity of HGR and increasing the fracture toughness. An increase in the fracture toughness of CANDU pipes was achieved by reducing gas impurities by introducing fourfold ingot melting [C.E. Coleman, BFCheadle et al, Zirconium in the Nuclear Industry: Eleventh International Symposium, ASTM STP 1295, ERBradley and GPSabol, Eds ., American Society for Testing and Materials, 1997, 884-898]. However, so far no improvement in resistance to HGR has been achieved. Much attention has been paid to modifying the manufacturing process of Zr-2.5Nb CANDU pressure pipes to study the effects on susceptibility to radiation growth and HGR [RGFleck, EGPrice and BACheadle, Zirconium in the Nuclear Industry: Sixty International Symposium, ASTM STP 824, DG Franklin and RBAdamson, Eds., American Society for Testing and Materials, 1984, 88-105]. Modified manufacturing processes include a lower, by 38 ° C, temperature of hot extrusion, which reduces elongation by 29%, followed by cold drawing or in one step by 40% and annealing at 475-500 ° C for 6 hours (methods 1 and 3 ), or in 2 steps of 20% each with intermediate annealing at 650 ° C for 0.5 h (method 2). Although one of the modified processes exhibits significantly lower growth under the influence of neutron irradiation, the modified pipes do not have the best resistance to SHG and fracture toughness in comparison with the existing Zr-2.5Nb CANDU pipe. The resistance of the ZGR-Zr-2.5 Nb pipes to the ZGR can be improved by controlling the texture, so Kim et al filed a patent applying for the method of producing pressure-resistant ZGR pipes with a radial texture, in which a large proportion of the base poles lies in the radial direction [ SSKirn, DWKirn, JWHong, YWKang, USA Patent, No. 5681406, C 22 C 16/00, Oct. 1997]. The method claimed in this patent involves the transverse rolling of pipes in the final process, leading to the formation of a radial texture, as well as an increase in the resistance of the HGR. However, this patent does not specifically mention corrosion resistance, fracture toughness, creep, and strength. This is because the radial texture is favorable for resistance to HGR, but will contribute to enhanced creep [S.E. Coleman, BFCheadle et al, Zirconium in the Nuclear Industry: Eleventh International Symposium, ASTM STP 1295, ERBradley and G..P . Sabol, Eds., American Society for Testing and Materials, 1997, 884-898].

Таким образом, необходимо оптимизировать не только текстуру, но и микроструктуру, чтобы изготовить улучшенные трубы с более высокой стойкостью к ЗГР и всеми другими свойствами не хуже, чем у существующей Zr-2,5Nb трубы CANDU. Попытка изготовить трубы давления с оптимизированными микроструктурой и текстурой была предпринята при изготовлении Zr-2,5Nb трубы давления с обработкой ТМО (термомеханическая обработка) для реакторов РБМК (Реактор Большой Мощности Канальный) [A.V.Nikulina, N.G.Reshetnikov et al, Voprosy Atomnoy Nauki i Tekniki, Series: Materials Science and Novel Materials, 1990, issue 2(36), 46-54]. Она включает выдавливание при 700-750°C с коэффициентом выдавливания менее 11, 1-ую холодную прокатку, 1-ый промежуточный отжиг при 580°C в течение 3 ч, 2-ую холодную прокатку, 2-ой промежуточный отжиг при 850-870°C и закалку в воду (ТМО-1) или в смесь аргона с гелием (ТМО-2), 3-ю холодную прокатку и окончательный отжиг при 515°C (ТМО-1) или 530-540°C (ТМО-2) в течение 24 ч. Zr-2,5Nb труба ТМО-2, изготовленная по указанному процессу, имеет радиальную текстуру, хорошую стойкость к ЗГР и сравнительно высокое сопротивление ползучести, но очень низкую прочность и меньшую коррозионную стойкость.Thus, it is necessary to optimize not only the texture, but also the microstructure in order to produce improved pipes with higher resistance to ZGR and all other properties no worse than the existing Zr-2.5Nb CANDU pipe. An attempt to manufacture pressure pipes with optimized microstructure and texture was made in the manufacture of Zr-2.5Nb pressure pipes with TMT processing (thermomechanical processing) for RBMK reactors (High Power Channel Reactor) [AVNikulina, NGReshetnikov et al, Voprosy Atomnoy Nauki i Tekniki , Series: Materials Science and Novel Materials, 1990, issue 2 (36), 46-54]. It includes extrusion at 700-750 ° C with an extrusion coefficient of less than 11, the first cold rolling, the first intermediate annealing at 580 ° C for 3 hours, the second cold rolling, the second intermediate annealing at 850-870 ° C and quenching in water (TMO-1) or in a mixture of argon with helium (TMO-2), 3rd cold rolling and final annealing at 515 ° C (TMO-1) or 530-540 ° C (TMO-2 ) for 24 hours. Zr-2,5Nb TMO-2 pipe manufactured according to the specified process has a radial texture, good resistance to HGR and relatively high creep resistance, but very low strength and less corrosion durability.

Недавно в Канаде в качестве альтернативного материала для труб давления разработаны многокомпонентные сплавы на основе Zr. Труба EXCEL, изготовленная из так называемого сплава EXCEL, содержащего 2,5-4,0 вес.% Sn, 0,5-1,5 вес.% Мо, 0,5-1,5 вес.% Nb, остальное - Zr, была заявлена как имеющая малый рост 1-5% и максимальное увеличение диаметра - 2,5% в течение срока эксплуатации 30 лет в реакторах CANDU [В.А.Cheadle et al, USA Patent 4065328, 1977; C22F 1/18, USA Patent No. 4452648, 1984]. Однако эта EXCEL труба имеет более низкую пластичность, соответствующую удлинению в несколько процентов, очень низкую вязкость разрушения (dJ/da) и высокую скорость ЗГР, что в конечном счете дает малый запас безопасности до критерия LBB.Recently, Zr-based multicomponent alloys have been developed in Canada as an alternative material for pressure pipes. EXCEL pipe made of the so-called EXCEL alloy containing 2.5-4.0 wt.% Sn, 0.5-1.5 wt.% Mo, 0.5-1.5 wt.% Nb, the rest is Zr , has been claimed to have a small growth of 1-5% and a maximum diameter increase of 2.5% over a 30 year life span in CANDU reactors [B. A. Headle et al, USA Patent 4065328, 1977; C22F 1/18, USA Patent No. 4452648, 1984]. However, this EXCEL pipe has a lower ductility corresponding to several percent elongation, a very low fracture toughness (dJ / da), and a high rate of MGR, which ultimately gives a small margin of safety up to the LBB criterion.

Еще один многокомпонентный сплав, содержащий 1 вес.% Sn, 1 вес.% Nb и 0.5 вес.% Fe, был разработан в России в качестве конструкционного материала ядерных реакторов [A.V.Nikulina, V.A.Markelov et al, Zirconium in the Nuclear Industry: Eleventh International Symposium, ASTM STP 1295, E.R.Bradley and G..P.Sabol, Eds., American Society for Testing and Materials, 1996, 785-804].Another multicomponent alloy containing 1 wt.% Sn, 1 wt.% Nb and 0.5 wt.% Fe was developed in Russia as a structural material for nuclear reactors [AVNikulina, VAMarkelov et al, Zirconium in the Nuclear Industry: Eleventh International Symposium, ASTM STP 1295, ERBradley and G. P. Sabol, Eds., American Society for Testing and Materials, 1996, 785-804].

Наиболее близким аналогом заявленного способа является способ получения труб из сплава на основе циркония, включающий изготовление слитка, предварительную бета-обработку слитка, получение заготовки путем горячего формования заготовки с промежуточными отжигами при температуре существования альфа-циркония и доводку заготовки до получения готовой трубы [US 5560790, МПК C 22 F 1/18 (2006.01), опубл. 01.10.1996].The closest analogue of the claimed method is a method for producing pipes from an alloy based on zirconium, including the manufacture of an ingot, preliminary beta processing of the ingot, obtaining a workpiece by hot forming a workpiece with intermediate annealing at the temperature of existence of alpha zirconium, and finishing the workpiece to obtain a finished pipe [US 5560790 IPC C 22 F 1/18 (2006.01), publ. 10/01/1996].

Техническим результатом изобретения является увеличение стойкости к ЗГР, высокая вязкость разрушения, однородные коррозионные и механические свойства по длине - коррозионная стойкость, прочность и скорость ползучести.The technical result of the invention is to increase resistance to HGR, high fracture toughness, uniform corrosion and mechanical properties along the length - corrosion resistance, strength and creep rate.

Наиболее близким аналогом предложенного изобретения - труба из сплава на основе циркония, изготовленная по способу п.1, является труба из сплава на основе циркония, содержащего 0,5-1,5 мас.% Nb, 0,9-1,5 мас.% Sn, 0,3-0,6 мас.% Fe, 0,005-0,2 мас.% Cr, 0,005-0,04 мас.% С, 0,05-0,15 мас.% О, 0,005-0,15 мас.% Si и остальное Zr [US 5560790, МПК C 22 F 1/18 (2006.01), опубл. 01.10.1996]. Оболочечная труба, изготовленная из этого многокомпонентного сплава, имела улучшенную коррозионную стойкость, повышенные прочность на растяжение и сопротивление ползучести и росту, особенно в реакторных условиях. Этот факт заставляет предположить, что этот сплав должен быть перспективным материалом труб давления, но для этого необходимо найти оптимальный процесс изготовления для получения улучшенных труб давления с лучшей стойкостью к ЗГР и всеми остальными свойствами, сравнимыми со свойствами существующих труб давления, эксплуатирующихся в реакторах CANDU.The closest analogue of the proposed invention is a pipe made of an alloy based on zirconium, manufactured by the method of claim 1, is a pipe made of an alloy based on zirconium containing 0.5-1.5 wt.% Nb, 0.9-1.5 wt. % Sn, 0.3-0.6 wt.% Fe, 0.005-0.2 wt.% Cr, 0.005-0.04 wt.% C, 0.05-0.15 wt.% O, 0.005-0 , 15 wt.% Si and the rest Zr [US 5560790, IPC C 22 F 1/18 (2006.01), publ. 10/01/1996]. The shell pipe made of this multicomponent alloy had improved corrosion resistance, increased tensile strength and resistance to creep and growth, especially in reactor conditions. This fact suggests that this alloy should be a promising material for pressure pipes, but for this it is necessary to find the optimal manufacturing process for obtaining improved pressure pipes with better resistance to HGR and all other properties comparable to the properties of existing pressure pipes operating in CANDU reactors.

Раскрытие изобретения.Disclosure of the invention.

Для достижения технического результата способ изготовления бесшовных труб из сплавов на основе циркония включает гомогенезирующую обработку выдавленных трубных гильз в области (α+β)-фазы, закалку в воду, отжиг со снятием напряжений в области α-фазы, 1-ую холодную прокатку, промежуточный отжиг, 2-ую холодную прокатку и окончательный отжиг, причем гомогенезирующую обработку в области (α+β)-фазы осуществляют при температуре на 20-60°C ниже температуры превращения (α+β)/β, при этом общая деформация D_t после 1-ой и 2-ой холодной прокатки более 70% и Q-фактор на 2-ой холодной прокатке не менее 5, а отношение Q-фактора между 2-ой и 1-ой холодной прокаткой больше 2, промежуточный отжиг между двумя холодными прокатками проводят в области α-фазы или в области (α+β)-фазы и окончательный отжиг проводят в области α-фазы при температуре на 120-270°C ниже температуры α/(α+β) превращения, при этом:To achieve a technical result, a method for manufacturing seamless pipes from zirconium-based alloys includes homogenizing the processing of extruded pipe sleeves in the region of the (α + β) phase, quenching in water, annealing with stress relieving in the region of the α phase, 1st cold rolling, intermediate annealing, second cold rolling and final annealing, moreover, the homogenizing treatment in the region of (α + β) phase is carried out at a temperature of 20-60 ° C below the transformation temperature (α + β) / β, while the total deformation D _t after 1st and 2nd cold rolling more than 70% and Q-factor torus in the 2nd cold rolling is not less than 5, and the ratio of the Q-factor between the 2nd and 1st cold rolling is more than 2, intermediate annealing between two cold rolling is carried out in the α-phase region or in the region (α + β) - phase and final annealing is carried out in the region of the α-phase at a temperature of 120-270 ° C below the temperature α / (α + β) transformation, while:

где A_b - исходная площадь поперечного сечения трубы до холодной прокатки и A_f - окончательная площадь поперечного сечения после холодной прокаткиwhere A _b is the initial cross-sectional area of the pipe before cold rolling and A _f is the final cross-sectional area after cold rolling

где Δt=t_f-t_b, Δd=d_f-d_b, t_b и d_b - толщина и средний диаметр трубы до холодной прокатки, t_f и d_f - толщина и средний диаметр трубы после холодной прокатки.where Δt = t _f -t _b , Δd = d _f -d _b , t _b and d _b are the thickness and average diameter of the pipe before cold rolling, t _f and d _f are the thickness and average diameter of the pipe after cold rolling.

В частном варианте выдавленные трубные заготовки изготавливают из сплава на основе циркония, содержащего 2,5-2,8 вес.% Nb, 0,1-0,13 вес.% О, 0,05-0,13 вес.% Fe, примеси - <0,0005 вес.% водорода, <0,0065 вес.% азота, <0,0001 вес.% хлора, <0,0125 вес.% углерода, <0,0010 вес.% фосфора и остальное Zr.In a particular embodiment, extruded tube blanks are made of a zirconium-based alloy containing 2.5-2.8 wt.% Nb, 0.1-0.13 wt.% O, 0.05-0.13 wt.% Fe, impurities - <0.0005 wt.% hydrogen, <0.0065 wt.% nitrogen, <0.0001 wt.% chlorine, <0.0125 wt.% carbon, <0.0010 wt.% phosphorus and the rest Zr.

В другом частном варианте промежуточный отжиг после 1-ой холодной прокатки осуществляют при температуре на 30-130°C выше температуры превращения α/(α+β), а окончательный отжиг осуществляют при температуре на 120-220°C ниже температуры превращения α/(α+β).In another particular embodiment, intermediate annealing after the first cold rolling is carried out at a temperature of 30-130 ° C above the transformation temperature α / (α + β), and the final annealing is carried out at a temperature of 120-220 ° C below the transformation temperature α / ( α + β).

В другом частном варианте сплав на основе циркония имеет средний объем β-Zr-фазы не менее 10 об.% и текстуру с отношением компонентов базисного полюса в радиальном и тангенциальном направлениях, f_r/f_t, более 0,75.In another particular embodiment, the zirconium-based alloy has an average volume of the β-Zr phase of at least 10 vol% and a texture with the ratio of the components of the base pole in the radial and tangential directions, f _r / f _t , of more than 0.75.

В другом частном варианте сплав на основе циркония имеет средний объем β-Zr-фазы 10-20 об.% и текстуру с отношением компонентов базисного полюса в радиальном и тангенциальном направлениях, f_r/f_t, 0,75-0,90.In another particular embodiment, the zirconium-based alloy has an average volume of the β-Zr phase of 10-20 vol.% And a texture with the ratio of the components of the base pole in the radial and tangential directions, f _r / f _t , 0.75-0.90.

В другом частном варианте выдавленные трубные гильзы изготавливают из сплава на основе циркония, содержащего 0,9-1,2 вес.% Nb, 1,1-1,42 вес.% Sn, 0,3-0,47 вес.% Fe, 0,05-0,12 вес.% О, примеси - <0,0005 вес.% водорода, <0,0065 вес.% азота, <0,0001 вес.% хлора, <0,0125 вес.% углерода, <0,0010 вес.% фосфора и остальное Zr.In another particular embodiment, extruded pipe sleeves are made of a zirconium-based alloy containing 0.9-1.2 wt.% Nb, 1.1-1.42 wt.% Sn, 0.3-0.47 wt.% Fe 0.05-0.12 wt.% O, impurities - <0.0005 wt.% Hydrogen, <0.0065 wt.% Nitrogen, <0.0001 wt.% Chlorine, <0.0125 wt.% Carbon , <0.0010 wt.% Phosphorus and the rest Zr.

В другом частном варианте выдавленные трубные гильзы получают из слитков, подверженных β-закалке со скоростью охлаждения выше 50°С/с.In another particular embodiment, extruded pipe sleeves are obtained from ingots subject to β-hardening with a cooling rate above 50 ° C / s.

В другом частном варианте промежуточный отжиг после 1-ой холодной прокатки проводят при температуре на 70-130°С ниже температуры α/(α+β) превращения и окончательный отжиг при температуре на 120-270°С ниже температуры α/(α+β) превращения.In another particular embodiment, the intermediate annealing after the first cold rolling is carried out at a temperature of 70-130 ° C below the temperature α / (α + β) of the transformation and the final annealing at a temperature of 120-270 ° C below the temperature α / (α + β ) transformations.

В другом частном варианте частицы второй фазы Zr(Nb, Fe)₂ составляют не более 1 об.% и имеют средний диаметр не более 0,05 мкм и текстуру с отношением компонентов базисного полюса в радиальном и тангенциальном направлениях, f_r/f_t более 0,9.In another particular embodiment, the particles of the second phase Zr (Nb, Fe) ₂ comprise no more than 1 vol.% And have an average diameter of not more than 0.05 μm and a texture with the ratio of the components of the base pole in the radial and tangential directions, f _r / f _t more 0.9.

В другом частном варианте частицы второй фазы Zr(Nb, Fe)₂ имеют средний диаметр не более 0,05 мкм и текстуру с отношением компонентов базисного полюса в радиальном и тангенциальном направлениях, f_r/f_t, 0,9-1,3.In another particular embodiment, the particles of the second phase Zr (Nb, Fe) ₂ have an average diameter of not more than 0.05 μm and a texture with the ratio of the components of the base pole in the radial and tangential directions, f _r / f _t , 0.9-1.3.

Для достижения технического результата труба из сплава на основе циркония изготовлена по способу п.1 и сплав содержит 2,5-2,8 вес.% Nb, 0,1-0,13 вес.% О, 0,05-0,13 вес.% Fe, примесей - <0,0005 вес.% водорода, <0,0065 вес.% азота, <0,0001 вес.% хлора, <0,0125 вес.% углерода, <0,0010 вес.% фосфора и остальное Zr и имеет средний объем β-Zr-фазы не менее 10 об.%, и текстуру с отношением компонентов базисного полюса в радиальном и тангенциальном направлениях, f_r/f_t, более 0,75.To achieve a technical result, a pipe made of an alloy based on zirconium is made according to the method of claim 1 and the alloy contains 2.5-2.8 wt.% Nb, 0.1-0.13 wt.% O, 0.05-0.13 wt.% Fe, impurities - <0.0005 wt.% hydrogen, <0.0065 wt.% nitrogen, <0.0001 wt.% chlorine, <0.0125 wt.% carbon, <0.0010 wt.% phosphorus and the rest Zr and has an average volume of the β-Zr phase of at least 10 vol.%, and a texture with the ratio of the components of the base pole in the radial and tangential directions, f _r / f _t , more than 0.75.

В частном варианте сплав на основе циркония имеет средний объем β-Zr-фазы 10-20 об.% и текстуру с отношением компонентов базисного полюса в радиальном и тангенциальном направлениях, f_r/f_t, от 0,75 до 0,9.In a particular embodiment, the zirconium-based alloy has an average volume of the β-Zr phase of 10-20 vol.% And a texture with the ratio of the components of the base pole in the radial and tangential directions, f _r / f _t , from 0.75 to 0.9.

В другом частном варианте скорость замедленного гидридного растрескивания менее 6×10^-8м/с при 250°С, пороговый коэффициент интенсивности напряжений не менее 10 МПа√м при 250°С и сопротивление вязкому разрушению, dJ/da, более 300 МПа при 250°С и прочность на растяжение более 480 МПа при 300°С.In another particular embodiment, the slow hydride cracking rate is less than 6 × 10 ^-8 m / s at 250 ° C, the threshold stress intensity factor is at least 10 MPa√m at 250 ° C and the toughness, dJ / da, more than 300 MPa at 250 ° C and tensile strength of more than 480 MPa at 300 ° C.

В другом частном варианте труба изготовлена по способу п.1 и сплав содержит 0,9-1,2 вес.% Nb, 1,1-1,42 вес.% Sn, 0,3-0,47 вес.%Fe, 0,05-0,12 вес.% О, и примеси - <0,0005 вес.% водорода, <0,0065 вес.% азота, <0,0001 вес.% хлора, <0,0125 вес.% углерода, <0,0010 вес.% фосфора и остальное Zr, имеет частицы второй фазы Zr(Nb, Fe)₂ не более 1 об.% со средним диаметром не более 0,05 мкм и текстуру с отношением компонентов базисного полюса в радиальном и тангенциальном направлениях, f_r/f_t, более 0,9.In another particular embodiment, the pipe is made according to the method of claim 1 and the alloy contains 0.9-1.2 wt.% Nb, 1.1-1.42 wt.% Sn, 0.3-0.47 wt.% Fe, 0.05-0.12 wt.% O, and impurities - <0.0005 wt.% Hydrogen, <0.0065 wt.% Nitrogen, <0.0001 wt.% Chlorine, <0.0125 wt.% Carbon , <0.0010 wt.% Phosphorus and the rest Zr, has particles of the second phase Zr (Nb, Fe) ₂ not more than 1 vol.% With an average diameter of not more than 0.05 μm and a texture with the ratio of the components of the base pole in the radial and tangential directions, f _r / f _t , more than 0.9.

В другом частном варианте частицы второй фазы Zr(Nb, Fe)₂ имеют средний диаметр не более 0,05 мкм и текстуру с отношением компонентов базисного полюса в радиальном и тангенциальном направлениях, f_r/f_t, от 0,9 до 1,3.In another particular embodiment, the particles of the second phase Zr (Nb, Fe) ₂ have an average diameter of not more than 0.05 μm and a texture with the ratio of the components of the base pole in the radial and tangential directions, f _r / f _t , from 0.9 to 1.3 .

В другом частном варианте скорость замедленного гидридного растрескивания менее 6×10^-8м/с при 250°С, пороговый коэффициент интенсивности напряжений не менее 10 МПа√м при 250°C, сопротивление вязкому разрушению, dJ/da, более 250 МПа при 250°C и прочность на растяжение более 480 МПа при 300°C.In another particular embodiment, the delayed hydride cracking rate is less than 6 × 10 ^-8 m / s at 250 ° C, the threshold stress intensity factor is at least 10 MPa√m at 250 ° C, and toughness, dJ / da, more than 250 MPa at 250 ° C and tensile strength over 480 MPa at 300 ° C.

В таблице приведены микроструктурные характеристики и свойства изобретенных труб в сравнении с используемыми в настоящее время трубами из сплава Zr-2,5Nb.The table shows the microstructural characteristics and properties of the invented pipes in comparison with currently used pipes from the Zr-2,5Nb alloy.

Специфическая характеристика процессов изготовления указанных труб, выполняющих указанные выше цели, заключается в следующих фактах: выдавленная трубная гильза подвергается гомогенизирующей обработке в области (α+β)-фазы при температуре на 20-60°C ниже температуры превращения (α+β)/β и закалке в воду с последующим снятием напряжений в области α-фазы и двум ступеням холодной прокатки с общей деформацией D_t более 70%, Q-фактором на второй холодной прокатке не менее 5, причем отношение Q-фактора между 2-ой и 1-ой холодной прокаткой больше 2, где D_t=(A_b-A_f)/А_b, А_b - исходная площадь поперечного сечения трубной гильзы до холодной прокаткой, A_f - конечная площадь поперечного сечения трубной гильзы после холодной прокатки; Q-фактор определяется как Δt/t_b/Δd/d_b, Δt=t_f-t_b, Δd=d_f-d_b, t_b и t_f - толщина до и после холодной прокатки, d_b и d_f - средний диаметр до и после холодной прокатки и подвергается промежуточному отжигу между двумя холодными прокатками в области α-фазы или (α+β)-фазы в зависимости от заявленных Zr-сплавов и конечному отжигу в области α-фазы в температурном диапазоне на 120-270°C ниже температуры превращения (α(α+β).A specific characteristic of the manufacturing processes of these pipes that fulfill the above goals is the following facts: the extruded pipe sleeve is subjected to homogenizing treatment in the region of the (α + β) phase at a temperature of 20-60 ° C below the transformation temperature (α + β) / β and quenching in water, followed by stress relief in the α-phase region and two stages of cold rolling with a total deformation D _{t of} more than 70%, the Q-factor in the second cold rolling is not less than 5, and the ratio of the Q-factor between the 2nd and 1- oh cold rolling greater than 2, where D _t = (A _b -A _f ) / A _b , A _b is the initial cross-sectional area of the pipe sleeve before cold rolling, A _f is the final cross-sectional area of the pipe sleeve after cold rolling; The Q-factor is defined as Δt / t _b / Δd / d _b , Δt = t _f -t _b , Δd = d _f -d _b , t _b and t _f - thickness before and after cold rolling, d _b and d _f - the average diameter before and after cold rolling and is subjected to intermediate annealing between two cold rolling in the region of the α phase or (α + β) phase depending on the declared Zr alloys and to the final annealing in the region of the α phase in the temperature range of 120-270 ° C below the transformation temperature (α (α + β).

Гомогенизирующая обработка в области (α+β)-фазы и закалка в воду улучшают однородность микроструктуры по всей длине и позволяют проводить первую холодную прокатку без образования трещин после снятия напряжений в области α-фазы. Сочетание большой степени деформации (>70%) за два прохода холодной прокатки с Q-фактором на второй холодной прокатке не менее 5 и гомогенизирующей обработки в области (α+β)-фазы и закалки в воду способствует достижению изобретенным трубам радиальной текстуры, удовлетворяющей контрольную величину отношения f_r/f_t, и равномерной прочности по всей длине.Homogenizing treatment in the region of the (α + β) phase and quenching in water improve the uniformity of the microstructure along the entire length and allow the first cold rolling without cracking after stress relief in the region of the α phase. The combination of a high degree of deformation (> 70%) in two passes of cold rolling with a Q-factor in the second cold rolling of at least 5 and homogenizing treatment in the region of the (α + β) phase and quenching in water contributes to the achievement of the inventive tubes with a radial texture that satisfies the control the ratio f _r / f _t , and uniform strength along the entire length.

Одна изобретенная труба из Zr-2,5 вес.% Nb сплава подвергается промежуточному отжигу между двумя холодными прокатками в диапазоне температур на 30-130°C выше температуры превращения α/(α+β)-фазы с целью сохранения достаточно высокого сопротивления ползучести, по крайней мере, сравнимого или лучше такового с существующей Zr-2,5Nb трубой CANDU [В.А.Cheadle, C.E.Coleman and H.Light, Nuclear Technology, Vol.57, 1982, 413-425]. Другая изобретенная труба из сплава Zr - 1 вес.% Nb - 1,2 вес.% Sn - 0,35 вес.% Fe подвергается промежуточному отжигу в диапазоне температур на 70-130°C ниже температуры превращения α/(α+β)-фазы с целью подавления роста Zr(Nb, Fe)₂ частиц второй фазы, средний диаметр которых меньше 0,05 мкм для улучшения коррозионной стойкости и вязкости разрушения.One invented tube of Zr-2.5 wt.% Nb alloy is subjected to intermediate annealing between two cold rolling in a temperature range of 30-130 ° C above the transformation temperature of the α / (α + β) phase in order to maintain a sufficiently high creep resistance, at least comparable to or better than the existing CANDU Zr-2.5Nb pipe [B. A. Headle, CEColeman and H. Light, Nuclear Technology, Vol. 57, 1982, 413-425]. Another invented alloy pipe Zr - 1 wt.% Nb - 1.2 wt.% Sn - 0.35 wt.% Fe is subjected to intermediate annealing in the temperature range 70-130 ° C below the transformation temperature α / (α + β) -phase in order to suppress the growth of Zr (Nb, Fe) ₂ particles of the second phase, the average diameter of which is less than 0.05 microns to improve the corrosion resistance and fracture toughness.

Осуществление изобретенияThe implementation of the invention

Процесс изготовления изобретенных труб осуществляется следующим образом: слиток сплава Zr - 2,5 вес.% Nb или Zr - 1 вес.% Nb - 1,2 вес.% Sn - 0,35 вес.% Fe получают вакуумно-дуговой плавкой, подвергают винтовой прокатке при 960°C для уменьшения диаметра на 25%, разрезают на отрезки определенной длины, сверлят для получения внутреннего отверстия, термообрабатывают при 1010°C и закаливают в воду, подвергают механической обработке для удаления всей поверхности, загрязненной газами, выдавливают в диапазоне температур 680-750°C для получения трубной гильзы с наружным диаметром 153 мм и толщиной стенки 18,5 мм. Затем эту трубную гильзу гомогенизируют в области (α+β)-фазы, температурные диапазоны которой на 20-60°C ниже температуры превращения (α+β)/β-фазы. Эта гомогенизирующая обработка в области (α+β)-фазы и закалка имеют целью получить однородную микроструктуру с более разупорядоченной текстурой и оптимальным сочетанием размеров зерен и объемным отношением между первичной α-Zr и превращенной α'-Zr фазами, что способствует процессу холодной обработки проходить без образования трещин. Таким образом, оптимизированная температура гомогенизации имеет очень важное значение: более высокая температура гомогенизации приводит к более крупным β-Zr-зернам, снижая степень обрабатываемости на стадии холодной прокатки, что, таким образом, ведет к растрескиванию трубы, а более низкая температура гомогенизации дает менее однородную микроструктуру, что в большей степени характерно для трубы из сплава Zr - 1 вес.% Nb - 1,2 вес.% Sn - 0,35 вес.% Fe.The manufacturing process of the invented pipes is carried out as follows: Zr alloy ingot - 2.5 wt.% Nb or Zr - 1 wt.% Nb - 1.2 wt.% Sn - 0.35 wt.% Fe is obtained by vacuum arc melting, subjected screw rolling at 960 ° C to reduce the diameter by 25%, cut into segments of a certain length, drilled to obtain an internal hole, heat treated at 1010 ° C and quenched in water, machined to remove the entire surface contaminated with gases, extruded in the temperature range 680-750 ° C to obtain a tube sleeve with an external di ameter of 153 mm and a wall thickness of 18.5 mm. Then this tube sleeve is homogenized in the region of the (α + β) phase, the temperature ranges of which are 20-60 ° C lower than the transformation temperature of the (α + β) / β phase. This homogenizing treatment in the region of (α + β) phase and quenching are aimed at obtaining a homogeneous microstructure with a more disordered texture and an optimal combination of grain sizes and volumetric ratio between the primary α-Zr and converted α'-Zr phases, which contributes to the cold processing no cracking. Thus, an optimized homogenization temperature is very important: a higher homogenization temperature leads to larger β-Zr grains, reducing the workability at the cold rolling stage, which thus leads to pipe cracking, and a lower homogenization temperature gives less homogeneous microstructure, which is more typical for a pipe made of Zr alloy - 1 wt.% Nb - 1.2 wt.% Sn - 0.35 wt.% Fe.

Затем трубная гильза подвергается термообработке со снятием напряжения в области α-фазы и холодной прокатке за 2 стадии на пильгерных прокатных станах. Термообработка для снятия напряжений в области α-фазы должна снять остаточные напряжения от закалки в воду, приводя к отсутствию образования трещин при холодной прокатке. Общая деформация D_t, за 2-е ступени холодной прокатки должна превысить 70% и Q-фактор на 2^ой холодной прокатке не меньше 5; причем отношение Q-фактора на 2^ой холодной прокатке к таковому на 1^ой холодной прокатке больше 2, где D_t=(А_b-A_f)/A_b, А_b и A_f - площадь поперечного сечения трубы до и после холодной прокатки, а Q определяется как Δt/t_bΔd/d_b, Δt=t_f-t_b, Δd=d_f-d_b, t_b и t_f - толщина до и после холодной прокатки, d_b и d_f - средние диаметры до и после холодной прокатки. Более низкие общая деформация D_t и отношение Q-факторов на 2-ой и 1-ой холодных прокатках, чем 70% и 2 соответственно, приводят к более низкой вязкости разрушения и более высокой скорости ЗГР труб давления.Then the tube sleeve is subjected to heat treatment with stress relief in the α-phase region and cold rolling in 2 stages on pilger rolling mills. Heat treatment to relieve stresses in the α-phase should remove residual stresses from quenching in water, leading to the absence of cracking during cold rolling. The total deformation D _t , for the 2nd stage of cold rolling should exceed 70% and the Q-factor in the ^2nd cold rolling is not less than 5; moreover, the ratio of the Q-factor in the ^2nd cold rolling to that in the ^1st cold rolling is greater than 2, where D _t = (A _b -A _f ) / A _b , A _b and A _f are the cross-sectional area of the pipe before and after cold rolling , and Q is defined as Δt / t _b Δd / d _b , Δt = t _f -t _b , Δd = d _f -d _b , t _b and t _f are the thicknesses before and after cold rolling, d _b and d _f are average diameters before and after cold rolling. Lower total deformation D _t and the ratio of Q-factors in the 2nd and 1st cold rolling than 70% and 2, respectively, lead to lower fracture toughness and higher velocity of the GPR pressure pipes.

Промежуточный отжиг между холодными прокатками проводится для трубы из сплава Zr - 2,5 вес.% Nb в области (α+β)-фазы, температура которой на 30-130°C выше температуры α/(α+β) превращения. Этот (α+β)-отжиг приводит к образованию 2-фазной структуры с объемной долей β-Zr фазы, соответствующей 10-20 об.%, таким образом, увеличивается сопротивление ползучести. Более высокая температура промежуточного отжига приводит к более крупным зернам и большей объемной доле β-фазы, что понижает прочность на растяжение и коррозионную стойкость. В противоположность этому более низкая температура промежуточного отжига также приводит к уменьшению сопротивления ползучести и снижению вязкости разрушения. Для трубы из сплава Zr - 1 вес.% Nb - 1,2 вес.% Sn - 0,35 вес.% Fe промежуточный отжиг проводится в α-фазе, температура которой на 70-130°C ниже температуры превращения α/(α+β)-фазы. Этот отжиг в α-фазе способствует образованию мелких Zr(Nb, Fe)₂ частиц второй фазы средним диаметром не более 0,05 мкм, что ведет к более высокой коррозионной стойкости и вязкости разрушения, а также увеличению сопротивления ползучести и более низкому радиационному росту. Отжиг при более высокой температуре ведет к усиленному росту частиц Zr(Nb, Fe)₂, а также уменьшению прочности на растяжение ниже 480 МПа, что соответствует требованию минимальной прочности на растяжение при 300°C. В противоположность этому отжиг при более низкой температуре может вызвать некоторое растрескивание во время 2-ой холодной прокатки. Окончательный отжиг обеих изобретенных труб осуществляется в области α-фазы, температура которой на 120-270°C ниже температуры фазового превращения α/(α+β). Более высокая температура окончательного отжига уменьшает их прочность на растяжение при 300°C до менее чем 480 МПа, а более низкая температура конечного отжига увеличивает скорость ЗГР при 250°C и приводит к усилению ползучести и более высокой коррозии.Intermediate annealing between cold rolling is carried out for a pipe of Zr alloy - 2.5 wt.% Nb in the region of the (α + β) phase, whose temperature is 30-130 ° C higher than the temperature of the α / (α + β) transformation. This (α + β) annealing leads to the formation of a 2-phase structure with a volume fraction of the β-Zr phase corresponding to 10–20 vol%, thus increasing the creep resistance. A higher intermediate annealing temperature leads to larger grains and a larger volume fraction of the β-phase, which reduces tensile strength and corrosion resistance. In contrast, lower intermediate annealing temperatures also result in lower creep resistance and lower fracture toughness. For a Zr alloy pipe - 1 wt.% Nb - 1.2 wt.% Sn - 0.35 wt.% Fe, intermediate annealing is carried out in the α phase, whose temperature is 70-130 ° C lower than the transformation temperature α / (α + β) phases. This annealing in the α phase promotes the formation of small Zr (Nb, Fe) ₂ particles of the second phase with an average diameter of not more than 0.05 μm, which leads to higher corrosion resistance and fracture toughness, as well as an increase in creep resistance and lower radiation growth. Annealing at a higher temperature leads to enhanced growth of Zr (Nb, Fe) ₂ particles, as well as a decrease in tensile strength below 480 MPa, which meets the requirement of a minimum tensile strength at 300 ° C. In contrast, annealing at a lower temperature may cause some cracking during the 2nd cold rolling. The final annealing of both invented pipes is carried out in the region of the α phase, the temperature of which is 120-270 ° C lower than the phase transformation temperature α / (α + β). A higher temperature of final annealing reduces their tensile strength at 300 ° C to less than 480 MPa, and a lower temperature of final annealing increases the rate of HGR at 250 ° C and leads to increased creep and higher corrosion.

Специфические примеры осуществленного изобретения приведены ниже, и их свойства сравниваются со свойствами используемых в настоящее время Zr-2,5Nb труб.Specific examples of the invention are given below, and their properties are compared with the properties of the currently used Zr-2,5Nb pipes.

Пример 1.Example 1

Слиток из сплава Zr - 2,5 вес.% Nb 450 мм в диаметре изготовлен с помощью вакуумно-дуговой плавки, подвергнут 2-м винтовым прокаткам при 960°C для получения заготовки 305 мм в диаметре, разрезан на мерные длины и высверлен для получения полой трубы. Затем эта трубная гильза была нагрета до 1010°C с выдержкой в течение 50 мин, закалена в воду, механически обработана до наружного диаметра 298 мм и внутреннего диаметра 118 мм для удаления поверхностных слоев, загрязненных газом, выдавлена с коэффициентом выдавливания 7,5 при температурах в диапазоне от 680 до 750°C в полую трубу наружным диаметром 153 мм с толщиной стенки 18,5 мм. Эта полая труба была нагрета до 850°C в течение 1 ч и закалена в воду, механически обработана до наружного диаметра 150 мм и толщины 15 мм, отожжена в вакууме при 560°C в течение 5 ч, прокатана в холодном состоянии до наружного диаметра 119,6 мм и толщины стенки 6,7 мм с Q-фактором 3,4, подвергнута промежуточному отжигу при 720°C в течение 1 ч и, наконец, прокатана в холодном состоянии с Q-фактором 7,7 до наружного диаметра 112,6 мм и толщины стенки 4,5 мм с последующим конечным отжигом при 400°C в течение 24 ч. Суммарная деформация при холодной прокатке составила 76%.A Zr alloy ingot - 2.5 wt.% Nb 450 mm in diameter was made using vacuum arc melting, subjected to 2 helical rolling at 960 ° C to obtain a workpiece of 305 mm in diameter, cut into measured lengths and drilled to obtain hollow pipe. Then this tube sleeve was heated to 1010 ° C for 50 minutes, quenched in water, machined to an outer diameter of 298 mm and an inner diameter of 118 mm to remove surface layers contaminated with gas, extruded with an extrusion coefficient of 7.5 at temperatures in the range from 680 to 750 ° C into a hollow pipe with an outer diameter of 153 mm with a wall thickness of 18.5 mm. This hollow tube was heated to 850 ° C for 1 h and quenched in water, machined to an outer diameter of 150 mm and a thickness of 15 mm, annealed in vacuum at 560 ° C for 5 h, cold rolled to an outer diameter of 119 , 6 mm and a wall thickness of 6.7 mm with a Q factor of 3.4, subjected to intermediate annealing at 720 ° C for 1 h and, finally, cold rolled with a Q factor of 7.7 to an outer diameter of 112.6 mm and a wall thickness of 4.5 mm, followed by final annealing at 400 ° C for 24 hours. The total deformation during cold rolling was 76%.

Пример 2.Example 2

Процесс изготовления, как описан в примере 1, за исключением того, что слиток был изготовлен из сплава Zr - 1 вес.% Nb - 1,2 вес.% Sn - 0,35 вес.% Fe и промежуточный отжиг после 1-ой холодной прокатки был выполнен при 570°C в течение 3 ч.The manufacturing process, as described in example 1, except that the ingot was made of an alloy Zr - 1 wt.% Nb - 1.2 wt.% Sn - 0.35 wt.% Fe and intermediate annealing after the 1st cold rolling was performed at 570 ° C for 3 hours

Пример 3.Example 3

Процесс изготовления, как описан в примере 1, за исключением того, что промежуточный отжиг после 1-ой холодной прокатки был выполнен при 650°C в течение 1 ч.The manufacturing process, as described in example 1, except that the intermediate annealing after the first cold rolling was performed at 650 ° C for 1 hour

Пример 4.Example 4

Тот же процесс изготовления и тот же сплав, как описано в примере 2, за исключением того, что полая труба после выдавливания была нагрета до 880°C и закалена в воду, и промежуточный отжиг после 1-ой холодной прокатки проводили при 520°C, а окончательный отжиг - при 500°C в течение 6 ч.The same manufacturing process and the same alloy as described in example 2, except that after extrusion the hollow tube was heated to 880 ° C and quenched in water, and intermediate annealing after the first cold rolling was carried out at 520 ° C, and final annealing at 500 ° C for 6 hours

Пример 5.Example 5

Тот же процесс изготовления и тот же сплав, как описано в примере 2, за исключением того, что выдавливание для получения полой трубы наружным диаметром 143 мм и толщиной 13 мм осуществлялось с коэффициентом 11,1, закаленная полая труба механически обрабатывалась на наружный диаметр 140 мм с толщиной 9,5 мм и промежуточный отжиг после 1-ой холодной прокатки, проведенной с Q-фактором 2,2, был выполнен при 600°C в течение 3 ч. Суммарная деформация за две холодные прокатки составила 61%.The same manufacturing process and the same alloy as described in example 2, except that the extrusion to obtain a hollow pipe with an outer diameter of 143 mm and a thickness of 13 mm was carried out with a coefficient of 11.1, the hardened hollow pipe was machined to an outer diameter of 140 mm with a thickness of 9.5 mm and intermediate annealing after the first cold rolling, carried out with a Q factor of 2.2, was performed at 600 ° C for 3 hours. The total deformation for two cold rolling was 61%.

Пример 6.Example 6

Тот же процесс изготовления и тот же сплав, как в примере 3, за исключением того, что первая и вторая холодные прокатки осуществлялись с Q-факторами 3,8 и 5,3 соответственно, приводящими к отношению Q-факторов между 2-ой и 1-ой холодными прокатками меньше 2.The same manufacturing process and the same alloy as in example 3, except that the first and second cold rolling was carried out with Q factors of 3.8 and 5.3, respectively, leading to a ratio of Q factors between the 2nd and 1 cold rolling less than 2.

Осуществленные примеры изобретения были подвергнуты характеристическим испытаниям, включая испытания на растяжение, анализы микроструктуры и текстуры, испытания на вязкость разрушения, ЗГР, ползучесть и коррозию, характеристики которых представлены в таблице в сравнении с характеристиками, используемых в настоящее время стандартных труб давления CANDU и трубы РБМК. Процессы изготовления этих труб CANDU и РБМК были уже сообщены в работах [В.А.Cheadle, С.Е.Coleman and H.Light, Nuclear Technology, Vol.57, 1982, 413-425; A.V.Nikulina, N.G.Reshetnikov et al, Voprosy Atomnoy Nauki i Tekniki, Series: Materials Science and Novel Materials, 1990, issue 2(36), 46-54; J.R.Theaker, R.Choubey, G.D.Moan, S.A.Aldridge, L.Davies, R.A.Graham and C.E.Coleman, Zirconium in the Nuclear Industry: Tenth International Symposium, ASTM STP 1245, A.M.Garde and E.R.Bradley, Eds., American Society for Testing and Materials, 1994,221-245].Implemented examples of the invention were subjected to characterization tests, including tensile tests, microstructure and texture analyzes, fracture toughness tests, GGR, creep and corrosion, the characteristics of which are presented in the table in comparison with the characteristics of the currently used standard CANDU pressure pipes and RBMK pipes . The manufacturing processes for these pipes CANDU and RBMK have already been reported in [B. A. Headle, C. E. Coleman and H. Light, Nuclear Technology, Vol. 57, 1982, 413-425; A.V. Nikulina, N. G. Reshetnikov et al, Voprosy Atomnoy Nauki i Tekniki, Series: Materials Science and Novel Materials, 1990, issue 2 (36), 46-54; JRTheaker, R. Cehoubey, GDMoan, SAAldridge, L. Davies, RAGraham and CEColeman, Zirconium in the Nuclear Industry: Tenth International Symposium, ASTM STP 1245, AM Garde and ERBradley, Eds., American Society for Testing and Materials, 1994,221-245].

Как ясно продемонстрировано в таблице, с помощью изобретенных процессов изготовления успешно производится труба из Zr - 2,5 вес.% Nb сплава, имеющая β-Zr-фазу не менее чем 10 об.% и текстуру с отношением f_r/f_t не менее 0,75. Далее с помощью указанных процессов изготовления получают Zr - 1 вес.% Nb - 1,2 вес.% Sn - 0,35 вес.% Fe трубу, имеющую Zr(Nb, Fe)₂ частиц второй фазы в количестве не более 1 об.%, средним диаметром не более 0,05 мкм и текстуру с отношением f_r/f_t более 0,9. Сочетание микроструктурных характеристик с текстурными параметрами сообщает трубам из сплавов Zr - 2,5 вес.% Nb и Zr - 1 вес.% Nb - 1,2 вес.% Sn - 0,35 вес.% Fe улучшенную стойкость к ЗГР, несколько более высокую вязкость разрушения и более равномерное распределение механической прочности по длине трубы в пределах 10%, при этом все другие свойства сравнимы со свойствами существующей Zr-2,5Nb трубы CANDU, как отчетливо продемонстрировано в таблице. Особенно изобретенные трубы имеют сравнимые скорость ползучести и коррозию в воде и паре по сравнению со стандартной Zr-2,5Nb трубой давления CANDU.As the table clearly shows, using the inventive manufacturing processes, a Zr pipe is produced successfully - 2.5 wt.% Nb alloy, having a β-Zr phase of at least 10 vol.% And a texture with a ratio of _{r r} / f _{t of} at least 0.75. Further, using these manufacturing processes, Zr - 1 wt.% Nb - 1.2 wt.% Sn - 0.35 wt.% Fe pipe having Zr (Nb, Fe) ₂ particles of the second phase in an amount of not more than 1 vol. %, an average diameter of not more than 0.05 microns and a texture with a ratio of f _r / f _t more than 0.9. The combination of microstructural characteristics with texture parameters gives pipes of alloys Zr - 2.5 wt.% Nb and Zr - 1 wt.% Nb - 1.2 wt.% Sn - 0.35 wt.% Fe improved resistance to HGR, slightly more high fracture toughness and a more uniform distribution of mechanical strength along the pipe length within 10%, while all other properties are comparable to the properties of the existing Zr-2,5Nb CANDU pipe, as clearly shown in the table. Especially invented pipes have comparable creep rates and corrosion in water and steam compared to the standard Zr-2.5Nb CANDU pressure pipe.

Проведение холодной прокатки с суммарной деформацией менее 70% и промежуточного отжига на 50°C (вместо 70-130°C) ниже температуры превращения α/(α+β)-фазы, как указано в примере 5, приводит к тому, что в трубе из сплава Zr - 1 вес.% Nb - 1,2 вес.% Sn - 0,35 вес.% Fe наряду с мелкими выделениями Zr(Nb, Fe)₂, образуются крупные выделения типа (Zr, Nb)₂Fe размером до 1 мкм в диаметре, которые способствуют снижению вязкости разрушения материала dJ/da до 210 МПа, в результате чего не удается достичь целевой величины 250 МПа. Одновременно с этим более высокая температура промежуточного отжига приводит к снижению прочности материала трубы ниже требуемого уровня 480 МПа (пример 5).Carrying out cold rolling with a total deformation of less than 70% and intermediate annealing at 50 ° C (instead of 70-130 ° C) below the transformation temperature of the α / (α + β) phase, as described in example 5, leads to the fact that in the pipe from the Zr alloy - 1 wt.% Nb - 1.2 wt.% Sn - 0.35 wt.% Fe, along with small precipitates of Zr (Nb, Fe) ₂ , large precipitates of the type (Zr, Nb) ₂ Fe are formed up to 1 μm in diameter, which contribute to reducing the fracture toughness of the material dJ / da to 210 MPa, as a result of which it is not possible to reach the target value of 250 MPa. At the same time, a higher temperature of intermediate annealing leads to a decrease in the strength of the pipe material below the required level of 480 MPa (example 5).

Claims

1. A method of manufacturing seamless pipes from zirconium-based alloys, including homogenizing treatment of extruded pipe sleeves in the region of (α + β) phase, quenching in water, annealing with stress relieving in the region of α-phase, 1st cold rolling, intermediate annealing, 2nd cold rolling and final annealing, characterized in that the homogenizing treatment in the region of (α + β) phase is carried out at a temperature of 20-60 ° C below the transformation temperature (α + β) / β, while the total deformation D _t after 1st and 2nd cold rolling more than 70% and Q-factor for 2nd cold rolling e is not less than 5, and the ratio of the Q-factor between the 2nd and 1st cold rolling is more than 2, intermediate annealing between two cold rolling is carried out in the region of the α-phase or in the region of (α + β) phase and the final annealing is carried out in the region α-phases at a temperature of 120-270 ° C below the transformation temperature α / (α + β), while

where A _b is the initial cross-sectional area of the pipe before cold rolling and A _f is the final cross-sectional area after cold rolling

where Δt = t _f -t _b , Δd = d _f -d _b , t _b and d _b are the thickness and average diameter of the pipe before cold rolling, t _f and d _f are the thickness and average diameter of the pipe after cold rolling.

2. The method according to claim 1, characterized in that the extruded pipe sleeves are made of an alloy based on zirconium containing 2.5-2.8 wt.% Niobium, 0.1-0.13 wt.% Oxygen, 0.05 -0.13 wt.% Iron, impurities - <0.0005 wt.% Hydrogen, <0.0065 wt.% Nitrogen, <0.0001 wt.% Chlorine, <0.0125 wt.% Carbon, <0, 0010 wt.% Phosphorus and the rest is zirconium.

3. The method according to claim 2, characterized in that the intermediate annealing after the 1st cold rolling is carried out at a temperature of 30-130 ° C above the transformation temperature α / (α + β), and the final annealing is carried out at a temperature of 120-220 ° C below the transformation temperature α / (α + β).

4. The method according to claim 3, characterized in that the zirconium-based alloy has an average volume of the β-Zr phase of at least 10 vol.% And a texture with the ratio of the components of the base pole in the radial and tangential directions, f _r / f _t , more than 0 , 75.

5. The method according to claim 3, characterized in that the zirconium-based alloy has an average volume of β-Zr phase of 10-20 vol.% And a texture with the ratio of the components of the base pole in the radial and tangential directions, f _r -f _t , 0, 75-0.90.

6. The method according to claim 1, characterized in that the extruded pipe sleeves are made of an alloy based on zirconium containing 0.9-1.2 wt.% Niobium, 1.1-1.42 wt.% Tin, 0.3 -0.47 wt.% Iron, 0.05-0.12 wt.% Oxygen, impurities - <0.0005 wt.% Hydrogen, <0.0065 wt.% Nitrogen, <0.0001 wt.% Chlorine, <0.0125 wt.% Carbon, <0.0010 wt.% Phosphorus and the rest is zirconium.

7. The method according to claim 6, characterized in that the extruded pipe sleeves are obtained from ingots subject to β-hardening with a cooling rate above 50 ° C / s.

8. The method according to claim 7, characterized in that the intermediate annealing after the 1st cold rolling is carried out at a temperature of 70-130 ° C below the transformation temperature α / (α + β) and the final annealing at a temperature of 120-270 ° C below the transformation temperature α / (α + β).

9. The method according to claim 8, characterized in that the particles of the second phase Zr (Nb, Fe) ₂ comprise not more than 1 vol.% And have an average diameter of not more than 0.05 μm and a texture with the ratio of the components of the base pole in radial and tangential directions, f _r / f _t , more than 0.9.

10. The method according to claim 8, characterized in that the particles of the second phase Zr (Nb, Fe) ₂ have an average diameter of not more than 0.05 μm and a texture with the ratio of the components of the base pole in the radial and tangential directions, f _r / f _t , 0.9-1.3.

11. The pipe is made of an alloy based on zirconium, characterized in that the pipe is made according to the method of claim 1 and the alloy contains 2.5-2.8 wt.% Niobium, 0.1-0.13 wt.% Oxygen, 0.05 -0.13 wt.% Iron, impurities - <0.0005 wt.% Hydrogen, <0.0065 wt.% Nitrogen, <0.0001 wt.% Chlorine, <0.0125 wt.% Carbon, <0, 0010 wt.% Phosphorus and the rest is zirconium, and has an average volume of the β-Zr phase of at least 10 vol.% And texture with the ratio of the components of the base pole in the radial and tangential directions, f _r / f _t , more than 0.75.

12. The pipe according to claim 11, characterized in that the zirconium-based alloy has an average volume of β-Zr phase of 10-20 vol.% And a texture with the ratio of the components of the base pole in the radial and tangential directions, f _r / f _t , from 0 75 to 0.9.

13. The pipe according to claim 11 or 12, characterized in that the slow hydride cracking rate is less than 6 × 10 ^-8 m / s at 250 ° C, a threshold stress intensity factor of at least 10 MPa / m at 250 ° C, and resistance to viscous fracture , dJ / da, more than 300 MPa at 250 ° C and tensile strength more than 480 MPa at 300 ° C.

14. A pipe made of an alloy based on zirconium, characterized in that the pipe is made according to the method of claim 1 and the alloy contains 0.9-1.2 wt.% Niobium, 1.1-1.42 wt.% Tin, 0.3 -0.47 wt.% Iron, 0.05-0.12 wt.% Oxygen, and impurities - <0.0005 wt.% Hydrogen, <0.0065 wt.% Nitrogen, <0.0001 wt.% Chlorine , <0.0125 wt.% Carbon, <0.0010 wt.% Phosphorus and the rest zirconium, has particles of the second phase Zr (Nb, Fe) ₂ no more than 1 vol.% With an average diameter of not more than 0.05 microns and texture with the ratio of the components of the base pole in the radial and tangential directions, f _r / f _t , more than 0.9.

15. The pipe according to 14, characterized in that the particles of the second phase Zr (Nb, Fe) ₂ have an average diameter of not more than 0.05 μm and a texture with the ratio of the components of the base pole in the radial and tangential directions, f _r / f _t , from 0.9 to 1.3.

16. The pipe according to claim 14 or 15, characterized in that the slow hydride cracking rate is less than 6 × 10 ^-8 m / s at 250 ° C, a threshold stress intensity factor of more than 10 MPa / m at 250 ° C, and resistance to viscous fracture, dJ / da, more than 250 MPa at 250 ° C and tensile strength more than 480 MPa at 300 ° C.