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Il Perfectionnements aux alliages nickel-cuivre "
La présente invention est relative aux alliages constitués, de manière dominante, par du nickel et du cuivre ; est particulièrement applicable, bien qu'elle ne soit pas limitée à ce cas, aux alliages contenant 66% environ de nickel et 30% environ de cuivre et qui sont des alliages naturels en ce sens qu'on les obtient lors du raffinage de certains minerais.
L'addition d'aluminium aux alliages nickel-cuivre améliore certaines de leurs propriétés physiques, la quantité ajoutée étant habituellement de l'ordre de 4 %. De plus, on améliore encore ces propriétés, et en particulier la résistance et la dureté, en soumettant les alliages contenant de l'aluminium à un traitement thermique approprié du type du durcissement par vieillissement ou du durcissement par reprécipitation.
Dans le brèves français n 729.125 du 31 décembre 1931, la demanderesse a décrit l'addition de 1 à 10 % de titane
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aux alliages de nickel, y compris les alliages nickel-cui- vre, pour rendre lesdits alliages susceptibles d'être durcis par traitement thermique et elle a proposé d'ajouter également de l'aluminium comme second agent de durcissement.
La présente invention est fondée sur cette découverte qu'une amélioration inattendue des propriétés des alliages nickel-cuivre-aluminium contenant des quantités relativement petites d'aluminium peut être obtenue si de petites quantités de titane et de carbone sont contenues da'ns les alliages.
Conformément à l'invention, la composition des alliages est la suivante :
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<tb>
<tb> Nickel <SEP> 50 <SEP> à <SEP> 85 <SEP> % <SEP>
<tb> Cuivre <SEP> 45 <SEP> à <SEP> la <SEP> % <SEP>
<tb> Aluminium <SEP> 2 <SEP> à <SEP> 4 <SEP> %
<tb> Titane <SEP> au <SEP> moins <SEP> 0,25 <SEP> %, <SEP> mais,
<tb> moins <SEP> de <SEP> 1 <SEP> %
<tb> Carbone <SEP> 0,05 <SEP> à <SEP> 0,3 <SEP> %
<tb>
Les alliages, comme sensiblement tous les alliages du commerce, contiennent aussi généralement des impuretés telles que le cobalt, le silicium, le manganèse , le fer, le soufre et le phosphore .
Ils peuvent contenir paiement du silicium, du manganèse et du fer en quantités alpérieures à celles pour lesquelles ces éléments constituent de simples impuretés : autrement dit, l'alliage peut être formé d'une composition de base telle que celle définie plus haut et il peut contenir aussi un ou plusieurs des corps suivants : silicium, manganèse et fer, dans les proportions suivantes dans l'alliage final : silicium de 0,05 à 1 % (de préférence de 0,2 à 0,4 %); manganèse de 0,05 à 2 % (de préférence de 0,25 à 0,5 %); fer de 0,05 à 10 % (de préférence de 0,2 1 % ). La présence du magnésium doit être évitée, car ce corps réduit la ductilité des alliages à chaud.
Les propriétés améliorées sont développées dans les alliages par un traitement thermique du type du durcis-
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sement par vieillissement. Les traitements actuelle ment appliqués pour durcir par vieillissement les alliages nickel-cuivre-aluminium, tels que les traitements décrits dans le brevet britannique 250.194, peuvent être appliqués aux alliages faisant l'objet de l'invention, mais il est préférable d'appliquer des traitements comportant un re- froidissement lent contrôlé qui seront décrits ci-après.
L'aluminium et le titane existant dans les alliages sont considérés comme éléments principaux dans le processus de durcissement par vieillissement,tandis que le carbone et, dans une certaine mesure, le silicium, sont considérés comme éléments secondaires dans le processus en question.
Le fer et le manganèse n'affectent en apparence que l'alliage de base. La teneur en titane est critique. Pour qu'ils aient une valeur industrielle, les alliages doivent être capables d'atteindre, par traitement thermique, une dureté minimum d'environ 265 à 300 Brinell sans travail à froid et ils doivent posséder une ductilité satisfaisante à chaud.
Le titane, en quantités inférieures à 0,25 %, donne des duretés qui ne sont pas sensiblement supérieures excelles obtenues avec une matière contenant da l'aluminium seulement. Un alliage contenant environ 2,75 % d'aluminium et 0,50 % de titane atteint facilement des duretés élevées de valeur industrielle . Avec des teneurs décroissantes en aluminium, la teneur en titane doit être augmentée. Toutefois, la teneur en titane ne doit pas être de 1 % ou plus parce que, avec une teneur aussi élevée, les alliages manifestent une tendance au phénomène connu sous le nom de fendillement au centre ("centre splitting") pendant le laminage en petites barres, etc., ce phénomène étant une manifestation de la faible ductilité à chaud.
On obtient un très petit avantage avec une teneur en titane supérieure à 0,75 % . La teneur préférée en titane est comprise entre 0,4 et 0,75 % , avec une teneur en aluminium comprise entre 2,3 et 3,4 %. Dans cette gamme de valeurs, il est préfé-
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rable de rester entre certaines limites pour l'obtention des meilleurs résultats; les alliages préférés ont la composition de base suivante : nickel de 63 à 70 %; cuivre de
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33 à z6 y;alutainium de 2,7 a 5,1)1 ; titane de 0,4 È1. 0,6 ;ô; carbone de 0,13 à 0,20 %.
Voici des alliages types :
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Nickel : 66,14% : 6ô,10% : t 56,45À . G4,6G% Cuivre : 29,83% : 29,69% : 29,26% : 50,07% Aluminium : 2;88% : 2,92% : 2,74% : 2,68% Titane 0,55% : O,51% : O,51% : 0,49%
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<tb>
<tb> Carbone <SEP> 0,14% <SEP> : <SEP> 0,18% <SEP> : <SEP> 0,13% <SEP> : <SEP> 0,14%
<tb> Silicium <SEP> : <SEP> 0,26% <SEP> : <SEP> 0,20% <SEP> : <SEP> 0,31% <SEP> :
<SEP> 0,26%
<tb>
Le carbone joue un rôle important dans l'obtention des propriétés physiques améliorées, bien qu'il ne soit pas aussi important que le titane et l'aluminium. On préfè- re par suite maintenir la teneur en carbone la va leur la plus élevée possible, sans sacrifier la malléabilité à chaud, étant nonne que les teneurs élevées en carbone augmentent la résistance mécanique et la durotê. Alors que le carbone est extrêmement nuisible dans les alliages nickelcuivre à haute teneur en titane, il est extrêmement avanta-
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geux dans un produit préparé conformément la présente invention.
Il n'est pas nécessaire de tremper les alliages faisant l'objet de l'invention avant le vieillissement (et de préférence on ne les trempe pas) à l'effet de les rendre susceptibles de durcir par vieillissement. Habituellement, les alliages ne sont trempés que si l'on désire qu'ils soient doux, c'est-à-dire pour les empêcher de durcir par vieillissement pendant le refroidissement qui suit le travail à chaud ou les opérations de recuit. Les alliages durcissent sensibleuent jusqu'à la même valeur finale,qu'ils aient été ou non soumis une trempe ou une opération quelconque de refroidissement rapide pendant une phase quel-
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conque du procédé.
Pour des raisons de commodité, afin de rendre la matière douce et facile à dresser, à ébarber, à raboter et à rectifier et pour supprimer le risque de formation de cassures ou de criques pendant le réchauffage, on trempe généralement lesbarres, billettes, blooms, après chaque opération de travail à chaud. En général, les objets faits au moyen des alliages subissent un traitement thermique destiné à produire le durcissement par vieillissement après fabrication; toutefois certains objets peuvent subir le traitement thermique avant les opérations finales. Par exemple, des fils élastiques fins peuvent être étirés à froid après le traitement thermique de durcissement,parce que cette opération développe les propriétés physiques les plus accentuées qu'il soit possible d'atteindre dans la matière.
Ce mode opératoire produit également une matière finie avec un lustre plus marqué que celui qui peut être obtenu avec une matière subissant le traitement thermique après étirage à froid. L'usinage de finition peut également être exécuté après le traitement thermique lorsqu'on veut supprimer tout changement de couleur et tout gauchissement se produisant pendant le traitement thermique. La matière ayant subi le traitement thermique peut être ensuite usinée, estampée ou faire l'objet d'une opération de fabrication chaque fois que cela est nécessaire.
Le traitement thermique préféré consiste à maintenir l'alliage pendant un temps compris entre une demi heureet seize heures à une température comprise entre 538 et 660 C, puis à le refroidir de manière continue à 482 C au moins, la vitesse de refroidissement ne dépassant pas 42 C par heure à une température quelconque supérieure à 593 C et ne dépassant pas 28 C par -Meure à une température quelconque inférieure à 593 C. De préférence, la vitesse de re- froidissement à une température quelconque inférieure à
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593 C ne doit pas dépasser 14 C par heure.
Les meilleures propriétés semblant se développer par refroidissement à raison de 8 C par heure jusqu'à 593 C (en partant de la température la plus élevée), puis à raison de 2 C. par heure jusqu'à 426 C. L'amélioration des propriétés mécaniques avec la température décroissante est continue, bien qu'elle se fasse à une vitesse décroissante. C'est ainsi qu'une matière ayant la composition visée par la présente invention et qui a été refroidie lentement à 593 C conformément au traitement thermique perfectionné, aura des propriétés supérieures à celles que l'on aurait obtenues si le refroidisse- ment lent s'était, terminé à 540 C par exemple.
Au-dessous de 426 C, l'amélioration des propriétés est si lente que, pour des raisons pratiques, le refroidissement lent est rarement continué au-dessous de cette température et qu'il est souventinterrompu vers 482 C. On peut tre.lper, refroidir à l'air ou refroidir àune vitesse convenable quelconque l'alliage à partir de la température finale, par exemple de 426 C jusqu'; la température ambiante. Une opération de trempe exécutée après le traitement de durcissement réduit le temps total consacré au traitement thermique.
La température initiale du traitement perfectionné de vieillissement et le temps nécessaire sont considérablement affectés par l'état de travail à froid de la manière à traiter. En gênerai, il est préférable d'adopter des températures initiales d'autant plus basses que le degré de travail à froid est plus grand. Ainsi, un alliage qui se trouve à l'état doux, c'est-à-dire laminé chaud, recuit ou légèrement travailléfroid, acquiert des propriétés voisines du maximum si on le maintient pendant un laps de temps compris entre une demi heure et deux heures une température d'environ 650 C, si on le refroidit à 593 C à raison de 28 C par heure et si on le refroidit ensuite jusqu'^. environ 450 C à raison de 14 C ou moins[par heure .
Un alliage ayant subi
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un degré modéré de travail à froid, comme c'est le cas d'une bande trempée demi-dure, d'une barre étirée à froid, etc.., acquiert des propriétés voisines du maximum lorsqu'il est maintenu à 580 C enyiron pendant de huit à seize heures, puis refroidi à raison de 14 C ou moins par heure jusqu'à 430 0 environ. Bien que ce procédé convienne particulièrement pour une matière modérément travaillée à froid, d'excellents résultats sont également obtenus avec des matières laminées à chaud et recuites, c'est-à-dire avec des matières quiont été finies à une température suffisamment élevée pendant le laminage à chaud ou qui sont à l'état doux pouvant être obtenu par trempe à partir de 760 C ou d'une température plus élevée.
Un alliage ayant subi un travail à froid important, comme c'est le cas du fil et des bandes à ressorts,acquiert des propriétés voisines du maximum lorsqu'il est maintenu à une température voisine de 550 puis refroidi de la même manière que l'alliage modérément travaillé.
Les propriétés des alliages nickel-cuivre-aluminium qui sont améliorées, lorsqu'on les établit avec les compositions ci-dessus définies et qu'on leur fait subir le traitement thermique de la manière décrite , comprennent la ductilité lors du travail à chaud à gne température comprise entre 760 et 12600 C, et le maintien de la résistance mécanique et de la ductilité après exposition à une température élevée pendant de longues périodes de temps. La dureté et la résistance mécanique peuvent être augmentées de 10 à 15 % par rapport à celles des alliages nickelcuivre-alu- minium antérieurs. Les valeurs plus élevées de résistance à la traction sont obtenues sans réduction notable de la ductilité.
Les alliages laminés à chaud conformément à l'invention peuvent être durcis par vieillissement jusqu'à 265 Brinell au moins,une valeur de 300 Brinell environ étant une valeur moyenne. La matière étirée ou laminée à froid,en sections plus petites,par exemple jusquà 25 mm. environ
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d'épaisseur en coupe, atteint en général une dureté Brinell de 325 ou davantage lorsqu'elle a subi le traitement ther- mique de la manière décrite, mais des sections plus grandes laminées à froid ne donnent pas une dureté beaucoup plus élevée que les mêmes sections lorsqu'elles sont laminées à chaud.
Comme exemple de l'amélioration de la ductilité à chaud, on indiquera qu'un alliage établi conformément à l'invention possède une gamne de malléabilité 2 chaud d'environ 450 C, tandis qu'un alliage ayant pratiquement la même composition, mais sans aucune addition de titane, ne possède qu'une, gamne de malléabilité chaud d'environ moitié. Cette différence dans la malléabilité chaud représente la différence entre la matière qui n'est pas malléable du point de vue industriel et la matière qui est malléaole de ce point de vue.
Les alliages faisant l'objet de l'invention conviennent pour la fabrication d'objets très divers comprenant les rouleaux et les billes de roulements, les roulements et les chemins pour ceux-ci, les chaînes à rouleaux, les pièces embouties et les tirants non magnétiques pour la construction des aéroplanes, les sièges de soupapes et les autres organes de soupapes, les tiges de pistons, etc., les manchons de tiges de pistons, les pistons de pompes pour pressions et températures élevées, les plongeurs,les aubes de turbines, les aubages de diaphragmes de turbines,des rondelles de blocage, des fils et dos écrous, des outils,des lames coupantes;
etc.., des épingles et des aiguilles, des ressorts et autres organes élastiques,des pièces d'ins-
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truments pour :.iérop1zlnes,âes tuycres pour brcleurs, des tiges, barres, feuilles, bandes, fils, barres profilées, etc..
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It Improvements in nickel-copper alloys "
The present invention relates to alloys consisting predominantly of nickel and copper; is particularly applicable, although not limited to this case, to alloys containing about 66% nickel and about 30% copper and which are natural alloys in the sense that they are obtained during the refining of certain ores .
The addition of aluminum to nickel-copper alloys improves some of their physical properties, the amount added usually being on the order of 4%. In addition, these properties, and in particular the strength and hardness, are further improved by subjecting the alloys containing aluminum to a suitable heat treatment of the type of aging hardening or reprecipitation hardening.
In French brief n 729.125 of December 31, 1931, the applicant described the addition of 1 to 10% of titanium
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to nickel alloys, including nickel-copper alloys, to render said alloys capable of being hardened by heat treatment and it has proposed to add aluminum as a second hardening agent as well.
The present invention is based on this finding that an unexpected improvement in the properties of nickel-copper-aluminum alloys containing relatively small amounts of aluminum can be obtained if small amounts of titanium and carbon are contained in the alloys.
In accordance with the invention, the composition of the alloys is as follows:
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<tb>
<tb> Nickel <SEP> 50 <SEP> to <SEP> 85 <SEP>% <SEP>
<tb> Copper <SEP> 45 <SEP> to <SEP> the <SEP>% <SEP>
<tb> Aluminum <SEP> 2 <SEP> to <SEP> 4 <SEP>%
<tb> Titanium <SEP> at <SEP> minus <SEP> 0.25 <SEP>%, <SEP> but,
<tb> less <SEP> of <SEP> 1 <SEP>%
<tb> Carbon <SEP> 0.05 <SEP> to <SEP> 0.3 <SEP>%
<tb>
Alloys, like substantially all commercial alloys, also generally contain impurities such as cobalt, silicon, manganese, iron, sulfur and phosphorus.
They can contain payment of silicon, manganese and iron in quantities greater than those for which these elements constitute simple impurities: in other words, the alloy can be formed from a basic composition such as that defined above and it can also contain one or more of the following substances: silicon, manganese and iron, in the following proportions in the final alloy: silicon from 0.05 to 1% (preferably from 0.2 to 0.4%); manganese from 0.05 to 2% (preferably from 0.25 to 0.5%); iron from 0.05 to 10% (preferably 0.2 1%). The presence of magnesium should be avoided, as this body reduces the ductility of hot alloys.
The improved properties are developed in the alloys by a hardening type heat treatment.
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ment by aging. The treatments currently applied to age harden nickel-copper-aluminum alloys, such as the treatments described in British Patent No. 250,194, can be applied to the alloys which are the subject of the invention, but it is preferable to apply treatments comprising slow controlled cooling which will be described below.
Aluminum and titanium existing in alloys are considered primary elements in the aging hardening process, while carbon and to some extent silicon are considered secondary elements in the process in question.
Iron and manganese apparently only affect the base alloy. The titanium content is critical. In order to be of industrial value, the alloys must be capable of achieving, by heat treatment, a minimum hardness of about 265 to 300 Brinell without cold working and they must have satisfactory hot ductility.
Titanium, in amounts less than 0.25%, gives hardnesses which are not significantly higher than those obtained with a material containing aluminum only. An alloy containing about 2.75% aluminum and 0.50% titanium easily achieves high hardnesses of industrial value. With decreasing aluminum contents, the titanium content must be increased. However, the titanium content should not be 1% or more because, with such a high content, the alloys exhibit a tendency to the phenomenon known as "center splitting" during small rolling. bars, etc., this phenomenon being a manifestation of low hot ductility.
A very small advantage is obtained with a titanium content greater than 0.75%. The preferred titanium content is between 0.4 and 0.75%, with an aluminum content between 2.3 and 3.4%. In this range of values, it is preferred to
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rable to stay within certain limits to obtain the best results; the preferred alloys have the following basic composition: nickel from 63 to 70%; copper
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33 to z6 y; alutainium 2.7 to 5.1) 1; titanium 0.4 È1. 0.6; ô; carbon from 0.13 to 0.20%.
Here are some typical alloys:
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Nickel: 66.14%: 6ô, 10%: t 56.45A. G4.6G% Copper: 29.83%: 29.69%: 29.26%: 50.07% Aluminum: 2; 88%: 2.92%: 2.74%: 2.68% Titanium 0.55 %: O, 51%: O, 51%: 0.49%
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<tb>
<tb> Carbon <SEP> 0.14% <SEP>: <SEP> 0.18% <SEP>: <SEP> 0.13% <SEP>: <SEP> 0.14%
<tb> Silicon <SEP>: <SEP> 0.26% <SEP>: <SEP> 0.20% <SEP>: <SEP> 0.31% <SEP>:
<SEP> 0.26%
<tb>
Carbon plays an important role in obtaining the improved physical properties, although it is not as important as titanium and aluminum. It is therefore preferred to keep the carbon content as high as possible, without sacrificing hot workability, since the high carbon content increases mechanical strength and durability. While carbon is extremely harmful in high titanium nickel-copper alloys, it is extremely advantageous.
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geux in a product prepared in accordance with the present invention.
It is not necessary to quench the alloys forming the subject of the invention before aging (and preferably they are not quenched) in order to make them susceptible to hardening by aging. Usually, alloys are quenched only if it is desired to be soft, i.e. to prevent them from aging hardening during cooling following hot working or annealing operations. Alloys substantially harden to the same final value, whether or not they have been subjected to quenching or any rapid cooling operation during any phase.
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conch of the process.
For reasons of convenience, in order to make the material soft and easy to dress, deburr, plan and grind and to eliminate the risk of the formation of breaks or cracks during reheating, bars, billets, blooms, etc. are generally quenched. after each hot work operation. In general, articles made from the alloys undergo heat treatment to produce the aging hardening after fabrication; however, some objects may undergo heat treatment before final operations. For example, fine elastic threads can be cold drawn after the hardening heat treatment, because this operation develops the strongest physical properties achievable in the material.
This procedure also produces a finished material with a higher luster than that obtainable with a material undergoing the heat treatment after cold drawing. The finish machining can also be performed after heat treatment when it is desired to suppress any color change and warping occurring during heat treatment. The heat-treated material can then be machined, stamped or undergo a manufacturing operation whenever necessary.
The preferred heat treatment is to maintain the alloy for a time between half an hour and sixteen hours at a temperature between 538 and 660 C, then continuously cooling it to at least 482 C, the cooling rate not exceeding 42 C per hour at any temperature above 593 C and not exceeding 28 C per hour at any temperature below 593 C. Preferably the cooling rate at any temperature below
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593 C should not exceed 14 C per hour.
The best properties seem to develop by cooling at a rate of 8 C per hour to 593 C (starting from the highest temperature), then at a rate of 2 C. per hour up to 426 C. The improvement of mechanical properties with decreasing temperature is continuous, although it occurs at a decreasing rate. Thus, a material having the composition contemplated by the present invention and which has been cooled slowly to 593 ° C. in accordance with the improved heat treatment will have properties superior to those which would have been obtained if the cooling was slow. 'was finished at 540 C for example.
Below 426 C the improvement in properties is so slow that for practical reasons the slow cooling is seldom continued below this temperature and is often interrupted around 482 C. air cooling or cooling the alloy at any suitable rate from the final temperature, for example 426 C to; Room temperature. A quenching operation performed after the hardening treatment reduces the total time spent on the heat treatment.
The initial temperature of the advanced aging treatment and the time required are greatly affected by the cold working condition of the process. In general, it is preferable to adopt initial temperatures that are lower as the degree of cold work is greater. Thus, an alloy which is in the soft state, that is to say hot rolled, annealed or slightly worked cold, acquires properties close to the maximum if it is maintained for a period of between half an hour and two hours. hours a temperature of about 650 C, if cooled to 593 C at a rate of 28 C per hour and then cooled to ^. about 450 C at 14 C or less [per hour.
An alloy that has undergone
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a moderate degree of cold working, as in the case of a semi-hard tempered strip, a cold drawn bar, etc., acquires properties close to the maximum when it is maintained at 580 C enyiron for eight to sixteen hours, then cooled at 14 C or less per hour to about 430 0. Although this process is particularly suitable for a moderately cold worked material, excellent results are also obtained with hot rolled and annealed materials, i.e. with materials which have been finished at a sufficiently high temperature during processing. hot rolling or which are in a soft state obtainable by quenching from 760 C or higher.
An alloy which has undergone significant cold work, as is the case with wire and spring bands, acquires properties close to the maximum when it is kept at a temperature in the region of 550 and then cooled in the same way as the moderately worked alloy.
The properties of nickel-copper-aluminum alloys which are improved, when established with the compositions defined above and subjected to heat treatment in the manner described, include ductility in hot work with gne. temperature between 760 and 12,600 C, and the maintenance of mechanical strength and ductility after exposure to high temperature for long periods of time. Hardness and mechanical strength can be increased by 10 to 15% compared to those of previous nickel-copper-aluminum alloys. Higher values of tensile strength are obtained without noticeable reduction in ductility.
Hot-rolled alloys according to the invention can be age hardened to at least 265 Brinell, a value of about 300 Brinell being an average value. Cold drawn or cold rolled material, in smaller sections, for example up to 25mm. about
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in section thickness, generally achieves a Brinell hardness of 325 or more when heat-treated as described, but larger cold-rolled sections do not give much higher hardness than the same ones. sections when hot rolled.
As an example of the improvement in hot ductility, it will be pointed out that an alloy made in accordance with the invention has a hot malleability range of about 450 ° C., while an alloy having substantially the same composition, but without no addition of titanium, has only one, about half hot malleability range. This difference in hot malleability represents the difference between material which is not industrially malleable and material which is maleal from this point of view.
The alloys forming the subject of the invention are suitable for the manufacture of a wide variety of objects including rollers and ball bearings, bearings and raceways for them, roller chains, stampings and non-tie rods. Magnets for the construction of airplanes, valve seats and other valve components, piston rods, etc., piston rod sleeves, pistons for high pressure and temperature pumps, plungers, turbine blades , turbine diaphragm blades, lock washers, threads and back nuts, tools, cutting blades;
etc., pins and needles, springs and other elastic members,
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instruments for: .ierop1zlnes, burner pipes, rods, bars, sheets, bands, wires, profiled bars, etc.