Procédé pour améliorer les propriétés mécaniques de pièces
en alliage.
La présente invention concerne un procédé pour améliorer les propriétés mécaniques d'alliages susceptibles de durcissement structural ayant un point de fusion de plus de 1.00000 et, en particulier, un procédé de traitement sous pression isostatique à chaud pour améliorer les propriétés mécaniques de pièces en alliage moulé, par exemple des organes de moteurs à réaction à l'état neuf ou non, par exemple des pièces faites d'un alliage à base de fer, à base de nickel, à base de cobalt ou à base de titane. L'inven-tion est particulièrement applicable au traitement des superalliages moulés susceptibles de durcissement structural.
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pression, isostatique à chaud pour améliorer les propriétés mécaniques de certains alliages, par exemple des alliages moulés qui comprennent des micropores et/ou d'autres défauts de structure. Suivant le brevet des Etats-Unis d'Amérique <EMI ID=2.1>
de nickel, de cobalt, de fer ou de titane et présentant des discontinuités internes, par exemple de la porosité, des microfissures, des crevasses, etc. peut être améliorée par un traitement sous pression isostatique à une température élevée qui est inférieure à la température entraînant une dégradation sensible des propriétés mécaniques de l'alliage, pendant une durée suffisante pour que les pores se ferment et pour que les parois des pores, fissures et défauts semblables se soudent pas diffusion. Certains superalliages sont cités en. particulier, par exemple les superalliages à base de nickel susceptibles de durcissement structural vendus sous les noms de René 80, René 100, etc.. L'alliage René 80
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0,015% de bore, 3% d'aluminium, 4% de tungstène, 4% de molyb-
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du nickel , tandis que l'alliage René 100 contient 0,17% de
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zirconium, 1% de vanadium et pour le reste du nickel.
Suivant le brevet précité, pour le traitement de pièces moulées en alliage René 80 dans un autoclave chauffé
à 1.218[deg.]C sous une pression manométrique de 690 bars, des éprouvettes de l'alliage sont maintenues au four pendant envi-ron 8 heures et en sont retirées après refroidissement. Les éprouvettes ayant subi le traitement sous pression isostatique à chaud sont comparées à d'autres n'ayant pas subi ce traitement, après la conduite d'un traitement thermique, Les éprouvettes ayant subi ou non le traitement sous pres-
<EMI ID=7.1> pendant 4 heures sous vide et refroidies brusquement sous gaz inerte jusqu'à la température ambiante. Après le dernier refroidissement, les éprouvettes sont mises à vieillir à 1.052[deg.]C pendant 4 heures, refroidies au four jusqu'à
649[deg.]C et maintenues à cette température pendant 1 heure avant d'être refroidies à l'air jusqu'à la température ambiante. Enfin, les éprouvettes des deux espèces sont chauffées à 843[deg.]C pendant 16 heures en atmosphère d'argon et ensuite refroidies jusqu'à la température ambiante..
Les éprouvettes sont ensuite soumises à un essai de rupture par contrainte à 871 [deg.]C sous une contrainte de
3.103 bars. Les résultats montrent-que les éprouvettes n'ayant pas subi le traitement sous pression isostatique à chaud (deux exemplaires) ont une durée de vie moyenne d'environ 41,5 heures et un allongement moyen d'environ 2,5%.
Les éprouvettes ayant subi le traitement sous pression isostatique à chaud (six exemplaires) ont une durée de vie moyenne de 141 heures et un allongement moyen d'environ 11,5%.
Il est donc évident que le traitement sous pression isostatique à chaud appliqué à l'alliage à base de nickel précité améliore nettement ses propriétés de rupture sous <EMI ID=8.1>
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tement sous pression isostatique à chaud est décrite dans
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Processing; Seven Springs, Pa. , Septembre 1972.
Suivant l'article ci-dessus, les propriétés de rupture sous contrainte et la ductilité à la température ambiante des superalliages à base de nickel, par exemple les
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liorées par un traitement sous pression isostatique à chaud à des températures d'environ 1.093 à 1.204[deg.]C pendant 1 à 10
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une température de 1.177 à 1.204[deg.]C étant particulièrement préférée pour une densification à 100% de l'alliage.
Des améliorations semblables sont attribuées à un traitement sous pression isostatique à chaud dans un
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Corporation.
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(14 novembre 1978) décrit un procédé de traitement sous pression isostatique à chaud exécuté de même et aux mêmes fins que ci-dessus, sauf qu'il est'appliqué au relèvement
et au rétablissement des propriétés utiles de pièces ayant déjà servi qui comprennent des défauts, comme des cavités . aux joints de grains ou des dislocations induites par le fluage à haute température, en plus de défauts de coulée, comme
des micropores. Après le traitement sous pression isostati-. que à chaud, l'alliage est soumis à un traitement thermique (ou traitement de formation d'une solution solide et de vieillissement) ramenant les propriétés mécaniques à leurs valeurs initiales.
La proposition d'appliquer un traitement sous pression isostatique à chaud pour améliorer les propriétés mécaniques de pièces moulées en magnésium et en aluminium est faite dans le brevet des Etats-Unis d'Amérique
n[deg.] 3.732.128, suivant lequel la pièce moulée est soumise aux effets de la chaleur et de la pression dans un récipient
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à 690 bars pendant 1 à 72 heures, puis refroidie rapidement tandis que la pression est entretenue. La pièce moulée ainsi traitée est ensuite soumise au vieillissement à
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la pression atmosphérique pour l'amélioration de la résistance mécanique de l'alliage.
Il est dès lors connu que l'exécution d'un traitement sous pression isostatique à chaud, comprenant l'exercice simultané des effets de la chaleur et de la pression, sur des superalliages moulés à la cire perdue améliore sen-
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vées et rend possible de prévoir pour les turbines à gaz des pièces moulées .da très haute qualité en vue d'une application critique des turbines à gaz. Les pièces moulées à la cire perdue ont l'avantage d'améliorer notablement
le rendement de turbines à gaz et de les rendre sensiblement moins onéreuses. L'inflation monétaire généralisée et la raréfaction des combustibles fossiles ont accentué les recherches dans ce domaine.
Il serait intéressant d'améliorer davantage encore les propriétés des alliages susceptibles de durcissement structural, par -exemple les superalliages moulés, en raison des critères toujours plus sévères imposés aux organes � moteurs à réaction exposés à des températures élevées, par exemple les pales de turbines dans la zone chaude des moteurs.
L'invention a pour but de procurer une technique perfectionnée de traitement sous pression isostatique à chaud pour améliorer davantage les propriétés mécaniques, des alliages susceptibles de durcissement structural ayant un point de fusion de plus de 1.000[deg.]C.
. Elle a aussi pour but de procurer la combinaison d'un traitement sous pression isostatique à chaud et d'un traitement thermique pour améliorer nettement les propriétés de rupture sous contrainte des superalliages, par exemple à base de fer, à base de nickel ou à base de cobalt susceptibles de durcissement structural, de même que des superalliages à base de titane.
Ces buts et d'autres de l'invention ressortiront de sa description plus détaillée ci-après.
Dans les dessins:
la Fig. 1 est une vue schématique d'un four de traitement sous pression isostatique à chaud qui permet l'exécution de l'invention;
la Fig. 2 est un diagramme portant en ordonnées,
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droite, le logarithme de cette même grandeur et en abscisses la probabilité cumulative en pourcent, qui permet de comparer la durée de vie jusqu'à rupture en heures à une température
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sur un superalliage à base de nickel (René 100) traité conformé.ment à l'invention (triangles noirs) ou n'ayant subi aucun traitement sous pression isostatique à chaud (triangles blancs) ou bien ayant subi un traitement sous pression iso- <EMI ID=24.1>
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la fige 2, mais comparant la durée de vie jusqu'à rupture
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la fige 4 est un diagramme semblable à celui de la Fig. 2, mais relatif à un alliage à base de nickel SEL-15.
D'une manière générale, l'invention concerne un procédé pour améliorer les propriétés mécaniques d'une pièce faite d'un alliage susceptible de durcissement structural qui comprend des défauts. de structure, comme des micropores de moulage et/ou des microfissures et creux aux joints de grains et défauts analogues apparus pendant le service aux températures élevées. L'alliage susceptible de durcissement structural est un alliage ayant un point de fusion de plus de 1.000[deg.]C et, suivant le procédé, on soumet la pièce raite de cet alliage à un traitement à l'autoclave sous pression
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solution solide de l'alliage susceptible de durcissement
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solu de l'alliage pendant une durée au moins suffisante pour supprimer sensiblement les défauts de structure par chauffage et densification, puis on soumet la pièce faite de l'alliage à un traitement thermique in situ par refroi-
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de préférence d'au moins 25[deg.]C par minute, par exemple à
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jusqu'au-dessous de l'intervalle de température de durcissement structural de l'alliage, tandis qu'on entretient la pression superatmosphérique, de façon que la pièce ainsi traitée manifeste une supériorité des propriétés mécaniques sur la même pièce ayant subi le traitement thermique classi- que par refroidissement rapide hors de l'autoclave après <EMI ID=31.1>
Par "défauta de structure", il y a lieu d'entendre des défauts dans des pièces neuves de matériel d'aviation (par exemple des pales de turbines moulées qui comprennent des micropores dus à certaines techniques de moulage à la cire perdue) ou des défauts induits en cours de
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usinées, notamment des microfissures ou cavités aux joints de grains avec peu ou pas de modification des dimensions en cours de service, mais les défauts de structure peuvent comprendre simultanément les défauts existant initialement,
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cours de service par fluage ou aussi les défauts dus à des sollicitations cycliques à température élevée, comme des microfissures de fatigue.
Par exemple, l'invention est applicable au traitement de pièces moulées neuves contenant des micropores qui sont sensiblement supprimés par le traitement sous pression
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phiques sont portées à l'optimum du point de vue de la conduite du traitement thermique en raison du refroidissement rapide in situ sous pression superatmosphérique avant que
la pièce ayant subi le traitement sous pression isostatique
à chaud soit retirée de 1 ' autoclave. La même pièce dans laquelle des défauts sont apparus par fluage ou fatigue en service avant modification sensible des dimensions peut également subir le traitement conforme à l'invention en vue du rétablissement des propriétés altérées. Par conséquent,
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mises en service.
Souvent, une pièce moulée comportant des micropores peut encore satisfaire aux critères de mise en service, par exemple comme pales de turbine ,.et peut donc être utilisée.
Par conséquent, ces pièces présentent les micropores d'origine et les défauts supplémentaires dus au service à température élevée lorsqu'elles sont démontées lors de
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ment de leurs propriétés mécaniques sensiblement aux valeurs initiales par traitement sous pression isostatique à chaud. Lorsqu'il en est ainsi, sensiblement tous les défauts, indépendamment de leur origine, peuvent être supprimés par le traitement sous pression isostatique à chaud, la pièce étant ensuite refroidie rapidement in situ avant de subir
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Le procédé de l'invention est applicable à de nombreux alliages susceptibles de durcissement structural qui sont usinés ou moulés, notamment les alliages à base de fer, à base de nickel, à base de cobalt et à base de titane qui sont susceptibles de durcissement structural.
On trouvera ci-après des exemples de ces divers
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(I) Alliages à base de fer
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Fer pour le reste
Parmi les alliages .ci-dessus, on compte. les aciers inoxydables durcissables par précipitation utilisés pour les pales de compresseurs des turboréacteurs, de même que pour les disques et autres organes de turbines.
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seurs, disques et autres pièces de matériel d'aviation.
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entretenue dama l'autoclave lors du traitement sous pression isostatique à chauvi s'échelonne pour les divers alliages
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l'intervalle de mise en solution solide de l'alliage et
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<EMI ID=54.1> <EMI ID=55.1>
ni,que du métal est limitée par ;le . fluage plut8t que simplement par la limite élastique.
Par conséquent, dans le cas des superalliages à base de fer, à base de nickel et à base de cobalt, la température pour le traitement sous pression isostatique à
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et la pression manométrique est d'environ 345 à environ
3.448 bars, la température et la pression superatmosphérique étant choisies en fonction de l'alliage traité et de la nature des défauts à éliminer. La durée du traitement peut s'échelonner d'environ 30 minutes à 16 heures et est en substance en raison inverse de la température et de la pres-
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est particulièrement importante pour assurer une élimination sensiblement complète des défauts tels que les micropores.
Au terme du traitement sous pression isostatique à chaud, les pièces sont refroidies rapidement in situ à une
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La Fig. 1 représente schématiquement une forme d'appareil qui permet d'appliquer le traitement sous pression isostatique à chaud. La Fig. 1 représente un autoclave
10 comportant une plaque de fond 11 et des plaques de couverture 12 et 13 et abritant un récipient à l'épreuve de
' la pression 14 qui comprend un couvercle résistant à la pression 15 et un fond étroitement adapté 16.
Ce récipient est muni d'une enveloppe isolante de four 17, d'un couvercle isolant de four amovible 18 et d'un fond isolant de four 19. Le récipient est logé à l'intérieur d'une chemise de refroidissement 20 qui comporte une <EMI ID=61.1> de refroidissement 22.
Un support perforé résistant à la chaleur 23, monté
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24 portant les pièces 25 qui doivent être traitées, le râtelier ayant une configuration ouverte assurant la convection régulière 26 indiquée-pendant le traitement sous pression isostatique à chaud et pendant le refroidissement rapide.
La source de chaleur comprend des éléments chauffants 27, par exemple en graphite, agencés sous le support, une soufflante 28 entretient une convection forcée de gaz inerte chauffé dans le four autour du râtelier. Un thermo-
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au voisinage du râtelier et des pièces, la sortie pour les thermocouples étant indiquée en 30.
L'appareil comprend également une source d'énergie
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sous pression 31 et un raccord 32 pour l'adaptation d'un appareil à vide permettant de chasser l'atmosphère ambiante
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Pour le traitement de pièces faites d'un superalliage à base de nickel, le four est chauffé jusqu'à environ 1.315[deg.]C après que la chambre a été remplie d'un gaz inerte, comme l'.argon ou l'hélium. Des pressions manométri-
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tes par les effets combinés de la compression et de la dilatation thermique. Comme la pression du gaz est isostatique, le produit finalement obtenu est sensiblement exempt de distorsion mesurable, à la condition que les défauts de structure internes n'aient pas une dimension excédant une fraction sensible de la section du produit.
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l'invention sont illustrées par les exemples suivants.
EXEMPLE 1. -
Le présent exemple illustre l'importance de refroidir rapidement la pièce faite de l'alliage dans l'autoclave en entretenant la pression isostatique sans interruption pendant le refroidissement rapide jusqu'au-dessous de la température de durcissement structural de l'alliage, qui est en l'occurrence l'alliage René 100 (0,18% C, 10,0% Cr,
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1% V, et Ni pour le reste).
Il convient, de noter que les pales des turbines en superalliage pour la partie chaude d'un moteur sont
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et/ou d'aluminium appliquée par cémentation en paquet. Les pales sont généralement revêtues à une température élevée, qui est d'environ 705 à )..150[deg.]0, en environ 1 à 40 heures, par exemple à 1.050[deg.]C en environ 4 heures, puis refroidies lentement. Ces techniques de revêtement sont décrites dans les brevets des Etats-Unis d'Amérique n[deg.] 3.257.230, 3.716.358 et 3.999.956.
Pour établir une comparaison entre le procédé de l'invention et le procédé non conforme à l'invention, on exécute le traitement sous pression isostatique à chaud sur des pales de turbines en substance à la même température et sous la même pression, sauf que dans un cas on refroidit
la pièce rapidement dans l'autoclave jusqu'au-dessous de sa température de durcissement structural à partir de la température de traitement sous pression isostatique à chaud et que dans l'autre cas on refroidit la pièce lentement dans l'autoclave jusqu'au-dessous de' sa température de durcissement structural de la manière habituelle.
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dit rapidement dans l'autoclave jusque sensiblement audessous de l'intervalle de durcissement structural de l'al-
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alors les pièces de l'autoclave et on les soumet à un traitement thermique dans les conditions de température, de durée et d'allure de refroidissement habituelles pour la cémentation en paquet du genre indiqué ci-dessus, ce trai-
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4 heures, avec refroidissement au four au terme de l'opération. La température pour le traitement sous pression isostatique à chaud est d'environ 93% du point.de fusion absolu de l'alliage. Après le traitement thermique décrit ci-
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pendant 4 heures, après quoi on les met à refroidir à l'air.
n est ainsi évident que le traitement thermique particulier succédant au traitement sous pression isostatique
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à la cémentation en paquet. L'invention n'est toutefois
pas limitée à cet aspect. En d'autres termes, le traitement thermique succédant au traitement sous pression isostatique à chaud peut comprendre simplement un traitement thermique de vieillissement direct à l'extérieur de l'autoclave ou tout autre traitement thermique désiré.
(2) Procédé non conforme à l'invention
On exécute deux traitements distincts, à savoir:
(A) un traitement sous pression isostatique à chaud classique, et (B) le traitement thermique de la pièce sans traitement sous pression isostatique à chaud.
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puis on les refroidit lentement à une allure de moins de
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<EMI ID=82.1>
dir rapidement dans un flux de gaz. Ensuite, on exécute le cycle thermique normal prévu pour revêtir les pales, comme décrit ci-dessus,en amenant les pièces à une température de 1.052[deg.]C pour une durée de 4 heures, puis en les refroidissant au four et en les soumettant ensuite à un vieillissement à 843[deg.]C pendant 4 heures avant le refroidissement dans l'air.
(B) Pour le traitement thermique des pièces ne subissant pas le traitement sous pression isostatique à chaud, on soumet les pièces d'abord au traitement thermique simulé . de la cémentation en paquet, c'est-à-dire qu'on les chauffe à 1.052[deg.]C pendant 4 heures, puis qu'on les refroidit au <EMI ID=83.1>
4 heures et enfin un refroidissement à l'air.
Après les différents traitements ci-dessus, on prépare des éprouvettes des pièces qui n'ont pas subi le traitement sous pression isostatique à chaud et des
pièces qui ont subi le traitement sous pression isostatique
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les utilise pour des.essais de rupture par contrainte à
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sous une contrainte de 2.000 bars.
Le traitement sous pression isostatique à chaud est symbolisé _par TPIC et la striction ou réduction de section est symbolisée par la durée est la durée de vie.
Les résultats obtenus sont rassemblés aux tableaux suivants.
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'il ressort du tableau I que le traitement sous pression isostatique à chaud conforme à l'invention conduit à une moyenne géométrique surprenante de la durée de vie jus-
qu'à rupture par contrainte à 760[deg.]C sous 5.861 bars, qui est
de 322,1 heures contre 128,1 heures en l'absence de traite.ment sous pression isostatique à chaud et dé 182,8 heures après un traitement sous,pression isostatique à chaud classique.
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qui est alliage? à base de nickel susceptible de durcisse-
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sensiblement du nickel.
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On soumet les pièces faites de l'alliage au trai-
<EMI ID=92.1>
près 90% du point de fusion absolu de l'alliage) pendant
2 heures sous une pression, manométrique de 2.000 bars, puis on les refroidit rapidement dans l'autoclave jusque. sensiblement au-dessous de 1 ' intervalle de durcissement structural
<EMI ID=93.1>
les pièces de l'autoclave et ou les soumet au traitement
<EMI ID=94.1>
res avant de les laisser refroidir a l'air.
<EMI ID=95.1>
On exécute deux traitements distincts, savoir:
(A) un traitement sous pression isostatique à chaud classique, et (B) un traitement thermique sans traitement sous pression <EMI ID=96.1>
<EMI ID=97.1>
<EMI ID=98.1>
durée de 2 heures sous une pression manométrique d'environ <EMI ID=99.1> <EMI ID=100.1>
4 heures et on refroidit sous vide. Ensuite, on soumet les pièces au traitement thermique simulé représentatif de la cémentation en paquet, c'est-à-dire qu'on les chauffe à
1.052'C pendant 4 heures, puis qu'on les laisse refroidir
<EMI ID=101.1>
pendant 4 heures avant le refroidissement à l'air.
(B) Pour le traitement thermique sans traitement sous pression isostatique à chaud, on soumet les pièces d'abord au traitement thermique simulé à 1.052 C pendant 4 heures avec refroidissement au four, puis au vieillissement à 780[deg.]C pendant 4 heures avec refroidissement à l'air.
On prépare les pièces en vue d'un essai de fluage
(diamètre de 2,54 mm) à 760[deg.]C sous une contrainte de
5.861 bars.
Les résultats sont rassemblés au tableau ni, qui est également concerné par la Fig. 4.
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<EMI ID=103.1>
valeur étonnament élevée de la moyenne géométrique de la durée jusqu'à rupture par contrainte, à savoir de 156,9 heures contre 23,4 heures pour le traitement sous pression
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de traitement sous pression isostatique à chaud, le procédé
de l'invention assurant avec une limite de fiabilité de 98% une durée de 74,1 heures, tandis que la durée est de 3,1 heures pour le traitement sous pression isostatique à chaud classique et de 50,1 heures en l'absence de traitement sous pression isostatique à chaud. Dans le présent exemple, les propriétés manifestées aux températures élevées par des
pales en alliage SEL-15 ne sont pas améliorées par le traitement sous pression isostatique à chaud classique et le traitement thermique qui lui succède, la comparaison étant établie avec les mêmes pales subissant le cycle thermique
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traitement de vieillissement. Tel n'est toutefois pas le cas de l'exemple 1.
<EMI ID=106.1>
vention est qu'elle permet, de manière reproductible. d'améliorer nettement ou de rétablir omplètement les propriétés mécaniques aux températures élevées de très nombreux superalliages, ce qui n'est généralement pas le cas des traitements sous pression isostatique à chaud effectués de façon classique. Cette distinction ressort d'un examen de l'exemple 2 (voir Fig. 4) qui montre qne l'alliage SEL-15, lorsqu'il n'a pas subi de traitement sous pression isostatique à chaud, sa trouve dans un état supérieur à celui où il parvient après un traitement sous pression isostatique à chaud classique et un traitement thermique, alors que dans l'exemple 1 (voir <EMI ID=107.1>
ment sous pression isostatique à chaud classique.
Un autre avantage de l'invention est que le procédé permet d'effectuer après le traitement sous pression iso- statique à chaud des traitements thermiques plus styles, ce qui n'est généralement pas le cas lorsqu'on applique
un traitement sous pression isostatique à chaud classique. �_3.-
<EMI ID=108.1>
des pièces faites d'un alliage à base de fer, par exemple l'alliage dit A-286 de la composition nominale suivante:
<EMI ID=109.1>
<EMI ID=110.1>
<EMI ID=111.1>
<EMI ID=112.1>
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<EMI ID=114.1>
de 1.658 kelvins. La température calculée pour le traitement
<EMI ID=115.1>
est à peu près la température de formation de la solution solide de l'alliage.
On soumet une pièce faite de l'alliage à base de
<EMI ID=116.1>
pendant 4 heures sous une pression manométrique de 1.724 bars, après quoi on refroidit la pièce rapidement à plus d'environ
<EMI ID=117.1> li.ssement de l'alliage. Après ce traitement sous pression isostatique à chaud, on soumet l'alliage à un vieillissement à environ 720[deg.]C pendant 16 heures, avant de le refroidir à l'air.
On obtient des résultats similaires avec d'autres alliages susceptibles de durcissement structural, par exemple l'alliage à base de titane dit Ti-6-2-4-6. On trouvera ci-après un exemple de traitement de cet alliage.
EXEMPLE 4.-
Une pièce moulée en titane de la composition cidessus tend à présenter des cavités de retrait, en l'occurrence des micropores, mais peut avoir une qualité radiographique la rendant acceptable dans de nombreux cas où les contraintes sont faibles. Cet alliage à base de titane, qui contient 6% Al, 2% Sn, 4% Zr, 6% Mo, et pour le reste essentiellement du titane, a une température de liquidus de
1.649[deg.]C. Le point de fusion ci-dessus correspond à un point de fusion absolu d'environ 1.922 kelvins. On choisit pour le traitement sous pression isostatique à chaud, une température qui est d'environ 62% du point de fusion absolu
de l'alliage, soit environ 920'0. Par conséquent, on soumet la pièce en alliage à base de titane au traitement sous pression isostatique à chaud à environ 920[deg.]C sous une pression manométrique d'environ 1.931 bars pendant environ
4 heures, après quoi on la refroidit rapidement in situ à
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superatmosphérique jusqu'au-dessous de l'intervalle de durcissement structural.
Après le traitement ci-dessus, on soumet l'alliage à un vieillissement à 593[deg.]C pendant 8 heures, puis au refroidissement à l'air pour atteindre les propriétés mécaniques désirées..
Comme déjà indiqué, l'invention est particulièrement applicable au traitement de superalliages à base de nickel et à base de cobalt qui sont susceptibles de durcissement structural. Un alliage tombant dans un intervalle de composition pondérale typique contient jusqu'à environ 30% de chrome, par exemple environ 5 à 30% de chrome, jusqu' à environ 20% d'un métal du groupe Mo plus W,
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qu'à environ 1% de carbone (de préférence jusqu'à environ 0,5% de carbone), jusqu'à environ 10% d'un métal du groupe Ti plus Al, par exemple environ 0,2 à 10%, la quantité totale de Ti et Al n'excédant pas environ 12%, jusqu'à environ 20% de fer, jusqu'à environ 2% de manganèse, jusqu'à environ 2% de silicium, jusqu'à environ 0,2% de bore, jusqu'à environ 0,1% de zirconium, jusqu'à environ 2% de de hafnium, et pour le reste au moins environ 45% d'au moins un métal du groupe Ni plus Co.
L'expression "et pour le reste au moins environ
45% d'au moins un métal du groupe Ni plus Co" signifie que lorsque les deux métaux sont en présence, leur somme est
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conséquent, le nickel peut être présent seul et le cobalt de même, chacun alors en quantité d'au moins.environ 45%. Lorsqu'ils sont présents ensemble, la quantité de chacun peut avoir une valeur quelconque faisant le complément, à la condition que la somme des deux quantités soit d'au moins environ 45%, sur base pondérale.
Les alliages du type ci-dessus sont généralement soumis à un traitement thermique par exposition à une température de mise en solution solide d'environ 1.080 à 1.125[deg.]C pendant environ 30 minutes à 16 heures, avec ensuite refroidissement au four ou à l'air. Après le traitement de mise en solution solide, l'alliage peut être soumis au durcissement structural (ou durcissement par précipitation), par exemple par vieillissement à une température d'envi-
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24 heures, par exemple pendant 4 à 10 heures.
Bien que divers modes et détails de réalisation aient été décrits pour illustrer l'invention, il va de soi que celle-ci est susceptible de nombreuses variantes et modifications sans sortir de son cadre.
REVENDICATIONS
1.- Procédé pour améliorer les propriétés mécaniques d'une pièce faite d'un alliage susceptible de durcissement structural qui présente des défauts de structure tels que des micropres de coulée et/ou microfissures
ou cavités aux joints de grains apparues pendant le service
à température élevée, l'alliage ayant un point de fusion
<EMI ID=122.1>
<EMI ID=123.1>
ble de durcissement structural à un traitement sous pression isostatique à chaud dans un autoclavc sous une pression superatmosphérique et à une température élevée de mise
en solution solide de cet alliage qui est supérieure à 50%
du point de fusion absolu de l'alliage pendant une durée suffisante pour provoquer une élimination sensible des défauts de structure par chauffage et densification,
on soumet la pièce faite de l'alliage à un traitement thermique in situ par refroidissement rapide à une
allure de plus de 20[deg.]C par minute jusqu'au-dessous de l'intervalle de durcissement structural de l'alliage en maintenant la pièce sous pression superatmosphérique isostatique, et
on soumet l'alliage au durcissement structural après achèvement du traitement sous pression isostatique à
chaud,
de manière à rendre les propriétés mécaniques de cette
pièces supérieures à celles de la même pièce ayant subi le traitement thermique par refroidissement rapide à l'extérieur de l'autoclave et le vieillissement après le traitement isostatique à chaud classique.
Method for improving the mechanical properties of parts
alloy.
The present invention relates to a method for improving the mechanical properties of alloys capable of structural hardening having a melting point of more than 1.00000 and, in particular, to a process of treatment under hot isostatic pressure to improve the mechanical properties of alloy parts molded, for example parts of jet engines whether new or not, for example parts made of an iron-based, nickel-based, cobalt-based or titanium-based alloy. The invention is particularly applicable to the treatment of molded superalloys susceptible to structural hardening.
<EMI ID = 1.1>
pressure, hot isostatic to improve the mechanical properties of certain alloys, for example cast alloys which include micropores and / or other structural defects. According to the patent of the United States of America <EMI ID = 2.1>
of nickel, cobalt, iron or titanium and having internal discontinuities, for example porosity, microcracks, crevices, etc. can be improved by treatment under isostatic pressure at an elevated temperature which is lower than the temperature resulting in a significant degradation of the mechanical properties of the alloy, for a time sufficient for the pores to close and for the walls of the pores to crack and similar defects are not welded diffusion. Certain superalloys are cited in. particular, for example nickel-based superalloys capable of structural hardening sold under the names of René 80, René 100, etc. The René 80 alloy
<EMI ID = 3.1>
0.015% boron, 3% aluminum, 4% tungsten, 4% molyb-
<EMI ID = 4.1>
nickel, while the René 100 alloy contains 0.17%
<EMI ID = 5.1>
<EMI ID = 6.1>
zirconium, 1% vanadium and the rest of the nickel.
According to the aforementioned patent, for the treatment of molded parts of René 80 alloy in a heated autoclave
at 1.218 [deg.] C under a gauge pressure of 690 bars, test pieces of the alloy are kept in the oven for about 8 hours and are removed therefrom after cooling. The test pieces having undergone the treatment under hot isostatic pressure are compared with others which have not undergone this treatment, after carrying out a heat treatment. The test pieces having undergone or not the treatment under pres-
<EMI ID = 7.1> for 4 hours under vacuum and quenched under inert gas to room temperature. After the last cooling, the test pieces are aged at 1.052 [deg.] C for 4 hours, cooled in the oven to
649 [deg.] C and maintained at this temperature for 1 hour before being cooled in air to room temperature. Finally, the test pieces of the two species are heated to 843 [deg.] C for 16 hours in an argon atmosphere and then cooled to room temperature.
The test pieces are then subjected to a stress rupture test at 871 [deg.] C under a stress of
3.103 bars. The results show that the test pieces which have not undergone the treatment under hot isostatic pressure (two copies) have an average service life of approximately 41.5 hours and an average elongation of approximately 2.5%.
The test pieces having undergone the treatment under hot isostatic pressure (six copies) have an average lifetime of 141 hours and an average elongation of approximately 11.5%.
It is therefore obvious that the hot isostatic pressure treatment applied to the aforementioned nickel-based alloy clearly improves its breaking properties under <EMI ID = 8.1>
<EMI ID = 9.1>
hot isostatic pressure is described in
<EMI ID = 10.1>
<EMI ID = 11.1>
<EMI ID = 12.1>
Processing; Seven Springs, Pa., September 1972.
According to the above article, the stress rupture properties and the ductility at room temperature of nickel-based superalloys, for example
<EMI ID = 13.1>
improved by hot isostatic pressure treatment at temperatures of about 1.093 to 1.204 [deg.] C for 1 to 10
<EMI ID = 14.1>
a temperature of 1.177 to 1.204 [deg.] C being particularly preferred for a 100% densification of the alloy.
Similar improvements are attributed to hot isostatic pressure treatment in a
<EMI ID = 15.1>
<EMI ID = 16.1>
<EMI ID = 17.1>
Corporation.
<EMI ID = 18.1>
(November 14, 1978) describes a hot isostatic pressure treatment process carried out in the same way and for the same purposes as above, except that it is applied to raising
and restoring the useful properties of previously used parts which include defects, such as cavities. at grain boundaries or dislocations induced by creep at high temperature, in addition to casting defects, such as
micropores. After treatment under isostati- pressure. that when hot, the alloy is subjected to a heat treatment (or treatment for the formation of a solid solution and for aging) bringing the mechanical properties back to their initial values.
The proposal to apply a hot isostatic pressure treatment to improve the mechanical properties of magnesium and aluminum castings is made in the patent of the United States of America
n [deg.] 3,732,128, according to which the molded part is subjected to the effects of heat and pressure in a container
<EMI ID = 19.1>
at 690 bar for 1 to 72 hours, then cooled rapidly while the pressure is maintained. The molded part thus treated is then subjected to aging at
<EMI ID = 20.1>
atmospheric pressure for improving the mechanical strength of the alloy.
It is therefore known that the execution of a hot isostatic pressure treatment, comprising the simultaneous exercise of the effects of heat and pressure, on super-alloys molded with lost wax improves the
<EMI ID = 21.1>
and makes it possible to provide very high quality molded parts for gas turbines for critical application of gas turbines. Lost wax moldings have the advantage of significantly improving
the efficiency of gas turbines and make them significantly less expensive. Widespread monetary inflation and the scarcity of fossil fuels have intensified research in this area.
It would be interesting to further improve the properties of alloys susceptible to structural hardening, for example molded superalloys, because of the ever more stringent criteria imposed on organs � jet engines exposed to high temperatures, for example turbine blades in the hot engine area.
The object of the invention is to provide an improved technique for treatment under hot isostatic pressure to further improve the mechanical properties, alloys capable of structural hardening having a melting point of more than 1,000 [deg.] C.
. It also aims to provide the combination of a hot isostatic pressure treatment and a heat treatment to clearly improve the stress rupture properties of superalloys, for example iron-based, nickel-based or based cobalt susceptible to structural hardening, as well as titanium-based superalloys.
These and other objects of the invention will emerge from its more detailed description below.
In the drawings:
Fig. 1 is a schematic view of a hot isostatic pressure treatment furnace which allows the execution of the invention;
Fig. 2 is a diagram on the ordinate,
<EMI ID = 22.1>
right, the logarithm of this same quantity and on the abscissa the cumulative probability in percent, which makes it possible to compare the lifetime until rupture in hours at a temperature
<EMI ID = 23.1>
on a nickel-based superalloy (René 100) treated in accordance with the invention (black triangles) or having not undergone any treatment under hot isostatic pressure (white triangles) or else having undergone treatment under iso- < EMI ID = 24.1>
<EMI ID = 25.1>
freeze 2, but comparing the lifetime until rupture
<EMI ID = 26.1>
FIG. 4 is a diagram similar to that of FIG. 2, but relating to a nickel-based alloy SEL-15.
In general, the invention relates to a method for improving the mechanical properties of a part made of an alloy capable of structural hardening which includes defects. structural, such as molding micropores and / or micro-cracks and voids at grain boundaries and similar defects that occurred during service at elevated temperatures. The alloy capable of structural hardening is an alloy having a melting point of more than 1,000 [deg.] C and, according to the method, the finished part of this alloy is subjected to an autoclave treatment under pressure
<EMI ID = 27.1>
solid solution of the alloy capable of hardening
<EMI ID = 28.1>
solu of the alloy for a period at least sufficient to appreciably remove structural defects by heating and densification, then the part made of the alloy is subjected to an in situ heat treatment by cooling
<EMI ID = 29.1>
preferably at least 25 [deg.] C per minute, for example at
<EMI ID = 30.1>
below the structural hardening temperature range of the alloy, while maintaining the superatmospheric pressure, so that the part thus treated manifests superior mechanical properties over the same part having undergone heat treatment conventional by rapid cooling outside the autoclave after <EMI ID = 31.1>
By "structural defect" is meant defects in new parts of aviation equipment (for example molded turbine blades which include micropores due to certain lost wax molding techniques) or faults induced during
<EMI ID = 32.1>
machined, in particular microcracks or cavities at grain boundaries with little or no change in dimensions during service, but structural defects can simultaneously include defects which initially existed,
<EMI ID = 33.1>
during service by creep or also faults due to cyclic stresses at high temperature, such as fatigue microcracks.
For example, the invention is applicable to the treatment of new molded parts containing micropores which are substantially removed by the pressure treatment
<EMI ID = 34.1>
phiques are brought to the optimum from the point of view of the conduct of the heat treatment due to the rapid cooling in situ under superatmospheric pressure before
the part having undergone the treatment under isostatic pressure
is removed from the autoclave. The same part in which defects have appeared by creep or fatigue in service before appreciable modification of the dimensions can also undergo the treatment in accordance with the invention with a view to restoring the altered properties. Therefore,
<EMI ID = 35.1>
put into service.
Often, a molded part with micropores can still meet the commissioning criteria, for example as turbine blades, and can therefore be used.
Consequently, these parts present the original micropores and the additional defects due to high temperature service when they are disassembled during
<EMI ID = 36.1>
ment of their mechanical properties substantially to the initial values by treatment under hot isostatic pressure. When this is the case, substantially all the defects, regardless of their origin, can be eliminated by treatment under hot isostatic pressure, the part then being cooled rapidly in situ before undergoing
<EMI ID = 37.1>
The process of the invention is applicable to many alloys capable of structural hardening which are machined or molded, in particular alloys based on iron, based on nickel, based on cobalt and based on titanium which are susceptible of structural hardening. .
Below are examples of these various
<EMI ID = 38.1>
(I) Iron-based alloys
<EMI ID = 39.1>
Iron for the rest
Among the alloys above, there are. precipitation hardenable stainless steels used for compressor blades in turbojet engines, as well as for discs and other turbine components.
<EMI ID = 40.1>
<EMI ID = 41.1>
<EMI ID = 42.1>
<EMI ID = 43.1>
<EMI ID = 44.1>
<EMI ID = 45.1>
<EMI ID = 46.1>
sisters, records and other parts of aviation equipment.
<EMI ID = 47.1>
maintained in the autoclave during isostatic chauvi pressure treatment, staggered for the various alloys
<EMI ID = 48.1>
<EMI ID = 49.1>
<EMI ID = 50.1>
<EMI ID = 51.1>
the interval for solid solution of the alloy and
<EMI ID = 52.1>
<EMI ID = 53.1>
<EMI ID = 54.1> <EMI ID = 55.1>
nor, that metal is limited by; the. creep rather than simply by the elastic limit.
Consequently, in the case of iron-based, nickel-based and cobalt-based superalloys, the temperature for treatment under isostatic pressure at
<EMI ID = 56.1>
and the gauge pressure is about 345 to about
3,448 bars, the temperature and superatmospheric pressure being chosen according to the alloy treated and the nature of the defects to be eliminated. The duration of treatment can range from approximately 30 minutes to 16 hours and is essentially the opposite of temperature and pressure.
<EMI ID = 57.1>
is particularly important to ensure a substantially complete elimination of defects such as micropores.
At the end of the hot isostatic pressure treatment, the parts are rapidly cooled in situ to a
<EMI ID = 58.1>
<EMI ID = 59.1>
<EMI ID = 60.1>
Fig. 1 schematically represents a form of apparatus which makes it possible to apply the treatment under hot isostatic pressure. Fig. 1 represents an autoclave
10 having a bottom plate 11 and cover plates 12 and 13 and housing a proof-proof container
pressure 14 which includes a pressure resistant cover 15 and a tightly fitted bottom 16.
This container is provided with an insulating oven jacket 17, a removable oven insulation cover 18 and an oven insulation bottom 19. The container is housed inside a cooling jacket 20 which has a <EMI ID = 61.1> cooling 22.
A heat-resistant perforated support 23, mounted
<EMI ID = 62.1>
24 carrying the parts 25 which must be treated, the rack having an open configuration ensuring the regular convection 26 indicated - during the treatment under hot isostatic pressure and during rapid cooling.
The heat source comprises heating elements 27, for example made of graphite, arranged under the support, a blower 28 maintains a forced convection of inert gas heated in the oven around the rack. A thermo-
<EMI ID = 63.1>
<EMI ID = 64.1>
in the vicinity of the rack and the rooms, the outlet for thermocouples being indicated at 30.
The device also includes a power source
<EMI ID = 65.1>
under pressure 31 and a connector 32 for the adaptation of a vacuum device allowing the ambient atmosphere to be removed
<EMI ID = 66.1>
For the treatment of parts made of a nickel-based superalloy, the furnace is heated to approximately 1.315 [deg.] C after the chamber has been filled with an inert gas, such as argon or helium. Manometric pressures
<EMI ID = 67.1>
through the combined effects of compression and thermal expansion. As the pressure of the gas is isostatic, the product finally obtained is substantially free from measurable distortion, provided that the internal structural defects do not have a dimension exceeding a substantial fraction of the section of the product.
<EMI ID = 68.1>
the invention are illustrated by the following examples.
EXAMPLE 1. -
This example illustrates the importance of rapidly cooling the part made of the alloy in the autoclave by maintaining the isostatic pressure without interruption during rapid cooling to below the structural hardening temperature of the alloy, which is in this case the René 100 alloy (0.18% C, 10.0% Cr,
<EMI ID = 69.1>
1% V, and Ni for the rest).
It should be noted that the blades of superalloy turbines for the hot part of an engine are
<EMI ID = 70.1>
and / or aluminum applied by case hardening in a package. The blades are generally coated at an elevated temperature, which is about 705 ° to. 150 [deg.] 0, in about 1 to 40 hours, for example at 1.050 [deg.] C in about 4 hours, and then cooled. slowly. These coating techniques are described in US Pat. Nos. 3,257,230, 3,716,358 and 3,999,956.
In order to establish a comparison between the process of the invention and the process not in accordance with the invention, the treatment is carried out under hot isostatic pressure on turbine blades in substance at the same temperature and under the same pressure, except that in one case we cool
the part quickly in the autoclave to below its structural hardening temperature from the temperature of treatment under hot isostatic pressure and that in the other case the part is cooled slowly in the autoclave until below its structural cure temperature in the usual manner.
<EMI ID = 71.1>
said quickly in the autoclave until appreciably below the structural hardening interval of the
<EMI ID = 72.1>
then the parts of the autoclave and they are subjected to a heat treatment under the conditions of temperature, duration and usual cooling rate for case hardening in the kind indicated above, this treatment
<EMI ID = 73.1>
4 hours, with oven cooling at the end of the operation. The temperature for treatment under hot isostatic pressure is approximately 93% of the absolute melting point of the alloy. After the heat treatment described above
<EMI ID = 74.1>
for 4 hours, after which they are allowed to cool in air.
It is thus obvious that the particular heat treatment succeeding the treatment under isostatic pressure
<EMI ID = 75.1>
to case hardening in a package. The invention is however
not limited to this aspect. In other words, the heat treatment succeeding the heat isostatic pressure treatment may simply comprise a heat treatment for direct aging outside the autoclave or any other heat treatment desired.
(2) Process not in accordance with the invention
Two distinct treatments are carried out, namely:
(A) a conventional hot isostatic pressure treatment, and (B) the heat treatment of the part without hot isostatic pressure treatment.
<EMI ID = 76.1>
<EMI ID = 77.1>
<EMI ID = 78.1>
then they are slowly cooled to a speed of less than
<EMI ID = 79.1>
<EMI ID = 80.1>
<EMI ID = 81.1>
<EMI ID = 82.1>
quickly say in a gas flow. Then, the normal thermal cycle provided for coating the blades, as described above, is carried out, bringing the parts to a temperature of 1.052 [deg.] C for a period of 4 hours, then cooling them in the oven and then subjecting to aging at 843 [deg.] C for 4 hours before cooling in air.
(B) For the heat treatment of parts not subjected to the treatment under hot isostatic pressure, the parts are first subjected to the simulated heat treatment. case hardening, that is to say they are heated to 1.052 [deg.] C for 4 hours, then cooled to <EMI ID = 83.1>
4 hours and finally air cooling.
After the various treatments above, test pieces are prepared of the parts which have not undergone the treatment under hot isostatic pressure and
parts that have undergone isostatic pressure treatment
<EMI ID = 84.1>
uses them for stress rupture tests at
<EMI ID = 85.1>
under a constraint of 2,000 bars.
The hot isostatic pressure treatment is symbolized by TPIC and the necking or reduction of section is symbolized by the duration is the lifetime.
The results obtained are collated in the following tables.
<EMI ID = 86.1>
<EMI ID = 87.1>
'It appears from Table I that the treatment under hot isostatic pressure in accordance with the invention leads to a surprising geometric average of the service life up to
that at rupture by constraint at 760 [deg.] C under 5.861 bars, which is
of 322.1 hours against 128.1 hours in the absence of treatment under hot isostatic pressure and from 182.8 hours after treatment under conventional hot isostatic pressure.
<EMI ID = 88.1>
who is alloy? based on nickel susceptible to hardening
<EMI ID = 89.1>
<EMI ID = 90.1>
substantially nickel.
<EMI ID = 91.1>
The parts made of the alloy are subjected to the process
<EMI ID = 92.1>
nearly 90% of the absolute melting point of the alloy) during
2 hours under a pressure, manometric of 2,000 bars, then they are quickly cooled in the autoclave until. substantially below the structural hardening interval
<EMI ID = 93.1>
parts of the autoclave and or subject to treatment
<EMI ID = 94.1>
before allowing them to cool in air.
<EMI ID = 95.1>
Two distinct treatments are carried out, namely:
(A) a conventional hot isostatic pressure treatment, and (B) a heat treatment without pressure treatment <EMI ID = 96.1>
<EMI ID = 97.1>
<EMI ID = 98.1>
duration of 2 hours under a gauge pressure of approximately <EMI ID = 99.1> <EMI ID = 100.1>
4 hours and cooled under vacuum. Then, the parts are subjected to the simulated heat treatment representative of the case hardening in packets, that is to say that they are heated to
1.052'C for 4 hours, then allowed to cool
<EMI ID = 101.1>
for 4 hours before air cooling.
(B) For the heat treatment without treatment under hot isostatic pressure, the parts are subjected first to the simulated heat treatment at 1.052 C for 4 hours with cooling in the oven, then to aging at 780 [deg.] C for 4 hours with air cooling.
Parts are prepared for a creep test
(diameter of 2.54 mm) at 760 [deg.] C under a stress of
5,861 bars.
The results are collated in table ni, which is also concerned with FIG. 4.
<EMI ID = 102.1>
<EMI ID = 103.1>
surprisingly high value of the geometric mean of the duration until rupture by stress, namely 156.9 hours versus 23.4 hours for pressure treatment
<EMI ID = 104.1>
of hot isostatic pressure treatment, the process
of the invention ensuring with a reliability limit of 98% a duration of 74.1 hours, while the duration is 3.1 hours for treatment under conventional hot isostatic pressure and 50.1 hours in the absence hot isostatic pressure treatment. In the present example, the properties manifested at elevated temperatures by
SEL-15 alloy blades are not improved by the conventional hot isostatic pressure treatment and the heat treatment which follows it, the comparison being established with the same blades undergoing the thermal cycle
<EMI ID = 105.1>
aging treatment. However, this is not the case in Example 1.
<EMI ID = 106.1>
vention is that it allows, reproducibly. markedly improving or completely restoring the mechanical properties at high temperatures of very many superalloys, which is generally not the case with treatments under hot isostatic pressure carried out in a conventional manner. This distinction emerges from an examination of Example 2 (see Fig. 4) which shows that the SEL-15 alloy, when it has not undergone treatment under hot isostatic pressure, is found in a superior state to that where it arrives after a treatment under conventional hot isostatic pressure and a heat treatment, whereas in example 1 (see <EMI ID = 107.1>
conventional hot isostatic pressure.
Another advantage of the invention is that the process makes it possible to carry out more stylish heat treatments after the treatment with isostatic pressure under hot conditions, which is generally not the case when applying
a conventional hot isostatic pressure treatment. � _3.-
<EMI ID = 108.1>
parts made of an iron-based alloy, for example the alloy known as A-286 of the following nominal composition:
<EMI ID = 109.1>
<EMI ID = 110.1>
<EMI ID = 111.1>
<EMI ID = 112.1>
<EMI ID = 113.1>
<EMI ID = 114.1>
of 1,658 Kelvin. The temperature calculated for the treatment
<EMI ID = 115.1>
is approximately the temperature of formation of the solid solution of the alloy.
We submit a part made of the alloy based on
<EMI ID = 116.1>
for 4 hours under a gauge pressure of 1,724 bars, after which the part is rapidly cooled to more than approximately
<EMI ID = 117.1> bonding of the alloy. After this treatment under hot isostatic pressure, the alloy is subjected to aging at approximately 720 [deg.] C for 16 hours, before being cooled in air.
Similar results are obtained with other alloys capable of structural hardening, for example the titanium-based alloy known as Ti-6-2-4-6. An example of the treatment of this alloy is given below.
EXAMPLE 4.-
A titanium molded part of the above composition tends to have withdrawal cavities, in this case micropores, but can have a radiographic quality making it acceptable in many cases where the stresses are low. This titanium-based alloy, which contains 6% Al, 2% Sn, 4% Zr, 6% Mo, and for the rest essentially of titanium, has a liquidus temperature of
1.649 [deg.] C. The above melting point corresponds to an absolute melting point of approximately 1,922 Kelvin. For the treatment under hot isostatic pressure, a temperature which is approximately 62% of the absolute melting point is chosen.
of the alloy, or approximately 920'0. Consequently, the titanium-based alloy part is subjected to treatment under hot isostatic pressure at approximately 920 [deg.] C under a gauge pressure of approximately 1,931 bars for approximately
4 hours, after which it is rapidly cooled in situ at
<EMI ID = 118.1>
superatmospheric to below the structural hardening interval.
After the above treatment, the alloy is subjected to aging at 593 [deg.] C for 8 hours, then to air cooling to achieve the desired mechanical properties.
As already indicated, the invention is particularly applicable to the treatment of nickel-based and cobalt-based superalloys which are susceptible to structural hardening. An alloy falling within a typical weight composition range contains up to about 30% chromium, for example about 5 to 30% chromium, up to about 20% of a metal of group Mo plus W,
<EMI ID = 119.1>
only about 1% carbon (preferably up to about 0.5% carbon), up to about 10% of a metal from the group Ti plus Al, for example about 0.2 to 10%, the total amount of Ti and Al not exceeding about 12%, up to about 20% iron, up to about 2% manganese, up to about 2% silicon, up to about 0.2% boron, up to about 0.1% of zirconium, up to about 2% of hafnium, and for the rest at least about 45% of at least one metal from the group Ni plus Co.
The expression "and for the rest at least about
45% of at least one metal from the group Ni plus Co "means that when the two metals are present, their sum is
<EMI ID = 120.1>
therefore, nickel can be present alone and cobalt the same, each then in an amount of at least about 45%. When present together, the amount of each may have any complement value, provided that the sum of the two amounts is at least about 45%, on a weight basis.
Alloys of the above type are generally subjected to a heat treatment by exposure to a solid solution temperature of about 1.080 to 1.125 [deg.] C for about 30 minutes to 16 hours, followed by cooling in the oven or the air. After the solid solution treatment, the alloy may be subjected to structural hardening (or precipitation hardening), for example by aging at a temperature of around
<EMI ID = 121.1>
24 hours, for example for 4 to 10 hours.
Although various embodiments and details have been described to illustrate the invention, it goes without saying that it is susceptible of numerous variants and modifications without departing from its scope.
CLAIMS
1.- Process for improving the mechanical properties of a part made of an alloy capable of structural hardening which has structural defects such as micropres of casting and / or microcracks
or cavities at the grain boundaries that appeared during service
at high temperature, the alloy having a melting point
<EMI ID = 122.1>
<EMI ID = 123.1>
structural hardening wheat under hot isostatic pressure treatment in an autoclave under superatmospheric pressure and at a high setting temperature
in solid solution of this alloy which is greater than 50%
the absolute melting point of the alloy for a sufficient time to bring about a substantial elimination of structural defects by heating and densification,
the part made of the alloy is subjected to an in situ heat treatment by rapid cooling to a
rate of more than 20 [deg.] C per minute to below the structural hardening interval of the alloy while maintaining the part under isostatic superatmospheric pressure, and
the alloy is subjected to structural hardening after completion of the treatment under isostatic pressure at
hot,
so as to make the mechanical properties of this
parts superior to those of the same part having undergone heat treatment by rapid cooling outside the autoclave and aging after the conventional hot isostatic treatment.