CA1314792C

CA1314792C - Procede de fabrication d'une piece en alliage de titane et piece obtenue

Info

Publication number: CA1314792C
Application number: CA000563913A
Authority: CA
Inventors: Edouard Alheritiere; Bernard Prandi
Original assignee: Compagnie Europeenne du Zirconium Cezus SA
Current assignee: Compagnie Europeenne du Zirconium Cezus SA
Priority date: 1987-04-16
Filing date: 1988-04-12
Publication date: 1993-03-23
Anticipated expiration: 2010-03-23
Also published as: EP0287486A1; ZA882635B; BR8801837A; FR2614040B1; US4878966A; DE3861736D1; JPH07116577B2; IL86029A0; DD281422A5; US4854977A; ES2020341B3; JPS63277745A; FR2614040A1; EP0287486B1; IL86029A

Abstract

L'invention concerne un procédé de fabrication d'une pièce en alliage de titane. Elle concerne également la pièce ainsi obtenue. Selon ce procédé, on élabore tout d'abord un lingot de composition (% en masse): Al 3,8 à 5,4 - Sn 1,5 à 2,5 - Zr 2,8 à 4,8 - Mo 1,5 à 4,5 Cr<C2,5 et Cr+V = 1,5 à 4,5 - Fe <2,0 - Si <0,3 - O < 0,15 Ti et les impuretés constituant le solde. On effectue un corroyage à chaud du lingot ainsi élaboré, en procédant à un corroyage de dégrossissage, puis un corroyage final précédé d'un préchauffage dans le domaine béta. On effectue alors un traitement de mise en solution solide de l'ébauche de pièce obtenue en la maintenant à température 10 à 40.degree. C plus faible que son "transus béta" réel. On effectue enfin sur l'ébauche de pièce ou la pièce un revenu de 4 à 12 h entre 550 et 650.degree. C. Les pièces obtenues par ce procédé se distinguent notamment par leur bonne résistance mécanique (Rm et RpO, 2 respectivement au moins égaux à 1200 et 1100 MPa), leur bonne ténacité et leur bonne résistance au fluage à 400.degree. C (sous 600 MPa, allongement de 0,5% en plus de 200 h). Elles peuvent ainsi être destinées à des disques de compresseurs pour systèmes de propulsions d'avions.

Description

13~4792 L'invention concerne un procédé de fabrication d'une piece en alliage de titane à hautes caractéristiques, destinée par exemple à des disques de compresseurs pour systèmes de propulsions d'avions, ainsi que les pièces obtenues.

Le brevet FR 2 144 205 (GB 1356734) décrit un alliage de titane de composition en poids: Al 3 à 7 - Sn 1 à 3 - Zr 1 à 4 - Mo 2 à 6 - Cr 2 à 6 et jusqu'à environ 0,2~ de 0, 6%
de V, 0,5% de Si, le solde é-tant constitué de Ti et d'impuretés, avec de préférence: Al 4,5 à 5,5 - Sn 1,5 à

2,5 - Zr 1,5 à 2,5 - Mo 3,5 à 4,5 - Cr 3,5 à 4,5 - et jusqu'à environ 0,12% d'O. Les pièces forgées correspon-dantes ont été soumises à un double traitement thermique de la solution solide entre 730 et 870 C puis entre 675 et 815 C, suivi d'un "vieillissement thermique" ou revenu entre 595 et 650 C. L'échantillon "4" (Al 5 - Sn 2 - Zr 2 - Mo 4 - Cr 4 - O 0,08~ a les caractéristiques mécaniques suivantes:
- charge de rupture = 1204 MPa; limite élastique à
0,2~ = 1141 MPa;
~ résistance à la propagation des criques = 88 x 34,8/ ~ = 96,9 MPa. ~;
- fluage à 425 C sous 525 MPa = allongement de 0,2% en 7,2 h et de 0,5% en 55 h.
L'allongement de rupture n'est pas indiqué.

En pratique on a constaté que les pièces obtenues à partir de ce type de composition et de ce procédé présentaient souvent des segrégations importantes, se traduisant par des pertes de ductilité et de résistance à la propagation des criques (ténacité) et par ailleurs leurs résistances au fluage ont été trouvées insuffisantes. On a déterminé
notamment que les ségrégations précédentes correspondaient à

" ~

- la - 131~792 des zones enrichies en Cr, causant alors une fragilisation, et qu'un abaissement de Cr conduisait a des propriétés mécani~ues trop faibles.

La Demanderesse a essayé d'obtenir des pièces du même type d'alliage ayant une structure régulière et sans : ségrégations, et ayant des caractéristiques mécaniques à
20 C élevées (Rm - Rpo 2 ~ KlC) avec un allongement suffisant ainsi qu'une tenue au fluage à 400 C nettement a~e ioree.

2 ~ 9 2 Selon l'invention, le problème précédent est résolu au moyen de nouvelles limites de composition et d'un nouveau procédé de transformation, ces limites de composition et les conditions de corroyage à chaud et de traitement thermique étant alors indissociables.

Le premier objet de l'invention est un procédé de fabrication d'lm alliage de titane comprenant les étapes suivantes :
a) on élabore un lingot de composition (% en masse) :
Al 3,8 à 5,4 - Sn 1,5 à 2,5 - Zr 2,8 à 4,8 - Mo 1,5 à 4,5 - Cr inférieur o,u égal à 2,5 et Cr + V = 1,5 à 4,5- Fe ~ 2,0 - Si < 0,3 - 0 < 0,15 -Ti et impuretés : le solde;
b) on effectue un corroyage à chaud du lingot, comprenan~ un corroyagede dégrossissage de ce lingot donnant une ébauche à chaud, suivi d'un corroyage final d'une portion au moins de cette ébauche précédé d'un préchauffage dans le domaine bêta, ce corroyage final donnant une ébauche de la pièce;
c) on effectue un traitement thermique de mise en solution solide de l'ébauche de pièce corroyée à chaud, en la maintenant à une température comprise entre ("transus béta" réel - 40C~ et ("transus béta" réel -10C) puis en la refroidissant à l'ambiante;
d) on effectue ensuite sur l'ébauche de la pièce ou sur la pièce obtenueà partir de cette ébauche un traitement thermique de revenu de 4 à 12 h entre 550 et 650C.

En ce qui concerne l'étape b) l'expression "corroyage à chaud" (= "hot

3 working" = "Warmverformung") concerne toute(s) opération(s) de déformation à chaud, consistant en ou comprenant par exemple du forgeage, du laminage, du matriçage, ou du filage (extrusion).

Les limi~es des teneurs en éléments d'addition ont été ajustées, en fonction des observations effectuées, de facon à fournir les caractéristiques mécaniques élevées désirées, tout en évitant des ségrégations éventuelles sur les pièces transformées. Ces intervalles de teneurs sont commentés ci-après, avec indication d'intervalles 3 -131~7~2 préférentiels qui peuvent être utilisés individuellement ou en combinaison quelconque. Ces intervalles préférentiels correspondent à une augmentation des caractéristiques minimales et dans le cas du fer et de l'oxygène à une sécurité accrue vis à vis des éventuelles fragilités ou manque de ductilité.

Les éléments alphagènes Al et Sn donnent respectivement, en combinaison avec les autres éléments d'addition, des duretés insuffisantes lorsqu'ils sont en teneurs plus faibles que les valeurs minimales choisies, et des précipitations aléatoires ou fréquentes lorsqu'ils sont en teneurs plus fortes que les valeurs maximales fixées; ils ont des teneurs préférentiellement comprises entre 4,5 et 5,4 % pour Al, et entre 1,8 et 2,5 7O pour Sn.

Zr a un rôle durcisseur important, et un effet fragilisant au-dessus de 5%, la teneur en Zr est préférentiellement comprise entre 3,5 et 4,8 /O et de préférence encore entre 4,1 et 4,8 %. Les trois éléments Al, Sn et Zr n'entrainent pas ensemble de fragilité, et on peut remarquer que la somme :
% Al + % Sn/3 + % Zr/6, prise comme référence dans FR 2 144 205 vis à vis de la tendance du composé
Ti3Al à se former, ast égale à 7 pour leurs teneurs maximales.
.~
Mo, légèrement durcissant, a un effet important d'abaissement de la température de transformation de la structure alpha-béta en une structure entièrement béta, appelée ci-après "transus béta". L'abaissement du "transus béta", par exemple d'environ 40C grâce à 4 % Mo, a une influence sur le corroyage à chaud au voisinage de cette température. Mo est de préférence compris entre 2,0 et 4,5 %. V a sensiblement le même rôle que Mo et est durcissant béta par précipitation comme Cr, il est ajouté
de facon optionnelle, (Cr+V) étant maintenu entre 1,5 et 4,5 %. Cr est limité à 2,5 % maximum vis à vis des risques de ségrégation qui, au niveau de Cr = 3,5 à 4,5 % préconisé par FR 2 144 205 (par exemple ségrégations appelées "beta flecks" enrichies en Cr~Zr), ont des effets très défavorables sur la tenue en service, et il est maintenu de préférence au-dessus de 1,5 % au bénéfice de la dureté.

Fe entralne un durcissement par précipitation de composés intermétalliques, ~3~s~

il est connu comme abaissant la tenue au fluage à chaud à haute température (environ 550 à 600~) à cause de ces précipités qui entra;nent ainsi une certaine fragilité. La teneur en Fe est maintenue dans tous les cas en-dessous de 2 %, et est de préférence ajustée entre 0,7 et 1,5 % car elle entraine alors, de façon surprenante, une tenue au fluage à 400C
très améliorée, ce qui est intéressant par exemple pour les pièces utilisées dans les étages "moyenne température" (typiquement 350 à moins de 500C) des compresseurs aeronautiques.

L'augmentation de la teneur en O augmente comme il est connu la résistance mécanique et diminue légèrement la ténacité (KlC), elle est de ce fait limitée à un maximum de O,lS % et de préférence maintenue inférieure ou égale à 0,13 %. Une faible addition de Si améliore la tenue au fluage au niveau de 500-550C, on la limite à 0,3 % maximum dans le cadre de 1 obtention d'une ductilité suffisante.

On a trouvé que des propriétés nettement supérieures étaient obtenues en terminant le corroyage à chaud par un corroyage final, par laminage ou le plus souvent par forgeage ou forgeage matricage, précédé d'un préchauffage dans le domaine béta, c'est-à-dire au moins commencé dans le domaine béta.

Le rapport de corroyage "S/s" (section initiale/section finale) de ce corroyage final est de préférence supérieur ou égal à 2.
; On a trouvé également, et cela va à l'encontre des habitudes, qu'il était préférable de connaître avec une bonne précision, par exemple meilleure que + ou - 10 à 15C, la température de "transus béta" réelle de l'alliage corroyé à chaud. Pour cela, on prélève typiquement des échantillons dans l'ébauche à chaud obtenue par le corroyage de dégrossissage (forgeage ou laminage) et on les porte et maintient à des température différentes échelonnées, puis on les trempe à l'eau et on en examine les structures micrographiquement . Le "transus béta", apprécié éventuellement par intrapolation, est la température à laquelle toute trace de phase alpha disparait. Le "transus beta" réel propre à l'alliage corroyé à chaud, déterminé ainsi expérimentalement, peut être très différent de la température de transus estimée par un calcul (première série d'essais).

Les conséquences de cette connais~ance du "transus béta" réel, désignée :

~3X~792 ainsi ou simplement par "~ransus béta", sur le choix de la température de corroyage final béta (étape b~) puig gur l'aju8tement de la température du traitement de mise en solution solide de l'ébauche de pièce corroyée à chaud (étape d~) sont importanteg: il est en effet fortement préEérable pour l'obtention de la structure et des proprié.és désirées d'effectuer 5 ce traitement de mlse en solution dans le haut du dcmaine de tem~ératures alpha-béta, juste en-des30us du "transus béta" déterminé expérimentalement ou tel qu'il pourrait être déterminé par exemple comme ci-dessus ou encore par essais de forgeage successifs suivis de trempe et d'examens des structures obtenues. Plus précisément, ce traitement de mise en solution 10 est habituellement effectué à une température choisie entre ("transus béta" - 40C) et ("transus béta" - 10C) avec un maintien à température de durée choi~ie habituellement comprise entre 20 min et 2 h et le plus souvent entre 30 min et lh 30 min et cette mise en solution est suivie d'un refroidissement à l'ambiante à l'eau ou plus habituellement à l'air.
15 On fait ensuite un revenu à température choisie entre 550 et 650C, de façon à améliorer l'allongement de rupture A ~/O et la résistance au fluage à 400C tout en conservant une résistance mécanique et une ténacité
suffi9ante9 (Rm ~ ~pO,2 et KlC)-20 Des résultats supérieurs, surtout en ce qui concerne l'allongement A% et la résistance au fluage à 400C, ont été obtenus de façon surprenante en organisant le corroyage à chaud final, si nécessaire en espaçant davantage ses passes de déformations successives, de façon qu'il commence en béta à température supérieure d'au moins 10C à ce "transus béta"
25 et se termine en alpha-béta, tout ce travail se faisant à température proche à plus ou moins 60C dudit "transus béta". I~n pratique, on préfère commencer le corroyage à température comprise entre ("transus béta" +
20C) et ("transus béta" ~ 40C), et le terminer à température inférieure à "transus béta" et au moins égale à ("transus béta" - 50C) ou encore 30 mieux à température comprise entre ("transus béta" - 10C) et ("transus béta" - 40C). On obtient ainsi de façon reproductible une structure fine aiguillée du type alpha béta, correspondant à un état d'homogénéité
et de fines précipitations particulier et contribuant à l'obtention de propriétés remarquables.
Il est préférable d'effectuer au moins la fin du corroyage de dégrossissage 33 à chaud du lingot, avant le corroyage à chaud final qui vient d'être ~ 6 ~3~792 décrit, en alpha-béta entre ("transus bé~a" - 100C) et ("transus béta"
- 20C). On obtient ainsi un meilleur affinage préalable de la microstructure, avec un effet favorable sur la qualité des pièces obtenues en final. La température de fin du corroyage à chaud qui est considérée ici est la température à coeur du produit, appréciée par exemple par étude préalable des microstructures obtenues en faisant varier les conditions de corroyage à chaud final.
Enfin, dans le cas où le corroyage à chaud final est effectué de la façon préférce, les durées et températures de revenu sont typiquement choisies entre 6 et 10 h et entre 570 et 640C.

L'invention a pour deuxième objet le procédé de transformation d'une pièce en alliage de titane, typiquement pour emplois à température ne dépassant pas 500C, correspondant aux conditions préférentielles ci-dessus décrites, avec Fe= 0,7 à 1,5 %, Zr= 3,5 à 4,8 % et de préfére~ce4,1 à 4,8 %, la fin au moins du corroyage de dégrossissage comprenant un forgeage à température comprise entre ("transus béta" - 100C) et ("transus béta" - 20C), ce forgeage produisant un corroyage d'au moins 1,5 et le revenu étant typiquement de 6 h à 10 h entre 580 et 630C.
L'invention a aussi pour troisième objet les pièces remarquables obtenues avec le procédé précédent, deuxième objet de l'invention, avec Zr= 3,5 à 4,8 % et les propriétés mécaniques suivantes :
~` Rm ~ 1200 ~MPa - Rpo 2 >, 1100 MPa - A % >~ 5 - ténacité (= résistance à
la propagation des criques) KlC à 20C ~ 45 MPa.V~ - fluage à 400C sous `~ 25 600 MPa : 0,5 % en plus de 200 h.

Les avantages du procédé de l'invention sont les suivants :
- obtention de façon reproductible d'une structure fine aiguillée, sans ségrégations d'aucune sorte;
- élimination des risques de fragilité;
- obtention simultanée de toutes les caractéris~iques souhaitées ~ structure et caractéristiques mécaniques précédentes.

; 35 ~SSAIS
Première série d'essais (Tableaux 1 à 6) On a élaboré six lingots A~D-E-~-J-K dans un four à électrode consommable, par double fusion, les compositions obtenues sont données par le Tableau '. '' ' ' ' ', .

~31 ~7~

Chaque lingot a subi un premier dégrossissage en béta à 1050C/1100C
du dlamètre initial ~ 200 mm au carré ~ 80 mm. Puis, pour une portion de chacun, un deuxlème dégrossigsage d'a~finage de la structure en alpha-béta par forgeage en méplat de 70x30 mm, à température (température du préchauffage) égale à 50C de moins que la température du transus estimée pour chacun des six alliageg (Tableau 2). Cette egtimation était faite par une règle d'approche interne tenant compte des teneurs en élément~
d'addition.
On a ensuite soumis les échantillons prélevés à ce stade à des chauffages de 30 min à des teMpératures différentes échelonnées de 10 en 10C, suivis chacun d'une trempe à l'eau, et on en a examiné les structures micrographiques. On a ainsi déterminé pour chaque alliage corroyé à chaud la température de disparition dz la phase alpha ou "transus béta" réel (Tableau 2).
15 La température de deuxième dégrossissage en alpha-béta allait en fait selon l'alliage de ("transus béta" - 170C) (repère H) à ("transus béta"
- 40C) (repère ~) ou ("transus béta" - 60C) (repère K).
On a préparé alors trois variantes correspondant à des gammes différentes de transformation et traitement thermique et on en a mesuré les 20 caractéristiques mécaniques, selon les directions longitudinale (L) et éventuellement transversale (T):
1 ga ;,e (tableau 33 : après le forgeage alpha-béta précédent constituant alors le forgeage final, mise en solution 1 h à ("transus béta" - 50C) (Tableau 2) et mesure des caractéristiques mécaniques à l'ambiante dans l'état obtenu; essais de fluage en traction sous 600 MPa à 400C après revenu complémentaire de 8 h à température indiquée pour chaque alliage dans le Tableau 2.
2~ gamme ~Tableau 4) : on a repris des portions des carrés de 80 mM, sauf le carr~ H, issus du premier dégrossissage en béta, et on leur a appliqué un deuxième dégrossissage en alpha-béta en carré ¢l 65 mm, à température ajustée à 50C de moins que le "transus béta" réel déterminé
précédemment (Tableau 2).
Puis on a effectué sur ce carré un forgesge final en plat de 70x30 mm en pPrtant d'un état préchauffé 30 min à ("transus béta" + 10C) et an terminant en alpha-béta, des structures aiguillées fine~ alpha-béta étant obtenues. On a ensuite soumis les pieces à une mise en solution 1 h à
B "transus béta" réel (Tableau 2) - 30 & et u~

8 - ~31~792 revenu de 8 h soit à 550C (A2), soit à 500C (D2-E2-J2-K2). Les caractéristiques mécaniques à 20C et la résistance au fluage à 400C
sont mesurées dans cet état revenu.
3 gamme (Tableau 5) : on a appliqué à une portion des plats de 70x30 mm obtenus dans la deuxième gamme un forgeage final supplémentaire à
60x30 mm en partant de ("transus béta" + 30C) et en terminant aussi en alpha-béta (on a observé micrographiquement des structures aiguillées avec liserés de phase alpha).
On a ensuite effectué, pour chacun des alliages, les mêmes traitements thermiques (mise en solution puis revenu) que dans la deuxième gamme.

L'étude de ces résultats entraine les commentaires suivants :

- les classements des alliages respectivement en résistance mécanique 15 et en tenue au fluage en traction à 400C sont les suivants, pour les 1 et 2 gammes :

Tableau 6 Rm et Rpo 2 durée fluage pour 0,5 % d'allongement 1 gamme Jl-~l-Dl-Kl-Hl-El Kl-El-Dl-Jl-Al-Hl 2 gamme -~ D2-J2-E2-K2-A2 J2-K2-A2-D2-E2 25 Ces classements sont très différents pour les deux gammes. Les échantillons de la 1 gamme ont un forgeage final à plus basse température que les échantillons de la 2 gamme, et en outre ce forgeage a été effectué à
température décalée de facon variable par rapport au "transus bétal' réel de l'alliage : par exemple 110C de moins que ce transus pour Al, et 30 40C de moins pour El.

- K est un témoin centré dans l'analyse préconisée par FR 2 144 205 -H est un autre témoin sans Sn et sans Zr, qui donne dans cette première série une résistance mécanique et une tenue au fluage insuffisantes.
35 - la comparaison des résultats des 1 et 2 gammes montre l'importance d'un forgeage final débutant en béta. La comparaison des résultats des 2 et 3 gammes montre que l'accroissement de la température de début de ce forgeage final au-dessus du "transus béta", entralnant ici une ~3~792 meilleure homogénéisation au préchauffage et une propurtion plus grande du corroyage final dans le ~omaine béta, cause une augmentation notable de la résistance mécanique, avec par conséquent la possibilité d'obtenir un compromis de caractéristiques plus intéressant après ajustement des S conditions de revenu. Ceci montre aussi l'importance d'un réglage précis de la température de forgeage final par rapport au "transus béta" réel de l'alliage.

- les alliages D, J et E paraissent particulièrement intéressants (résistance mécan~que et tenue au fluage observées pour la 2 gamme), sous réserve d'un réglage au-dessus de 550C de la température de rèvenu.
Les deux premiers contiennent respectivement 2, 1 et 1,9 % de fer.

Deuxième série d'essais ~Tableaux 7 à 9~
On a élaboré de nouveaux lingots, avec des teneurs en Al proches de 5 % et des teneurs en Zr plus élevées que ~ans la première série d'essais.
Les compositions des cinq lingots choisis dans ce~ exemple sont données par le Tableau 7. Seul un lingot repéré FB contient du fer, à la teneur de 1,1 %.
Chaque lingot a subi d'abord un premier dégrossissage à la presse en béta à 1050C du diamètre initial ~ 200 mm au carré ~ 40 mm.
On a déterminé les "transus béta" réels des cinq alliages à ce stade, selon la méthode décrite pour la lère série d'essais.
Les carrés de 140 mm~ont ensuite été forgés en carrés de 80 mm à partir d'un préchauffage à ("transus béta" - 50C), puis repris en forgeage final en plat de 70x30 mm en partant de ("transus béta" réel + 30C).
D'après les structures obtenues, la fin de ce forgeage était en alpha-béta, à plus de ("transus béta" - 80C), pour tous les alliages sauf pour KB. On a observé en effet en micrographie de KB une structure tout béta, avec contours des grains béta non modifiés.
Après le forgeage final, les ébauches corroyées à chaud obtanues ont été traitées thermiquement : mise en solution 1 h à ~"transus béta" de l'alliage - 30C) suivie d'un refroidissement à l'air, puis revenu de 8 h à température (Tableau 8) choisie par une procédure ~péciale.

Cette procédure COD~i~tait en de. traltements de p~tite échantillons 7 ~ 2 à des températures échelonnées, suivls de mesures de microdureté Hv 30 g et du tracé de la courbe de dureté en fonction de la température de traitement, la température choisie pour le revenu correspondant alors au minimum de dureté + 10 %.
Les températures de forgeage final et des traitements thermiques sont rassemblées dans le Tableau 8. Leg régultats des essais mécaniques figurent dans le Tableau 9.
L'alliage KB a un allongement A % catastrophique, ce qui montre l'importance de terminer le forgeage final en alpha-béta (structure aiguillée avec li6'~rés alpha), pour avoir une ductilité suifisante. Cet alllage pourrait présenter de l'intérêt si son forgeage final avait été
ralenti de facon à se terminer en alpha-béta.
Parmi les échantillons obtenus, FB et GB présentent les meilleurs compromis des diverses propriétés y compris A % et la ré6istance au fluage à 400C.
15 FB qui est le meilleur des deux, spécialement en fluage (384h pour 0,5 % d'allongement) contient 5,4 % d'Al - 4,2 % de Zr et l,l % de Fe. AB2 présente sur micrographie des ségrégations ("béta flecks") liées à sa teneur de 4,1 % en Cr, ce qui fait préférer des teneurs en Cr au plus égales à 2,5 %, sans que cette condition empêche d'obtenir de bonnes 20 propriétés (résultats de FB).

-B

13~7~2 TA~LEAU 1 - COMPOSITIO~S (1 série d'essais) l l ANALYSE (% en masse) I Rep. ¦ Al I Sn ¦ Zr ¦ Mo ¦ Cr ¦ V ¦ Cr+V ¦ Fe I Si ¦ O
5 1 l l l l l l ¦ A ¦ 4,27 ¦ 2,13 1 3,21 1 2,04 1 <0,01l 4,3 1 4,3 1 2,15 1 <0,01 ¦ 0,125 ¦
¦ D 1 4,331 2,12 ¦ 3,11 ¦ 4,11 ¦ <0,01¦ 4,26 ¦ 4,26 ¦ 2,13 ¦ " ¦ 0,126 ¦
¦ E ¦ 3,96¦ 2,00 ¦ 3,14 ¦ 4,05 ¦ 4,28 1 4,00 ¦ 8,28 ¦ <0,01¦ " ¦ 0,101 ¦
101 H ¦ 4,05 ¦ 0.... ¦ 0 ¦ 3,99 ¦ <0,01¦ 3,91 1 5,94 1 2,03 1 " I 0,124 l l l l l l l l l J 1 4,091 2,00 1 2,94 1 3,95 1 1,99 1 <0,01l 1,99 1 1,91 1 " I 0,119 l' l l l ¦ K ¦ 3,81¦ 1,93 ¦ 3,10 ¦ 3,79 ¦ 4,28 1 <0,01l 4,28 ¦ <0,01¦ " ¦ 0,106 ¦

_ TABLEA~ 2 - 1 série d'essais : température de transus et température de forgeage et de traiteme~ts thermiques de la 1 gamme (C) . . 1 GAMME
Transus "transus béta"
¦ Rep- I béta I réel (d'après ¦ Forgeage ¦ Mise en ¦ Revenu de 8h, ¦ estimé ¦ essals) ¦ alpha-béta¦ solution ¦ avant essai -_ l l l l I

¦ A¦ 840 1 900 ¦ 790 1 850 1 630 ¦ D¦ 810 ¦ 880 ¦ 760 ¦ 830 1 610 ¦ E¦ 810 ¦ 800 ¦ 760 1 750 1 530 . I H1 760 ¦ 880 ¦ 710 1 830 1 610 30l J1 810 1 900 1 750 1 850 1 630 ¦ K¦ 830 ¦ 840 ¦ 780 ¦ 790 1 570 , 13l~792 ____ ____ __ _ .__ ____ _______ o~
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13~7~2 TABI2AU 7 - Compositions (2 sé}ie d'essais) l l Analyse (% en masse)

5 I Rep- I Al I Sn ¦ Zr ¦ Mo ¦ Cr ¦ V ¦ Cr+VI Fe I Si ¦ O
l l l l l l l l l I AB2 ¦ 5,2 ¦ 2,0 ¦ 3,9 ¦ 3,9 ¦ 4,1 I<o,ol 1 4,1 ¦<0,01¦ <0,01 ¦ 0,073 1 ¦ CB ¦ 4,7 ¦ 1,7 ¦ 3,7 1 1,8 ¦2,0 ¦ 2,0 ¦ 4,0 ¦<0,01¦ " ¦ 0,068 ¦
¦ FB ¦ 5,4 ¦ 2,0 1 4,2 1 4,0 12,1 I<o,Ol 1 2,1 ¦ 1,1 ¦ " ¦ 0,072 ¦
l GB ¦ 4,6 ¦ 2,0 1 3,7 1 3,5 11,9 1 1,8 ¦ 3,7 ¦<0,01¦ " ¦ 0,071 ¦
¦ KB I 5,5 ¦ 2,9 ¦ 5,0 ¦ 4,2 ¦4,2 ¦ 4,1 ¦ 8,3 ¦<0,01¦ " ¦ 0,082 ¦

TABLEA~ 8 - 2 série d'essais : "transus béta" réels, températures de forgeage final et des traitements thermiques (C) I AB2 ¦ CB I FB I GB ¦ KB
I
¦ "Transus béta" réel ¦ 870 ¦ 900 ¦ 880 ¦870 1 880 ¦ Début forg`eage final 25l (="tr.béta" + 30C) ¦ 900 ¦930 I glO ¦ 900 1910 ¦ Fin forgeage final ¦ <870 ¦<900 ¦ <880 ¦ <870 ¦ béta ¦ Mise en solution ¦ ("transus béta" + 30C) I 840 1 870 1 850 ¦840 1 850 ¦ Revenu ¦ 600 ¦560 ¦ 620 ¦ 580 ¦600 301 l l l l I _ 13~4792 __ ____ Y a a ~ ô a o ^ ô
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Claims

1. Procédé de fabrication d'une pièce en alliage de titane comprenant les étapes suivantes:

a) on élabore un lingot de composition (% en masse):
Al 3,8 à 5,4 - Sn 1,5 à 2,5 - Zr 2,8 à 4,8 - Mo 1,5 à 4,5 -Cr inférieur ou égal à 2,5 et Cr+V = 1,5 à 4,5 - Fe < 2,0 -Si < 0,3 - O < 0,15 - le solde étant constitué de Ti et d'impuretés;
b) on effectue un corroyage à chaud du lingot, comprenant un corroyage de dégrossissage de ce lingot donnant une ébauche à chaud, suivi d'un corroyage final d'une portion au moins de cette ébauche précédé d'un préchauffage dans le domaine béta, ce corroyage final donnant une ébauche de pièce;
c) on effectue un traitement thermique de mise en solution solide de l'ébauche de pièce corroyée à chaud, en la maintenant à température comprise entre ("transus béta" réel - 40° C) et ("transus béta" réel -10° C) puis en la refroidissant à l'ambiante; et d) on effectue ensuite sur l'ébauche de pièce ou sur la pièce obtenue à partir de cette ébauche un traitement thermique de revenu de 4 h à 12 h entre 550 et 650° C.

2. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que, au plus tard avant l'étape c), on détermine expérimenta-lement le "transus béta" réel de l'alliage corroyé à chaud à
partir d'échantillons prélevés au cours du ou après le corroyage à chaud.

3. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que Al = 4,5 à 5,4; Sn = 1,8 à 2,5 et Zr = 3,5 à 4,8.

4. Procédé selon la revendication 3, dans lequel Zr = 4,1 à
4,8.

5. Procédé selon la revendication 1, 3 ou 4, caractérisé en ce que Mo = 2,0 à 4,5 et Cr = 1,5 à 2,5.

6. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que Fe ? 1,5.

7. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que O = 0,07 à 0,13.

8. Procédé selon la revendication 1, 3 ou 4, caractérisé en ce que Fe = 0,7 à 1,5.

9. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que l'on commence le corroyage à chaud final de l'ébauche ou portion d'ébauche en le commençant à température supérieure d'au moins 10° C au "transus béta" réel et en le terminant à
température inférieure à ce "transus béta", tout ce corroyage se faisant à plus ou moins 60° C dudit "transus béta".

10. Procédé selon la revendication 9, caractérisé en ce qu'on effectue le corroyage à chaud final de l'ébauche ou portion d'ébauche en le commençant à une température comprise entre ("transus béta" réel + 20° C) et ("transus béta" réel + 40° C) et en le terminant à température inférieure à "transus béta" et au moins égale à ("transus béta" réel - 50° C).

11. Procédé selon la revendication 10, caractérisé en ce que l'on termine le corroyage à chaud final à température comprise entre ("transus béta" réel - 10° C) et ("transus béta" réel - 40° C).

12. Procédé selon la revendication 1, 9 ou 10, caractérisé
en ce que l'on effectue au moins la fin du corroyage de dégrossissage du lingot à température comprise entre ("transus béta" réel - 100° C) et ("transus béta" réel -20° C).

13. Procédé selon la revendication 11, caractérisé en ce que l'on effectue sur l'ébauche de pièce ou sur la pièce obtenue à partir de cette ébauche un revenu de 6 à 10 h entre 570 et 640° C.

14. Procédé de fabrication d'une pièce en alliage de titane comprenant les étapes suivantes:

a1) on élabore un lingot de composition (% en masse):
Al 4,5 à 5,4 - Sn 1,8 à 2,5 - Zr 3,5 à 4,8 - Mo 2,0 à 4,5 -Cr 1,5 à 2,5 - et Cr+V = 1,5 à 4,5 - Fe 0,7 à 1,5 - O 0,07 à
0,13 - le solde étant constitué de Ti et des impuretés;

b1) on effectue un corroyage de dégrossissage du lingot donnant une ébauche à chaud finale, dont la fin au moins comprend un forgeage à température comprise entre ("transus béta" réel - 100° C) et ("transus béta" réel - 20° C), le taux de corroyage de ce forgeage étant au minimum de 1,5;

c1) on détermine expérimentalement ladite température "transus béta" réel de l'alliage corroyé à chaud, à partir d'échantillons prélevés sur cette ébauche à chaud forgée;

d1) on effectue un corroyage final de cette ébauche par forgeage et/ou matriçage commençant à une température comprise entre ("transus béta" réel + 20° C) et ("transus béta" réel + 40° C) et en le terminant à température comprise entre ("transus béta" réel - 40° C) et ("transus béta" réel -10° C);

e1) on effectue un traitement thermique de mise en solution solide de l'ébauche de pièce corroyée à chaud ainsi obtenue, en la maintenant à température comprise entre ("transus béta" réel - 40° C) et ("transus béta" réel - 10° C) puis en la refroidissant à l'ambiante;

f1) on effectue ensuite sur l'ébauche de la pièce ou sur la pièce obtenue à partir de cette ébauche un traitement thermique de revenu de 6 h à 10 h à température comprise entre 580 et 630° C.

15. Procédé selon la revendication 14, caractérisé en ce que Zr = 4,1 à 4,8.

16. Pièce en alliage de titane ayant la structure et les caractéristiques mécaniques suivantes:

A) structure fine et régulière alpha-béta;
B) composition (% en masse):

Al 4,5 à 5,4 - Sn 1,8 à 2,5 - Zr 3,5 à 4,8 - Mo 2,0 à 4,5 -Cr 1,5 à 2,5 - Cr+V = 1,5 à 4,5 - Fe 0,7 à 1,5 - O 0,07 à
0,13 - le solde étant constitué de Ti et d'impuretés;
C) Rm ?1200 MPa Rp0,2 ?1000 MPa A % ? 5 K1C à 20° C ? 45 fluage à 400° C sous 600 MPa: 0,5% en plus de 200 h.