CA2771739C - Superalliage base nickel et pieces realisees en ce superalliage - Google Patents
Superalliage base nickel et pieces realisees en ce superalliage Download PDFInfo
- Publication number
- CA2771739C CA2771739C CA2771739A CA2771739A CA2771739C CA 2771739 C CA2771739 C CA 2771739C CA 2771739 A CA2771739 A CA 2771739A CA 2771739 A CA2771739 A CA 2771739A CA 2771739 C CA2771739 C CA 2771739C
- Authority
- CA
- Canada
- Prior art keywords
- superalloy
- alloy
- expressed
- gamma
- nickel
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
- C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
- C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
- C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
- C22C19/056—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 10% but less than 20%
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C1/00—Making non-ferrous alloys
- C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
- C22C1/023—Alloys based on nickel
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F05—INDEXING SCHEMES RELATING TO ENGINES OR PUMPS IN VARIOUS SUBCLASSES OF CLASSES F01-F04
- F05C—INDEXING SCHEME RELATING TO MATERIALS, MATERIAL PROPERTIES OR MATERIAL CHARACTERISTICS FOR MACHINES, ENGINES OR PUMPS OTHER THAN NON-POSITIVE-DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES
- F05C2201/00—Metals
- F05C2201/04—Heavy metals
- F05C2201/0433—Iron group; Ferrous alloys, e.g. steel
- F05C2201/0466—Nickel
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Battery Electrode And Active Subsutance (AREA)
Abstract
Superalliage base nickel de composition suivante, les teneurs des divers éléments étant exprimées en pourcentages pondéraux : - 1,3% <= Al <= 2,8%; - traces <= Co <= 11% ; - 14% <= Cr <= 17%; - traces <= Fe <= 12% ; - 2% <= Mo <= 5% ; - 0,5% <= Nb + Ta <= 2,5% ; - 2,5% <= Ti <= 4,5 % ; - 1% <= W <= 4% ; - 0,0030% <= B <= 0,030% ; - traces <= C <= 0,1% ; et - 0,01% <= Zr <= 0,06% ; le reste étant constitué de nickel et d'impuretés résultant du processus d'élaboration du superalliage, et telle que la composition satisfait à l'équation suivante dans laquelle les teneurs sont exprimées en pourcentages atomiques : 8 <= Al at% + Ti at% + Nb at% + Ta at% <= 11 ; et 0,7 <= (Ti at%+ Nb at% + Ta at%) / Al% at% <= 1,3.
Description
Superalliage base nickel et pièces réalisées en ce superalliage L'invention concerne le domaine des superalliages à base nickel, destinés notamment à la fabrication de pièces pour turbines terrestres ou aéronautiques, par exemple des disques de turbines.
L'amélioration des performances des turbines réclame des alliages de plus en plus performants aux hautes températures. Ils doivent notamment être capables de supporter des températures de fonctionnement de l'ordre de 700 C.
Dans ce but, on a développé des superalliages permettant de garantir de hautes propriétés mécaniques à ces températures (résistance à la traction, résistance au fluage et à l'oxydation, tenue à la propagation de fissures) pour les applications précitées, tout en préservant une bonne stabilité
microstructurale procurant une durée de vie élevée aux pièces ainsi fabriquées.
Les alliages connus pouvant répondre à ce cahier des charges sont généralement très chargés en éléments favorisant la présence de la phase gamma' Ni3(Al, Ti), dont la proportion est souvent supérieure à 45% de la structure. Cela rend ces alliages impossibles à mettre en oeuvre avec des résultats satisfaisants par la voie conventionnelle (voie lingot) où la coulée d'un lingot à partir de métal liquide est suivie par une série de traitements de mise en forme et de traitements thermiques. Ces alliages ne peuvent être obtenus que par métallurgie des poudres, avec l'inconvénient majeur d'un coût d'obtention très élevé.
Pour diminuer les coûts d'obtention, il a été développé des alliages autorisant une mise en oeuvre par voie conventionnelle. Il s'agit notamment du superalliage base nickel connu sous la dénomination UDIMET 720, tel que décrit notamment dans les documents US-A-3 667 938 et US-A-4 083 734. Ce superalliage a typiquement la composition, décrite en pourcentages pondéraux :
- traces :9 Fe :9 0,5%
-12%<_Cr<_20%;
- 13%:5 Co :9 19%
L'amélioration des performances des turbines réclame des alliages de plus en plus performants aux hautes températures. Ils doivent notamment être capables de supporter des températures de fonctionnement de l'ordre de 700 C.
Dans ce but, on a développé des superalliages permettant de garantir de hautes propriétés mécaniques à ces températures (résistance à la traction, résistance au fluage et à l'oxydation, tenue à la propagation de fissures) pour les applications précitées, tout en préservant une bonne stabilité
microstructurale procurant une durée de vie élevée aux pièces ainsi fabriquées.
Les alliages connus pouvant répondre à ce cahier des charges sont généralement très chargés en éléments favorisant la présence de la phase gamma' Ni3(Al, Ti), dont la proportion est souvent supérieure à 45% de la structure. Cela rend ces alliages impossibles à mettre en oeuvre avec des résultats satisfaisants par la voie conventionnelle (voie lingot) où la coulée d'un lingot à partir de métal liquide est suivie par une série de traitements de mise en forme et de traitements thermiques. Ces alliages ne peuvent être obtenus que par métallurgie des poudres, avec l'inconvénient majeur d'un coût d'obtention très élevé.
Pour diminuer les coûts d'obtention, il a été développé des alliages autorisant une mise en oeuvre par voie conventionnelle. Il s'agit notamment du superalliage base nickel connu sous la dénomination UDIMET 720, tel que décrit notamment dans les documents US-A-3 667 938 et US-A-4 083 734. Ce superalliage a typiquement la composition, décrite en pourcentages pondéraux :
- traces :9 Fe :9 0,5%
-12%<_Cr<_20%;
- 13%:5 Co :9 19%
- 2%:9 Mo :9 3,5%
-0,5%<_W<_2,5%;
-1,3%<_AI <_3%;
-4,75%<_Ti <_7%;
- 0,005% <_ C <_ 0,045% pour les versions à bas carbone, la teneur en carbone pouvant monter à 0,15% pour les versions à haut carbone -0,005%<_B<_0,03%;
- traces <_ Mn <_ 0,75% ;
-0,01%<_Zr<_0,08%;
le reste étant du nickel et des impuretés résultant de l'élaboration.
Il a été également mis au point l'alliage connu sous la dénomination TMW
4 dont une composition possible en pourcentages pondéraux est typiquement :
-Cr=15%;
-Co=26,2%;
-Mo=2,75%;
-W=1,25%;
-AI=1,9%;
-Ti=6%;
-C=0,015%;
-B=0,015%;
le reste étant du nickel et des impuretés résultant de l'élaboration.
Les superalliages du type UDIMET 720 ou TMW4 permettent d'atteindre en partie les objectifs visés. A hautes températures ils conservent, en effet, de bonnes propriétés mécaniques, du fait de leurs fortes teneurs en Co, et ces alliages peuvent être obtenus par voie conventionnelle à partir d'un lingot, donc de façon moins onéreuse que par métallurgie des poudres.
Cependant, ils présentent encore un coût élevé en raison, justement, de leur teneur importante en Co qui est généralement comprise entre 12 et 27 %.
De plus, ils restent difficiles à mettre en oeuvre par voie lingot conventionnelle, du fait d'une faible aptitude au forgeage due, notamment, à une fraction volumique de phase gamma' qui reste importante (environ 45%). En effet, à cause de la fraction volumique de phase gamma' importante, les plages de température dans lesquelles un forgeage est possible sans risque de former des criques sont étroites, et elles imposent d'effectuer des remises au four fréquentes pour maintenir en permanence une température convenable pendant le forgeage. Par ailleurs, pour ces alliages le forgeage en supersolvus gamma' (c'est-à-dire au-dessus de la température de solvus gamma' et donc à une température à laquelle
-0,5%<_W<_2,5%;
-1,3%<_AI <_3%;
-4,75%<_Ti <_7%;
- 0,005% <_ C <_ 0,045% pour les versions à bas carbone, la teneur en carbone pouvant monter à 0,15% pour les versions à haut carbone -0,005%<_B<_0,03%;
- traces <_ Mn <_ 0,75% ;
-0,01%<_Zr<_0,08%;
le reste étant du nickel et des impuretés résultant de l'élaboration.
Il a été également mis au point l'alliage connu sous la dénomination TMW
4 dont une composition possible en pourcentages pondéraux est typiquement :
-Cr=15%;
-Co=26,2%;
-Mo=2,75%;
-W=1,25%;
-AI=1,9%;
-Ti=6%;
-C=0,015%;
-B=0,015%;
le reste étant du nickel et des impuretés résultant de l'élaboration.
Les superalliages du type UDIMET 720 ou TMW4 permettent d'atteindre en partie les objectifs visés. A hautes températures ils conservent, en effet, de bonnes propriétés mécaniques, du fait de leurs fortes teneurs en Co, et ces alliages peuvent être obtenus par voie conventionnelle à partir d'un lingot, donc de façon moins onéreuse que par métallurgie des poudres.
Cependant, ils présentent encore un coût élevé en raison, justement, de leur teneur importante en Co qui est généralement comprise entre 12 et 27 %.
De plus, ils restent difficiles à mettre en oeuvre par voie lingot conventionnelle, du fait d'une faible aptitude au forgeage due, notamment, à une fraction volumique de phase gamma' qui reste importante (environ 45%). En effet, à cause de la fraction volumique de phase gamma' importante, les plages de température dans lesquelles un forgeage est possible sans risque de former des criques sont étroites, et elles imposent d'effectuer des remises au four fréquentes pour maintenir en permanence une température convenable pendant le forgeage. Par ailleurs, pour ces alliages le forgeage en supersolvus gamma' (c'est-à-dire au-dessus de la température de solvus gamma' et donc à une température à laquelle
3 la phase gamma' est mise en solution ,) est impossible, car il y aurait un risque d'apparition de criques. Ces alliages ne peuvent être forgés qu'en subsolvus (donc à une température inférieure au solvus gamma'), ce qui conduit à des structures hétérogènes comprenant des fuseaux de phase gamma' et entraînant des défauts de perméabilité lors des contrôles non destructifs aux ultrasons. Pour ces alliages le procédé de forgeage est donc délicat, difficile à maîtriser et coûteux.
Pour réduire les coûts d'obtention, on a développé de nouveaux superalliages de nickel autorisant les applications précitées à des températures d'emploi voisines de 700 C. Un alliage de ce type connu sous la dénomination 718 PLUS , qui est décrit dans le document WO-A-03/097888 a typiquement la composition suivante en pourcentages pondéraux - traces <_ Fe <_ 14% ;
-12%<_Cr<_20%;
- 5%:5 Co :9 12%
- traces <_ Mo <_ 4%;
-traces <_W<_6%;
- 0,6%:5 AI <_ 2,6%;
- 0,4%:5 Ti <_ 1,4%;
Pour réduire les coûts d'obtention, on a développé de nouveaux superalliages de nickel autorisant les applications précitées à des températures d'emploi voisines de 700 C. Un alliage de ce type connu sous la dénomination 718 PLUS , qui est décrit dans le document WO-A-03/097888 a typiquement la composition suivante en pourcentages pondéraux - traces <_ Fe <_ 14% ;
-12%<_Cr<_20%;
- 5%:5 Co :9 12%
- traces <_ Mo <_ 4%;
-traces <_W<_6%;
- 0,6%:5 AI <_ 2,6%;
- 0,4%:5 Ti <_ 1,4%;
-4%<_Nb<_8%;
- traces <_ C <_ 0,1 %;
- 0,003%:5 P <_ 0,03%;
- 0,003%:5 13:5 0,015%;
le reste étant du nickel et des impuretés résultant de l'élaboration.
Pour diminuer les coûts d'obtention dus aux matières premières (éléments d'alliage) utilisées, par rapport aux alliages antérieurs précités, le 718 PLUS a une teneur en Co moins importante. Par ailleurs pour diminuer les coûts d'obtention dus au traitement thermomécanique, la forgeabilité de cet alliage a été
améliorée en diminuant considérablement la fraction volumique de la phase gamma'. L'abaissement de la fraction volumique de phase gamma' s'est, cependant, faite au détriment des propriétés mécaniques à chaud et des performances des pièces en général, qui, de fait, sont nettement inférieures à
celles des alliages précédemment mentionnés.
Dans le domaine des turbines terrestres ou aéronautiques, l'emploi de l'alliage 718 PLUS est donc limité à certaines applications dont les exigences en termes de sollicitations thermo-mécaniques sont moins critiques.
Par ailleurs, l'alliage 718 PLUS possède une teneur élevée en Nb (comprise entre 4 et 8 %), qui est néfaste pour son homogénéité chimique lors de l'élaboration. En effet, le Nb est un élément qui conduit à des ségrégations importantes à l'issue de la solidification. Ces ségrégations peuvent conduire à la formation de défauts d'élaboration (taches blanches). Seules des fenêtres de vitesses de refusion étroites et précises lors de l'élaboration du lingot permettent de réduire ces défauts. L'élaboration du 718 PLUS implique donc un procédé qui est complexe et difficile à maîtriser. Des teneurs élevées en Nb dans les superalliages sont également connues pour être assez néfastes à la propagation de fissures à haute température.
Le but de l'invention est de proposer un alliage ayant un faible coût d'obtention, c'est-à-dire avec un coût en éléments d'alliage moins important que celui d'alliages du type de l'UDIMET 720, et dont l'aptitude au forgeage serait accrue par rapport à des alliages du type de l'UDIMET 720, et ce tout en présentant à hautes températures (700 C) des propriétés mécaniques élevées, c'est à dire supérieures à celles du 718 PLUS. Autrement dit, on vise à
proposer un alliage dont la composition permettrait d'obtenir un compromis entre des propriétés mécaniques à chaud élevées et un coût d'obtention acceptable pour les applications précitées. Cet alliage devrait également pouvoir être obtenu dans des conditions d'élaboration et de forgeage pas trop contraignantes pour fiabiliser cette obtention.
A cet effet, l'invention a pour objet un superalliage base nickel de composition suivante, les teneurs des divers éléments étant exprimées en pourcentages pondéraux -1,3%<_AI <_2,8%;
-traces <_Co <_11 %;
-14%<_Cr<_17%;
-traces <_Fe <_12%;
-2%<_Mo <_5%;
- 0,5%<_Nb +Ta<_2,5%;
-2,5%<_Ti <_4,5%;
-1 %<_W<_4%;
-0,0030%<_B<_0,030%;
-traces <_C<_0,1 %;
- traces <_ C <_ 0,1 %;
- 0,003%:5 P <_ 0,03%;
- 0,003%:5 13:5 0,015%;
le reste étant du nickel et des impuretés résultant de l'élaboration.
Pour diminuer les coûts d'obtention dus aux matières premières (éléments d'alliage) utilisées, par rapport aux alliages antérieurs précités, le 718 PLUS a une teneur en Co moins importante. Par ailleurs pour diminuer les coûts d'obtention dus au traitement thermomécanique, la forgeabilité de cet alliage a été
améliorée en diminuant considérablement la fraction volumique de la phase gamma'. L'abaissement de la fraction volumique de phase gamma' s'est, cependant, faite au détriment des propriétés mécaniques à chaud et des performances des pièces en général, qui, de fait, sont nettement inférieures à
celles des alliages précédemment mentionnés.
Dans le domaine des turbines terrestres ou aéronautiques, l'emploi de l'alliage 718 PLUS est donc limité à certaines applications dont les exigences en termes de sollicitations thermo-mécaniques sont moins critiques.
Par ailleurs, l'alliage 718 PLUS possède une teneur élevée en Nb (comprise entre 4 et 8 %), qui est néfaste pour son homogénéité chimique lors de l'élaboration. En effet, le Nb est un élément qui conduit à des ségrégations importantes à l'issue de la solidification. Ces ségrégations peuvent conduire à la formation de défauts d'élaboration (taches blanches). Seules des fenêtres de vitesses de refusion étroites et précises lors de l'élaboration du lingot permettent de réduire ces défauts. L'élaboration du 718 PLUS implique donc un procédé qui est complexe et difficile à maîtriser. Des teneurs élevées en Nb dans les superalliages sont également connues pour être assez néfastes à la propagation de fissures à haute température.
Le but de l'invention est de proposer un alliage ayant un faible coût d'obtention, c'est-à-dire avec un coût en éléments d'alliage moins important que celui d'alliages du type de l'UDIMET 720, et dont l'aptitude au forgeage serait accrue par rapport à des alliages du type de l'UDIMET 720, et ce tout en présentant à hautes températures (700 C) des propriétés mécaniques élevées, c'est à dire supérieures à celles du 718 PLUS. Autrement dit, on vise à
proposer un alliage dont la composition permettrait d'obtenir un compromis entre des propriétés mécaniques à chaud élevées et un coût d'obtention acceptable pour les applications précitées. Cet alliage devrait également pouvoir être obtenu dans des conditions d'élaboration et de forgeage pas trop contraignantes pour fiabiliser cette obtention.
A cet effet, l'invention a pour objet un superalliage base nickel de composition suivante, les teneurs des divers éléments étant exprimées en pourcentages pondéraux -1,3%<_AI <_2,8%;
-traces <_Co <_11 %;
-14%<_Cr<_17%;
-traces <_Fe <_12%;
-2%<_Mo <_5%;
- 0,5%<_Nb +Ta<_2,5%;
-2,5%<_Ti <_4,5%;
-1 %<_W<_4%;
-0,0030%<_B<_0,030%;
-traces <_C<_0,1 %;
5 -0,01 %:5 Zr:5 0,06%;
le reste étant constitué de nickel et d'impuretés résultant de l'élaboration, et telle que la composition satisfait aux équations suivantes dans lesquelles les teneurs sont exprimées en pourcentages atomiques 8 <_ AI at% + Ti at% + Nb at% + Ta at% <_ 11 0,7 <_ (Ti% at%+ Nb% at% + Ta%at) / AI% at% <_ 1,3 De préférence sa composition satisfait à l'équation suivante dans lesquelles les teneurs sont exprimées en pourcentages atomiques 1 <_ (Ti% at%+ Nb%at% + Ta%at) / AI% at%<_ 1,3 De préférence, il contient en pourcentages pondéraux entre 3 et 12 % de Fe, De préférence, sa composition est, exprimée en pourcentages pondéraux -1,3%<_AI <_2,8%;
-7%<_Co <_ 11 %;
-14%<_Cr<_17%;
-3%<_Fe<_9%;
-2%<_Mo <_5%;
- 0,5%<_Nb +Ta<_2,5%;
-2,5%<_Ti <_4,5%;
-1%<_W<_4%;
- 0,0030%:5 13:5 0,030% ;
-traces <_C<_0,1 %;
-0,01%<_Zr<_0,06%;
et sa composition satisfait aux équations suivantes dans lesquelles les teneurs sont exprimées en pourcentages atomiques 8 <_ AI at% + Ti at%+ Nb at% + Ta at% <_ 11 0,7:9 (Ti at% + Nb at% + Ta at%) / AI at% <_ 1,3 le reste étant constitué de nickel et d'impuretés résultant de l'élaboration.
le reste étant constitué de nickel et d'impuretés résultant de l'élaboration, et telle que la composition satisfait aux équations suivantes dans lesquelles les teneurs sont exprimées en pourcentages atomiques 8 <_ AI at% + Ti at% + Nb at% + Ta at% <_ 11 0,7 <_ (Ti% at%+ Nb% at% + Ta%at) / AI% at% <_ 1,3 De préférence sa composition satisfait à l'équation suivante dans lesquelles les teneurs sont exprimées en pourcentages atomiques 1 <_ (Ti% at%+ Nb%at% + Ta%at) / AI% at%<_ 1,3 De préférence, il contient en pourcentages pondéraux entre 3 et 12 % de Fe, De préférence, sa composition est, exprimée en pourcentages pondéraux -1,3%<_AI <_2,8%;
-7%<_Co <_ 11 %;
-14%<_Cr<_17%;
-3%<_Fe<_9%;
-2%<_Mo <_5%;
- 0,5%<_Nb +Ta<_2,5%;
-2,5%<_Ti <_4,5%;
-1%<_W<_4%;
- 0,0030%:5 13:5 0,030% ;
-traces <_C<_0,1 %;
-0,01%<_Zr<_0,06%;
et sa composition satisfait aux équations suivantes dans lesquelles les teneurs sont exprimées en pourcentages atomiques 8 <_ AI at% + Ti at%+ Nb at% + Ta at% <_ 11 0,7:9 (Ti at% + Nb at% + Ta at%) / AI at% <_ 1,3 le reste étant constitué de nickel et d'impuretés résultant de l'élaboration.
6 PCT/FR2010/051748 De préférence, pour cet alliage, 1 :_ (Ti at% + Nb at% + Ta at%) / AI at% :_ 1,3.
Mieux, la composition de l'alliage est, exprimée en pourcentages pondéraux :
- 1,8%:5 AI :_ 2,8 % ;
Mieux, la composition de l'alliage est, exprimée en pourcentages pondéraux :
- 1,8%:5 AI :_ 2,8 % ;
- 7%:5 Co :_10%;
-14%:_Cr:_17%;
-3,6%:_ Fe :_7%;
- 2%:5 Mo :_4%;
- 0,5%:_Nb +Ta:_2%;
-2,8%:_ Ti :_4,2%;
-1,5%<_W<_3,5%;
- 0,0030%:5 13:5 0,030% ;
- traces :_ C :90,07 % ;
-0,01%:_Zr:_0,06%;
et sa composition satisfait aux équations suivantes dans lesquelles les teneurs sont exprimées en pourcentages atomiques
-14%:_Cr:_17%;
-3,6%:_ Fe :_7%;
- 2%:5 Mo :_4%;
- 0,5%:_Nb +Ta:_2%;
-2,8%:_ Ti :_4,2%;
-1,5%<_W<_3,5%;
- 0,0030%:5 13:5 0,030% ;
- traces :_ C :90,07 % ;
-0,01%:_Zr:_0,06%;
et sa composition satisfait aux équations suivantes dans lesquelles les teneurs sont exprimées en pourcentages atomiques
8:9 AI at% + Ti at%+ Nb at% + Ta at% <_ 11 0,7 :_ (Ti at% + Nb at% + Ta at%) / AI at% :_ 1,3 le reste étant constitué de nickel et d'impuretés résultant de l'élaboration.
Dans certains cas pour cet alliage 0,7 :_ (Ti at% + Nb at% + Ta at%) / AI
at%:_ 1,15 Dans certains cas pour cet alliage, 1 :_ (Ti at% + Nb at% + Ta at%) / AI at%
:_ 1,3.
De préférence, ces superalliages comprennent une fraction de phase gamma' comprise entre 30 et 44% de préférence entre 32 et 42 % et le solvus de la phase gamma' du superalliage est inférieur à 1145 C
De préférence, la composition de l'alliage satisfait l'équation suivante, dans laquelle les teneurs des éléments sont calculées dans la matrice gamma à
700 C et sont exprimées en pourcentage atomique :
0,717 Ni at% + 0,858 Fe at% + 1,142 Cr at% + 0,777 Co at% + 1,55 Mo at% + 1,655 W at% + 1,9 AI at% + 2,271 Ti at% + 2,117 Nb at% + 2,224 Ta at% :_ 0,901.
De préférence, la teneur en Cr (exprimée en pourcentage atomique) est, dans la matrice gamma à 700 C, supérieure à 24 at%.
De préférence, la teneur en Mo + W (exprimée en pourcentage atomique) est >_ 2,8 at% dans la matrice gamma.
L'invention a également pour objet une pièce en superalliage de nickel, caractérisée en ce que sa composition est du type précédent.
Il peut s'agir d'un composant de turbine à gaz aéronautique ou terrestre.
Comme on l'aura compris, l'invention repose sur un équilibrage précis de la composition de l'alliage pour obtenir à la fois des propriétés mécaniques, une facilité de forgeage et de préférence un coût matière de l'alliage aussi modéré que possible, rendant l'alliage adapté à une production économique par la voie lingot classique de pièces pouvant fonctionner sous des sollicitations mécaniques et thermiques élevées, notamment dans les turbines terrestres et aéronautiques.
L'invention va à présent être décrite, en référence à la figure 1 annexée qui montre les forgeabilités respectives (représentées par la striction) mesurées sur des lingots refondus et homogénéisés, à des températures de 1000 à 1180 C, d'alliages selon l'invention et d'un alliage de référence de type UDIMET 720 auquel l'invention vise à se substituer.
Tout en offrant de bonnes propriétés mécaniques, l'alliage selon l'invention a de bonnes aptitudes au forgeage par des teneurs limitées en éléments générant de la phase gamma', et notamment en Nb, pour éviter également des problèmes de ségrégation lors de l'élaboration. Un alliage selon l'invention est par exemple forgeable dans le domaine du supersolvus de l'alliage ce qui permet d'assurer une meilleure homogénéité du métal et de réduire significativement les coûts liés au procédé de forgeage.
Comme on pourra le constater, un superalliage selon l'invention permet, en plus de la réduction des coûts associées aux matières premières, de réduire les coûts relatifs au procédés d'élaboration et aux procédés de traitement thermomécaniques (forgeage et matriçage) d'une pièce réalisée dans ce superalliage.
Les alliages obtenu selon cette invention le sont globalement à relativement faible coût, en tout cas à un coût plus faible que celui des alliages types UDIMET
720, et ce, tout en présentant à hautes températures des propriété mécaniques élevées c'est-à-dire supérieures à des alliages du type 718 PLUS.
L'abaissement de la teneur en Co en dessous de 11 % permet de diminuer considérablement le coût de l'alliage, le Co étant parmi les éléments d'alliage présents massivement dans l'invention, celui qui est le plus onéreux. Pour maintenir de bonnes propriétés mécaniques en fluage et en traction, l'abaissement de la teneur en Co est, d'une part, compensé par un ajustement des teneurs en Ti, Nb, et AI formant la phase durcissante gamma' et, d'autre part, compensé
par un ajustement des teneurs en W et Mo qui viennent durcir la matrice gamma de l'alliage.
Les inventeurs ont pu constater qu'un ajout de Fe en substitution partielle de la teneur en Co (par rapport à des alliages du type UDIMET 720 ou TMW-4) permettait aussi de réduire significativement le coût de l'alliage.
Les inventeurs ont pu constater qu'une teneur optimale de Co était comprise entre 7 et 11 %, mieux 7 à 10%, pour atteindre un accroissement significatif des propriétés mécaniques telle que la résistance au fluage tout en maintenant un faible coût en matières premières, de préférence par l'ajout de 3 à
Dans certains cas pour cet alliage 0,7 :_ (Ti at% + Nb at% + Ta at%) / AI
at%:_ 1,15 Dans certains cas pour cet alliage, 1 :_ (Ti at% + Nb at% + Ta at%) / AI at%
:_ 1,3.
De préférence, ces superalliages comprennent une fraction de phase gamma' comprise entre 30 et 44% de préférence entre 32 et 42 % et le solvus de la phase gamma' du superalliage est inférieur à 1145 C
De préférence, la composition de l'alliage satisfait l'équation suivante, dans laquelle les teneurs des éléments sont calculées dans la matrice gamma à
700 C et sont exprimées en pourcentage atomique :
0,717 Ni at% + 0,858 Fe at% + 1,142 Cr at% + 0,777 Co at% + 1,55 Mo at% + 1,655 W at% + 1,9 AI at% + 2,271 Ti at% + 2,117 Nb at% + 2,224 Ta at% :_ 0,901.
De préférence, la teneur en Cr (exprimée en pourcentage atomique) est, dans la matrice gamma à 700 C, supérieure à 24 at%.
De préférence, la teneur en Mo + W (exprimée en pourcentage atomique) est >_ 2,8 at% dans la matrice gamma.
L'invention a également pour objet une pièce en superalliage de nickel, caractérisée en ce que sa composition est du type précédent.
Il peut s'agir d'un composant de turbine à gaz aéronautique ou terrestre.
Comme on l'aura compris, l'invention repose sur un équilibrage précis de la composition de l'alliage pour obtenir à la fois des propriétés mécaniques, une facilité de forgeage et de préférence un coût matière de l'alliage aussi modéré que possible, rendant l'alliage adapté à une production économique par la voie lingot classique de pièces pouvant fonctionner sous des sollicitations mécaniques et thermiques élevées, notamment dans les turbines terrestres et aéronautiques.
L'invention va à présent être décrite, en référence à la figure 1 annexée qui montre les forgeabilités respectives (représentées par la striction) mesurées sur des lingots refondus et homogénéisés, à des températures de 1000 à 1180 C, d'alliages selon l'invention et d'un alliage de référence de type UDIMET 720 auquel l'invention vise à se substituer.
Tout en offrant de bonnes propriétés mécaniques, l'alliage selon l'invention a de bonnes aptitudes au forgeage par des teneurs limitées en éléments générant de la phase gamma', et notamment en Nb, pour éviter également des problèmes de ségrégation lors de l'élaboration. Un alliage selon l'invention est par exemple forgeable dans le domaine du supersolvus de l'alliage ce qui permet d'assurer une meilleure homogénéité du métal et de réduire significativement les coûts liés au procédé de forgeage.
Comme on pourra le constater, un superalliage selon l'invention permet, en plus de la réduction des coûts associées aux matières premières, de réduire les coûts relatifs au procédés d'élaboration et aux procédés de traitement thermomécaniques (forgeage et matriçage) d'une pièce réalisée dans ce superalliage.
Les alliages obtenu selon cette invention le sont globalement à relativement faible coût, en tout cas à un coût plus faible que celui des alliages types UDIMET
720, et ce, tout en présentant à hautes températures des propriété mécaniques élevées c'est-à-dire supérieures à des alliages du type 718 PLUS.
L'abaissement de la teneur en Co en dessous de 11 % permet de diminuer considérablement le coût de l'alliage, le Co étant parmi les éléments d'alliage présents massivement dans l'invention, celui qui est le plus onéreux. Pour maintenir de bonnes propriétés mécaniques en fluage et en traction, l'abaissement de la teneur en Co est, d'une part, compensé par un ajustement des teneurs en Ti, Nb, et AI formant la phase durcissante gamma' et, d'autre part, compensé
par un ajustement des teneurs en W et Mo qui viennent durcir la matrice gamma de l'alliage.
Les inventeurs ont pu constater qu'un ajout de Fe en substitution partielle de la teneur en Co (par rapport à des alliages du type UDIMET 720 ou TMW-4) permettait aussi de réduire significativement le coût de l'alliage.
Les inventeurs ont pu constater qu'une teneur optimale de Co était comprise entre 7 et 11 %, mieux 7 à 10%, pour atteindre un accroissement significatif des propriétés mécaniques telle que la résistance au fluage tout en maintenant un faible coût en matières premières, de préférence par l'ajout de 3 à
9% de Fe, mieux de 3,6 à 7%, dans la composition. Au-delà de 11 % de Co les inventeurs on pu constater que les performances de l'alliage n'étaient pas significativement améliorées.
Un alliage selon cette composition permet d'atteindre les propriétés mécaniques voisines des alliages les plus performants tels que ceux précités (UDIMET 720 et TMW-4) tout en gardant un faible coût d'obtention puisque, par exemple, il est possible d'atteindre facilement un coût de matières premières inférieur à 24 Ã / kg (coût voisin du 718 PLUS, voir les exemples ci-après).
Pour déterminer le coût des matières premières constituant le métal liquide à
partir duquel le lingot sera coulé et forgé, on a considéré, pour chaque élément, les coûts suivants au kg - Ni : 20 Ã /kg, - Fe : 1 Ã / kg - Cr 14 /kg, - Co : 70 Ã / kg, - Mo :55 Ã /kg, -W :30Ã/kg, -Al :4Ã/kg, -Ti : 11 Ã / kg, -Nb :50Ã/kg, -Ta:130Ã/kg Bien entendu, ces chiffres peuvent fortement varier dans le temps, et l'équation (1) qui va être présentée, par laquelle on a déterminé ce qui représenterait une optimisation de la composition de l'alliage en termes de coût des matières premières, n'a qu'une valeur indicative et ne constitue pas un paramètre devant être strictement respecté pour que l'alliage soit conforme à
l'invention.
Le ratio visé de la somme des teneurs en Ti, Nb et Ta et de la teneur en AI
permet d'assurer un durcissement par solution solide de la phase gamma' tout en évitant le risque d'apparition d'une phase aiguillée dans l'alliage qui pourrait altérer sa ductilité.
Une fraction minimale de phase gamma' (de préférence 30%, mieux 32%) est souhaitée pour obtenir une très bonne tenue en fluage et en traction à 700 C.
La fraction et le solvus de la phase gamma' doivent être cependant, de préférence, respectivement inférieurs à 44% (mieux 42%) et à 1145 C pour que l'alliage conserve une bonne forgeabilité, et aussi pour que l'alliage puisse être en partie forgé dans le domaine supersolvus, c'est-à-dire à une température comprise entre le solvus gamma' et la température de début de fusion.
Les proportions des phases présentes dans l'alliage, telles que les fractions volumiques de phases gamma' et les concentrations molaires des phases TCP
(dont la définition sera donnée plus loin), ont été déterminées, par les inventeurs et en fonction de la composition, en ayant recours à des diagrammes de phases obtenus par des calculs thermodynamiques (au moyen du logiciel THERMOCALC
couramment utilisé par les métallurgistes).
Le paramètre Md, qui est habituellement utilisé comme indicateur de la stabilité des superalliages, doit être inférieur à 0,901 pour conférer à
l'alliage selon l'invention une stabilité optimale. Dans le cadre de l'invention la composition peut donc être ajustée pour atteindre un Md <_ 0,901 sans nuire aux autres propriétés mécaniques de l'alliage. Au-delà de 0,901, l'alliage risque d'être instable, c'est à
dire de donner lieu, au cours d'une utilisation prolongée à la précipitation de phases néfastes, telles que les phases sigma et mu qui fragilisent l'alliage.
Les conditions précitées sur la teneur en Mo + W dans la matrice gamma sont justifiées pour éviter la précipitation de composés intermétalliques fragiles de 5 type sigma ou mu. Les phases sigma et mu lorsqu'elles se développent en quantité excessive, entraînent une réduction importante de la ductilité et de la résistance mécanique des alliages.
Il a également été observé que des teneurs excessives en Mo et W altèrent fortement la forgeabilité de l'alliage et réduisent considérablement le domaine de
Un alliage selon cette composition permet d'atteindre les propriétés mécaniques voisines des alliages les plus performants tels que ceux précités (UDIMET 720 et TMW-4) tout en gardant un faible coût d'obtention puisque, par exemple, il est possible d'atteindre facilement un coût de matières premières inférieur à 24 Ã / kg (coût voisin du 718 PLUS, voir les exemples ci-après).
Pour déterminer le coût des matières premières constituant le métal liquide à
partir duquel le lingot sera coulé et forgé, on a considéré, pour chaque élément, les coûts suivants au kg - Ni : 20 Ã /kg, - Fe : 1 Ã / kg - Cr 14 /kg, - Co : 70 Ã / kg, - Mo :55 Ã /kg, -W :30Ã/kg, -Al :4Ã/kg, -Ti : 11 Ã / kg, -Nb :50Ã/kg, -Ta:130Ã/kg Bien entendu, ces chiffres peuvent fortement varier dans le temps, et l'équation (1) qui va être présentée, par laquelle on a déterminé ce qui représenterait une optimisation de la composition de l'alliage en termes de coût des matières premières, n'a qu'une valeur indicative et ne constitue pas un paramètre devant être strictement respecté pour que l'alliage soit conforme à
l'invention.
Le ratio visé de la somme des teneurs en Ti, Nb et Ta et de la teneur en AI
permet d'assurer un durcissement par solution solide de la phase gamma' tout en évitant le risque d'apparition d'une phase aiguillée dans l'alliage qui pourrait altérer sa ductilité.
Une fraction minimale de phase gamma' (de préférence 30%, mieux 32%) est souhaitée pour obtenir une très bonne tenue en fluage et en traction à 700 C.
La fraction et le solvus de la phase gamma' doivent être cependant, de préférence, respectivement inférieurs à 44% (mieux 42%) et à 1145 C pour que l'alliage conserve une bonne forgeabilité, et aussi pour que l'alliage puisse être en partie forgé dans le domaine supersolvus, c'est-à-dire à une température comprise entre le solvus gamma' et la température de début de fusion.
Les proportions des phases présentes dans l'alliage, telles que les fractions volumiques de phases gamma' et les concentrations molaires des phases TCP
(dont la définition sera donnée plus loin), ont été déterminées, par les inventeurs et en fonction de la composition, en ayant recours à des diagrammes de phases obtenus par des calculs thermodynamiques (au moyen du logiciel THERMOCALC
couramment utilisé par les métallurgistes).
Le paramètre Md, qui est habituellement utilisé comme indicateur de la stabilité des superalliages, doit être inférieur à 0,901 pour conférer à
l'alliage selon l'invention une stabilité optimale. Dans le cadre de l'invention la composition peut donc être ajustée pour atteindre un Md <_ 0,901 sans nuire aux autres propriétés mécaniques de l'alliage. Au-delà de 0,901, l'alliage risque d'être instable, c'est à
dire de donner lieu, au cours d'une utilisation prolongée à la précipitation de phases néfastes, telles que les phases sigma et mu qui fragilisent l'alliage.
Les conditions précitées sur la teneur en Mo + W dans la matrice gamma sont justifiées pour éviter la précipitation de composés intermétalliques fragiles de 5 type sigma ou mu. Les phases sigma et mu lorsqu'elles se développent en quantité excessive, entraînent une réduction importante de la ductilité et de la résistance mécanique des alliages.
Il a également été observé que des teneurs excessives en Mo et W altèrent fortement la forgeabilité de l'alliage et réduisent considérablement le domaine de
10 forgeabilité, c'est-à-dire le domaine de température où l'alliage tolère des déformations importantes pour la mise en forme à chaud. Ces éléments ont en outre des masses atomiques élevées, et leur présence se traduit par une augmentation notable de la masse volumique de l'alliage qui pour les applications aéronautiques est un critère prépondérant.
La composition selon l'invention permet de maintenir une valeur de TCP
( Topologically close-packed = phases topologiquement compactes telles que les phases mu + sigma dont la teneur est exprimée en pourcentage molaire de phase) inférieure à 6% à 700 C dans l'alliage. Cette valeur permet de confirmer que le superalliage selon l'invention possède une très bonne stabilité
microstructurale aux hautes températures.
Les équations respectées obligatoirement ou optimalement par la composition de l'alliage selon l'invention sont :
(1) (optimalement) coût (Ã/kg) < 25 avec coût = 20 Ni% + Fe% + 14 Cr% +
70 Co% + 55 Mo% + 30 W% + 4 AI% + 11 Ti% + 50 Nb% + 130 Ta% en pourcentages pondéraux, avec les réserves exprimées plus haut sur la stricte validité de ce critère, dues aux variations inévitables du cours des éléments d'alliage).
(2) (optimalement) Md = 0,717 Ni at% + 0,858 Fe at% + 1,142 Cr at% +
0,777 Co at% + 1,55 Mo at% + 1,655 W at% + 1,9 AI at% + 2,271 Ti at% + 2,117 Nb at%+ 2,224 Ta at% <_ 0,901, les teneurs (at%) en les divers éléments étant calculées dans la matrice gamma à 700 C (équation résultant de calculs thermodynamiques réalisés à l'aide de modèles habituellement connus des métallurgistes travaillant dans le domaine des superalliages base nickel).
La composition selon l'invention permet de maintenir une valeur de TCP
( Topologically close-packed = phases topologiquement compactes telles que les phases mu + sigma dont la teneur est exprimée en pourcentage molaire de phase) inférieure à 6% à 700 C dans l'alliage. Cette valeur permet de confirmer que le superalliage selon l'invention possède une très bonne stabilité
microstructurale aux hautes températures.
Les équations respectées obligatoirement ou optimalement par la composition de l'alliage selon l'invention sont :
(1) (optimalement) coût (Ã/kg) < 25 avec coût = 20 Ni% + Fe% + 14 Cr% +
70 Co% + 55 Mo% + 30 W% + 4 AI% + 11 Ti% + 50 Nb% + 130 Ta% en pourcentages pondéraux, avec les réserves exprimées plus haut sur la stricte validité de ce critère, dues aux variations inévitables du cours des éléments d'alliage).
(2) (optimalement) Md = 0,717 Ni at% + 0,858 Fe at% + 1,142 Cr at% +
0,777 Co at% + 1,55 Mo at% + 1,655 W at% + 1,9 AI at% + 2,271 Ti at% + 2,117 Nb at%+ 2,224 Ta at% <_ 0,901, les teneurs (at%) en les divers éléments étant calculées dans la matrice gamma à 700 C (équation résultant de calculs thermodynamiques réalisés à l'aide de modèles habituellement connus des métallurgistes travaillant dans le domaine des superalliages base nickel).
11 (3) (optimalement) Cr >_ 24 at% dans la matrice gamma à 700 C pour optimiser la résistance à l'oxydation (optimisation résultant de calculs thermodynamiques).
(4) (obligatoirement) 0,7 <_ (Ti at% + Nb at% + Ta at%) / AI at% <_ 1,3 pour assurer un durcissement de la phase Y et limiter le risque d'apparition d'une phase aiguillée, et optimalement 1 <_ (%Ti + %Nb + %Ta) / %AI <_ 1,3 pour un meilleur durcissement, et optimalement 0,7 <_ (Ti at% + Nb at% + Ta at%) / AI at% <_ 1,15 pour éviter le risque d'apparition d'une phase aiguillée.
(5) (obligatoirement) 8 < AI at% + Ti at% + Nb at% + Ta at% < 11 pour assurer une fraction adéquate de phase gamma'.
(6) (optimalement) 30% < fraction y' < 45% et solvus y' < 1145 C
(optimisation résultant de calculs thermodynamiques) ; mieux : 32% < fraction Y <
42% ; c'est dans cet intervalle que l'on obtient le meilleur compromis entre d'une part, la tenue au fluage et la résistance à la traction, et, d'autre part, la forgeabilité ; la valeur optimale est d'environ 37 %.
(7) (optimalement) % molaire de phases TCP <_ 6% à 700 C pour assurer une bonne stabilité microstructurale aux hautes températures (optimisation résultant de calculs thermodynamiques).
(8) (optimalement) Mo at%+ W at% dans la phase gamma à 700 C >_ 2,8 pour assurer un bon durcissement de la matrice gamma (optimisation résultant de calculs thermodynamiques), mais sans dépasser des teneurs pondérales en Mo de 5% et en W de 4% pour éviter la précipitation de composés intermétalliques fragiles de type sigma ou mu.
On va à présent motiver en détail, élément par élément, les choix des teneurs selon l'invention.
Cobalt La teneur en cobalt a été limitée à des teneurs inférieures à 11 %, mieux inférieures à 10%, pour des raisons économiques, dans la mesure où cet élément est un des plus onéreux de ceux entrant dans la composition de l'alliage (voir l'équation (1) où cet élément a la deuxième plus forte pondération après Ta).
Avantageusement, une teneur minimale de 7% est souhaitée afin de conserver une très bonne tenue en fluage.
(4) (obligatoirement) 0,7 <_ (Ti at% + Nb at% + Ta at%) / AI at% <_ 1,3 pour assurer un durcissement de la phase Y et limiter le risque d'apparition d'une phase aiguillée, et optimalement 1 <_ (%Ti + %Nb + %Ta) / %AI <_ 1,3 pour un meilleur durcissement, et optimalement 0,7 <_ (Ti at% + Nb at% + Ta at%) / AI at% <_ 1,15 pour éviter le risque d'apparition d'une phase aiguillée.
(5) (obligatoirement) 8 < AI at% + Ti at% + Nb at% + Ta at% < 11 pour assurer une fraction adéquate de phase gamma'.
(6) (optimalement) 30% < fraction y' < 45% et solvus y' < 1145 C
(optimisation résultant de calculs thermodynamiques) ; mieux : 32% < fraction Y <
42% ; c'est dans cet intervalle que l'on obtient le meilleur compromis entre d'une part, la tenue au fluage et la résistance à la traction, et, d'autre part, la forgeabilité ; la valeur optimale est d'environ 37 %.
(7) (optimalement) % molaire de phases TCP <_ 6% à 700 C pour assurer une bonne stabilité microstructurale aux hautes températures (optimisation résultant de calculs thermodynamiques).
(8) (optimalement) Mo at%+ W at% dans la phase gamma à 700 C >_ 2,8 pour assurer un bon durcissement de la matrice gamma (optimisation résultant de calculs thermodynamiques), mais sans dépasser des teneurs pondérales en Mo de 5% et en W de 4% pour éviter la précipitation de composés intermétalliques fragiles de type sigma ou mu.
On va à présent motiver en détail, élément par élément, les choix des teneurs selon l'invention.
Cobalt La teneur en cobalt a été limitée à des teneurs inférieures à 11 %, mieux inférieures à 10%, pour des raisons économiques, dans la mesure où cet élément est un des plus onéreux de ceux entrant dans la composition de l'alliage (voir l'équation (1) où cet élément a la deuxième plus forte pondération après Ta).
Avantageusement, une teneur minimale de 7% est souhaitée afin de conserver une très bonne tenue en fluage.
12 Fer La substitution du nickel ou du cobalt par le fer présente l'avantage de réduire significativement le coût de l'alliage. L'ajout de fer favorise cependant la précipitation de la phase sigma nocive pour la ductilité et la sensibilité à
l'entaille.
La teneur en fer de l'alliage doit donc être ajustée de manière à obtenir une réduction de coût significative tout en garantissant un alliage très stable à
haute température (équations (2), (7)). La teneur en Fe est, dans le cas général, comprise entre des traces et 12%, mais est de préférence comprise entre 3 et 12%, mieux entre 3 et 9%, mieux entre 3,6 et 7%.
Aluminium, Titane, Niobium, Tantale Les teneurs pondérales de ces éléments sont de 1,3 à 2,8%, mieux 1,8 à
2,8% pour AI, 2,5 à 4,5%, mieux 2,8 à 4,2% pour Ti, 0,5 à 2,5%, mieux 0,5 à 2%
pour la somme Ta + Nb.
Bien que la précipitation de la phase gamma' dans les alliages à base de nickel relève essentiellement de la présence d'aluminium en concentration suffisante, les éléments Ti, Nb et Ta, peuvent favoriser l'apparition de cette phase si ils sont présents dans l'alliage avec une concentration suffisante : les éléments aluminium, titane, niobium et tantale sont des éléments dits gamma'-gènes .
Le domaine de stabilité de la phase gamma' (dont le solvus gamma' de l'alliage est représentatif) et la fraction de phase gamma' sont donc fonction de la somme des concentrations atomiques at% en aluminium, titane, niobium et tantale. Ces éléments ont été ainsi ajustés de manière à obtenir, optimalement, une fraction de phase / comprise entre 30% et 44%, mieux entre 32% et 42%, et un solvus de phase gamma' inférieur à 1145 C. Une fraction adéquate de phase gamma' dans les alliages de l'invention est obtenue avec une somme des teneurs en AI, Ti, Nb et Ta supérieure ou égale à 8 at% et inférieure ou égale à 11 at%. Une fraction minimale de phase gamma' est souhaitée pour obtenir une très bonne tenue en fluage et en traction à 700 C. La fraction et le solvus de la phase gamma' doivent être cependant, de préférence, inférieurs respectivement à 44% et à 1145 C
pour que l'alliage conserve une bonne forgeabilité, et aussi puisse être en partie forgé
dans le domaine supersolvus, c'est-à-dire à une température comprise entre le solvus gamma' et la température de début de fusion. Une fraction de phase Y et une température de solvus excédant les limites supérieures précédemment citées
l'entaille.
La teneur en fer de l'alliage doit donc être ajustée de manière à obtenir une réduction de coût significative tout en garantissant un alliage très stable à
haute température (équations (2), (7)). La teneur en Fe est, dans le cas général, comprise entre des traces et 12%, mais est de préférence comprise entre 3 et 12%, mieux entre 3 et 9%, mieux entre 3,6 et 7%.
Aluminium, Titane, Niobium, Tantale Les teneurs pondérales de ces éléments sont de 1,3 à 2,8%, mieux 1,8 à
2,8% pour AI, 2,5 à 4,5%, mieux 2,8 à 4,2% pour Ti, 0,5 à 2,5%, mieux 0,5 à 2%
pour la somme Ta + Nb.
Bien que la précipitation de la phase gamma' dans les alliages à base de nickel relève essentiellement de la présence d'aluminium en concentration suffisante, les éléments Ti, Nb et Ta, peuvent favoriser l'apparition de cette phase si ils sont présents dans l'alliage avec une concentration suffisante : les éléments aluminium, titane, niobium et tantale sont des éléments dits gamma'-gènes .
Le domaine de stabilité de la phase gamma' (dont le solvus gamma' de l'alliage est représentatif) et la fraction de phase gamma' sont donc fonction de la somme des concentrations atomiques at% en aluminium, titane, niobium et tantale. Ces éléments ont été ainsi ajustés de manière à obtenir, optimalement, une fraction de phase / comprise entre 30% et 44%, mieux entre 32% et 42%, et un solvus de phase gamma' inférieur à 1145 C. Une fraction adéquate de phase gamma' dans les alliages de l'invention est obtenue avec une somme des teneurs en AI, Ti, Nb et Ta supérieure ou égale à 8 at% et inférieure ou égale à 11 at%. Une fraction minimale de phase gamma' est souhaitée pour obtenir une très bonne tenue en fluage et en traction à 700 C. La fraction et le solvus de la phase gamma' doivent être cependant, de préférence, inférieurs respectivement à 44% et à 1145 C
pour que l'alliage conserve une bonne forgeabilité, et aussi puisse être en partie forgé
dans le domaine supersolvus, c'est-à-dire à une température comprise entre le solvus gamma' et la température de début de fusion. Une fraction de phase Y et une température de solvus excédant les limites supérieures précédemment citées
13 rendraient plus difficile la mise en oeuvre de l'alliage par la voie lingot conventionnelle, ce qui risquerait d'atténuer l'un des avantages de l'invention.
Selon un aspect remarquablement avantageux de l'invention, les teneurs en aluminium, titane, niobium et tantale sont telles que le rapport entre la somme des teneurs en titane, niobium et tantale, et la teneur en aluminium, est supérieur ou égal à 0,7 et inférieur ou égal à 1,3. En effet, le durcissement en solution solide dans la phase gamma' apporté par Ti, Nb et Ta est d'autant plus élevé que le rapport (Ti at% + Nb at%+ Ta at%) / AI at% est élevé. Un rapport supérieur ou égal à 1 sera préféré pour garantir un meilleur durcissement. Cependant, pour une même teneur en aluminium, des teneurs trop élevées en Ti, Nb ou Ta favorisent la précipitation de phases aiguillées de type eta (Ni3Ti) ou delta (Ni3(Nb,Ta)) qui ne sont pas souhaitées dans le cadre de l'invention : ces phases si elles sont présentes en quantités trop importantes, peuvent altérer la ductilité à chaud de l'alliage en précipitant sous forme d'aiguilles aux joints de grains. Le rapport (Ti at% + Nb at% + Ta at %) / AI at% ne doit donc, pas excéder 1,3, et de préférence 1,15 pour prévenir la précipitation de ces phases néfastes. Les teneurs en Nb et Ta sont, d'autre part, inférieures à la teneur en titane pour que la densité
de l'alliage reste acceptable (inférieure à 8,35), en particulier pour ses applications aéronautiques. Il est également connu de l'homme du métier que des teneurs trop élevées en niobium sont néfastes à la résistance à la propagation de fissures à
chaud (650-700 C ). Le niobium est, de préférence, présent dans une proportion plus importante que le tantale dans la mesure où le tantale présente un coût et une masse atomique plus élevées que le niobium. Les équations (1), (4) et (5) rendent compte de ces conditions.
Molybdène et Tungstène La teneur en Mo doit être comprise entre 2 et 5% et la teneur en W entre 1 et 4%. Optimalement, la teneur en Mo est comprise entre 2 et 4% et la teneur en W comprise entre 1,5 et 3,5%.
Le molybdène et le tungstène apportent un fort durcissement de la matrice gamma par effet de solution solide. Les teneurs en Mo et W doivent être soigneusement ajustées pour obtenir un durcissement optimal sans provoquer la précipitation de composés intermétalliques fragiles de type sigma ou mu. Ces phases, lorsqu'elles se développent en quantité excessive, entraînent une
Selon un aspect remarquablement avantageux de l'invention, les teneurs en aluminium, titane, niobium et tantale sont telles que le rapport entre la somme des teneurs en titane, niobium et tantale, et la teneur en aluminium, est supérieur ou égal à 0,7 et inférieur ou égal à 1,3. En effet, le durcissement en solution solide dans la phase gamma' apporté par Ti, Nb et Ta est d'autant plus élevé que le rapport (Ti at% + Nb at%+ Ta at%) / AI at% est élevé. Un rapport supérieur ou égal à 1 sera préféré pour garantir un meilleur durcissement. Cependant, pour une même teneur en aluminium, des teneurs trop élevées en Ti, Nb ou Ta favorisent la précipitation de phases aiguillées de type eta (Ni3Ti) ou delta (Ni3(Nb,Ta)) qui ne sont pas souhaitées dans le cadre de l'invention : ces phases si elles sont présentes en quantités trop importantes, peuvent altérer la ductilité à chaud de l'alliage en précipitant sous forme d'aiguilles aux joints de grains. Le rapport (Ti at% + Nb at% + Ta at %) / AI at% ne doit donc, pas excéder 1,3, et de préférence 1,15 pour prévenir la précipitation de ces phases néfastes. Les teneurs en Nb et Ta sont, d'autre part, inférieures à la teneur en titane pour que la densité
de l'alliage reste acceptable (inférieure à 8,35), en particulier pour ses applications aéronautiques. Il est également connu de l'homme du métier que des teneurs trop élevées en niobium sont néfastes à la résistance à la propagation de fissures à
chaud (650-700 C ). Le niobium est, de préférence, présent dans une proportion plus importante que le tantale dans la mesure où le tantale présente un coût et une masse atomique plus élevées que le niobium. Les équations (1), (4) et (5) rendent compte de ces conditions.
Molybdène et Tungstène La teneur en Mo doit être comprise entre 2 et 5% et la teneur en W entre 1 et 4%. Optimalement, la teneur en Mo est comprise entre 2 et 4% et la teneur en W comprise entre 1,5 et 3,5%.
Le molybdène et le tungstène apportent un fort durcissement de la matrice gamma par effet de solution solide. Les teneurs en Mo et W doivent être soigneusement ajustées pour obtenir un durcissement optimal sans provoquer la précipitation de composés intermétalliques fragiles de type sigma ou mu. Ces phases, lorsqu'elles se développent en quantité excessive, entraînent une
14 réduction importante de la ductilité et de la résistance mécanique des alliages. Il a également été observé que des teneurs excessives en Mo et W altèrent fortement la forgeabilité de l'alliage et réduisent considérablement le domaine de forgeabilité, c'est-à-dire le domaine de température où l'alliage tolère des déformations importantes pour la mise en forme à chaud. Ces éléments ont, en outre, des masses atomiques élevées, et leur présence se traduit par une augmentation notable de la masse volumique de l'alliage, ce qui n'est pas souhaitable pour les applications aéronautiques notamment. Les équations (2), (7) et (8) rendent compte de ces conditions.
Chrome Le chrome est indispensable à la tenue à l'oxydation et à la corrosion de l'alliage et joue ainsi un rôle essentiel pour la résistance de l'alliage aux effets de l'environnement à haute température. La teneur en chrome (14 à 17% en poids) des alliages de l'invention a été déterminée de manière à introduire une concentration minimale de 24 at% de Cr dans la phase gamma à 700 C, en tenant compte du fait qu'une teneur trop élevée en chrome favorise la précipitation de phases néfastes telles que la phase sigma et détériore donc la stabilité à
chaud.
Les équations (2), (3) et (7) rendent compte de ces conditions.
Bore, Zirconium, Carbone La teneur en B est comprise entre 0,0030 et 0,030%. La teneur en Zr est comprise entre 0,01 et 0,06%. La teneur en C est comprise entre des traces et 0,1 %, optimalement entre des traces et 0,07%.
Les éléments dits mineurs que sont le carbone, le bore et le zirconium forment des ségrégations aux joints de grains, par exemple sous forme de borures ou de carbures. Ils contribuent à accroître la résistance et la ductilité des alliages en piégeant des éléments nocifs comme le soufre et en modifiant la composition chimique au niveau des joints de grains. Leur absence serait préjudiciable.
Toutefois, des teneurs excessives entraînent une réduction de la température de fusion et altèrent fortement la forgeabilité. Il faut donc les maintenir dans les limites qui ont été dites.
On va à présent décrire des exemples, testés en laboratoire, de mise en oeuvre de l'invention et les comparer à des exemples de référence. Les teneurs du tableau 1 sont indiquées en pourcentages pondéraux. Aucun de ces exemples ne contient de tantale dans des proportions notables, mais cet élément a un comportement comparable à celui du niobium, comme on l'a dit.
exemple AI Co Cr Fe Mo Nb Ni Ti W B C Zr P
Ref 1 1,4 9,0 18,0 10,2 2,8 5,6 reste 0,7 1,0 0,0052 0,002 - 0,009 Ref 2 1,7 9,0 15,5 5,0 3,0 1,4 reste 3,9 2,5 0,0110 0,002 0,03 -Inv 3 2,2 9,0 15,5 5,1 3,0 1,3 reste 3,9 2,5 0,0110 0,003 0,03 -Ref 4 2,1 9,0 15,5 5,1 3,0 3,4 reste 2,4 2,5 0,0100 0,004 0,03 -Inv 5 2,1 11,0 15,0 11,0 2,5 1,0 reste 3,6 1,5 0,0100 0,040 0,03 -Inv 6 2,1 9,0 15,5 5,1 3,0 1,0 reste 3,6 2,5 0,0110 0,005 0,03 -Inv 7 2,1 6,1 15,5 3,1 3,4 1,0 reste 3,6 3,0 0,0120 0,011 0,03 -Inv 8 1,8 2,1 16,0 9,2 2,8 1,0 reste 3,3 2,5 0,0110 0,006 0,03 -Inv 9 2,3 9,1 15,0 3,1 3,1 1,2 reste 4,0 2,2 0,0110 0,007 0,03 -Inv 10 2,4 8 15,3 4 3 0,7 reste 3,3 3 0,0120 0,01 0,04 -Tableau 1 : compositions des échantillons testés en laboratoire 10 Les exemples 1 à 4 ont été élaborés par fusion VIM pour réaliser des lingots de 10 kg.
Les exemples 5 à 10 ont été élaborés par fusion VIM puis refusion VAR
pour réaliser des lingots de 200 kg.
L'exemple de référence 1 correspond à un alliage 718 PLUS classique.
Chrome Le chrome est indispensable à la tenue à l'oxydation et à la corrosion de l'alliage et joue ainsi un rôle essentiel pour la résistance de l'alliage aux effets de l'environnement à haute température. La teneur en chrome (14 à 17% en poids) des alliages de l'invention a été déterminée de manière à introduire une concentration minimale de 24 at% de Cr dans la phase gamma à 700 C, en tenant compte du fait qu'une teneur trop élevée en chrome favorise la précipitation de phases néfastes telles que la phase sigma et détériore donc la stabilité à
chaud.
Les équations (2), (3) et (7) rendent compte de ces conditions.
Bore, Zirconium, Carbone La teneur en B est comprise entre 0,0030 et 0,030%. La teneur en Zr est comprise entre 0,01 et 0,06%. La teneur en C est comprise entre des traces et 0,1 %, optimalement entre des traces et 0,07%.
Les éléments dits mineurs que sont le carbone, le bore et le zirconium forment des ségrégations aux joints de grains, par exemple sous forme de borures ou de carbures. Ils contribuent à accroître la résistance et la ductilité des alliages en piégeant des éléments nocifs comme le soufre et en modifiant la composition chimique au niveau des joints de grains. Leur absence serait préjudiciable.
Toutefois, des teneurs excessives entraînent une réduction de la température de fusion et altèrent fortement la forgeabilité. Il faut donc les maintenir dans les limites qui ont été dites.
On va à présent décrire des exemples, testés en laboratoire, de mise en oeuvre de l'invention et les comparer à des exemples de référence. Les teneurs du tableau 1 sont indiquées en pourcentages pondéraux. Aucun de ces exemples ne contient de tantale dans des proportions notables, mais cet élément a un comportement comparable à celui du niobium, comme on l'a dit.
exemple AI Co Cr Fe Mo Nb Ni Ti W B C Zr P
Ref 1 1,4 9,0 18,0 10,2 2,8 5,6 reste 0,7 1,0 0,0052 0,002 - 0,009 Ref 2 1,7 9,0 15,5 5,0 3,0 1,4 reste 3,9 2,5 0,0110 0,002 0,03 -Inv 3 2,2 9,0 15,5 5,1 3,0 1,3 reste 3,9 2,5 0,0110 0,003 0,03 -Ref 4 2,1 9,0 15,5 5,1 3,0 3,4 reste 2,4 2,5 0,0100 0,004 0,03 -Inv 5 2,1 11,0 15,0 11,0 2,5 1,0 reste 3,6 1,5 0,0100 0,040 0,03 -Inv 6 2,1 9,0 15,5 5,1 3,0 1,0 reste 3,6 2,5 0,0110 0,005 0,03 -Inv 7 2,1 6,1 15,5 3,1 3,4 1,0 reste 3,6 3,0 0,0120 0,011 0,03 -Inv 8 1,8 2,1 16,0 9,2 2,8 1,0 reste 3,3 2,5 0,0110 0,006 0,03 -Inv 9 2,3 9,1 15,0 3,1 3,1 1,2 reste 4,0 2,2 0,0110 0,007 0,03 -Inv 10 2,4 8 15,3 4 3 0,7 reste 3,3 3 0,0120 0,01 0,04 -Tableau 1 : compositions des échantillons testés en laboratoire 10 Les exemples 1 à 4 ont été élaborés par fusion VIM pour réaliser des lingots de 10 kg.
Les exemples 5 à 10 ont été élaborés par fusion VIM puis refusion VAR
pour réaliser des lingots de 200 kg.
L'exemple de référence 1 correspond à un alliage 718 PLUS classique.
15 L'exemple de référence 2 est hors de l'invention à cause d'un ratio (Ti at%
+ Nb at%) / AI at% = 1,5,, donc supérieur à 1,3.
L'exemple de référence 4 est hors de l'invention à cause d'une teneur en Nb trop élevée qui correspond théoriquement à la teneur en Nb au-delà de laquelle la phase delta est susceptible d'apparaître.
Les exemples 5, 7, 8 et 9 correspondent à l'invention, quoique à des variantes non optimisées de celle-ci.
Les exemples 3, 6 et 10 correspondent à la version préférée de l'invention.
La composition optimale a été obtenue pour l'exemple 6. Par comparaison avec cet exemple 6 :
+ Nb at%) / AI at% = 1,5,, donc supérieur à 1,3.
L'exemple de référence 4 est hors de l'invention à cause d'une teneur en Nb trop élevée qui correspond théoriquement à la teneur en Nb au-delà de laquelle la phase delta est susceptible d'apparaître.
Les exemples 5, 7, 8 et 9 correspondent à l'invention, quoique à des variantes non optimisées de celle-ci.
Les exemples 3, 6 et 10 correspondent à la version préférée de l'invention.
La composition optimale a été obtenue pour l'exemple 6. Par comparaison avec cet exemple 6 :
16 - l'exemple 5 contient davantage de Fe, Co et C et moins de Mo et W ;
- l'exemple 7 contient moins de Fe et Co et davantage de Mo et W ;
- l'exemple 8 est moins chargé en éléments d'alliage tels que AI, Co, Mo, Ti et plus chargé en Fe ;
- l'exemple 9 est plus chargé en éléments d'alliage tels que AI, Ti, Nb et moins chargé en Fe et W ;
- l'exemple 10 a un ratio (Ti at% + Nb at%) / AI at% moins élevé et comporte plus de W, moins de Co et moins de Fe ;
- l'exemple de référence 2 contient plus de Ti et de Nb et moins de AI, pour une fraction de phase gamma' égale ; le ratio (Ti at% + Nb at%) / AI at% est plus élevé.
- l'exemple 3 contient plus d'AI et de Nb et de Ti, donc une fraction de phase gamma' plus élevée ;
- l'exemple 4, pour une fraction de phase gamma' égale, contient plus de Nb et moins de Ti.
Le tableau 2 présente des caractéristiques supplémentaires des alliages testés, avec leurs principales propriétés mécaniques : résistance à la traction Rm, limite d'élasticité Rp0,2, allongement à la rupture A, durée de vie en fluage à 700 C
sous une contrainte de 600 MPa. Les propriétés mécaniques sont données en valeurs relatives par rapport à celles de l'exemple 1 de référence qui est du type 718 PLUS habituel.
(Rationnalisés par rapport au 718 PLUS
Exemple Fraction Solvus (Ti+Nb+Ta) Md Coût Rm Rpo,2 A% Durée Gamma' Gamma' /AI (Ã/kg) 700 C 700 C 700 C de vie (%) ( C) fluage 600M Pa Ref 1 26 950 1,35 0,904 23,9 1,0 1,0 1,0 1,0 Ref 2 36 1100 1,5 0,892 23,6 1,3 1,3 0,8 1,8 Inv 3 40 1115 1,17 0,895 23,7 1,3 1,3 1,2 8 Ref 4 37 1070 1,13 0,899 24,4 1,1 1,2 0,6 0,1 Inv 5 37 1095 1,1 0,896 23,7 1,2 1,15 1,3 3,5 Inv 6 37 1095 1,1 0,894 23,6 1,3 1,2 1,4 5,3 Inv 7 37 1105 1,1 0,895 22,6 1,2 1,2 1,5 3 Inv 8 32 1070 1,2 0,891 19,2 1,2 1,1 1,5 1,1
- l'exemple 7 contient moins de Fe et Co et davantage de Mo et W ;
- l'exemple 8 est moins chargé en éléments d'alliage tels que AI, Co, Mo, Ti et plus chargé en Fe ;
- l'exemple 9 est plus chargé en éléments d'alliage tels que AI, Ti, Nb et moins chargé en Fe et W ;
- l'exemple 10 a un ratio (Ti at% + Nb at%) / AI at% moins élevé et comporte plus de W, moins de Co et moins de Fe ;
- l'exemple de référence 2 contient plus de Ti et de Nb et moins de AI, pour une fraction de phase gamma' égale ; le ratio (Ti at% + Nb at%) / AI at% est plus élevé.
- l'exemple 3 contient plus d'AI et de Nb et de Ti, donc une fraction de phase gamma' plus élevée ;
- l'exemple 4, pour une fraction de phase gamma' égale, contient plus de Nb et moins de Ti.
Le tableau 2 présente des caractéristiques supplémentaires des alliages testés, avec leurs principales propriétés mécaniques : résistance à la traction Rm, limite d'élasticité Rp0,2, allongement à la rupture A, durée de vie en fluage à 700 C
sous une contrainte de 600 MPa. Les propriétés mécaniques sont données en valeurs relatives par rapport à celles de l'exemple 1 de référence qui est du type 718 PLUS habituel.
(Rationnalisés par rapport au 718 PLUS
Exemple Fraction Solvus (Ti+Nb+Ta) Md Coût Rm Rpo,2 A% Durée Gamma' Gamma' /AI (Ã/kg) 700 C 700 C 700 C de vie (%) ( C) fluage 600M Pa Ref 1 26 950 1,35 0,904 23,9 1,0 1,0 1,0 1,0 Ref 2 36 1100 1,5 0,892 23,6 1,3 1,3 0,8 1,8 Inv 3 40 1115 1,17 0,895 23,7 1,3 1,3 1,2 8 Ref 4 37 1070 1,13 0,899 24,4 1,1 1,2 0,6 0,1 Inv 5 37 1095 1,1 0,896 23,7 1,2 1,15 1,3 3,5 Inv 6 37 1095 1,1 0,894 23,6 1,3 1,2 1,4 5,3 Inv 7 37 1105 1,1 0,895 22,6 1,2 1,2 1,5 3 Inv 8 32 1070 1,2 0,891 19,2 1,2 1,1 1,5 1,1
17 Inv 9 42 1125 1,15 0,895 23,9 1,2 1,3 1,1 8,3 Inv 10 40 1095 0,85 0,895 23,2 1,15 1,1 1,5 6,2 Tableau 2 caractéristiques complémentaires et propriétés mécaniques des échantillons La résistance à la traction et la durée de vie en fluage des alliages de l'invention sont toutes nettement supérieures à celles de l'alliage 718 PLUS
(exemple 1), alors que le coût de l'alliage est comparable ou inférieur. Le gain en traction, en limite d'élasticité et en fluage est moindre pour l'exemple 8, mais le coût de cet alliage est bien inférieur à celui du 718 PLUS. Les exemples 2 et 4, qui ne font pas partie de l'invention, montrent une diminution de la ductilité à
chaud par rapport à celle obtenue avec le 718 PLUS, qui se manifeste par un moindre allongement à la rupture.
Les propriétés mécaniques des alliages de l'invention sont, ainsi, bien supérieures à celles du 718 PLUS et voisines de celles de l'UDIMET 720.
Les alliages de l'invention ont un coût de matières premières qui est inférieur ou égal à celui du 718 PLUS, et ils sont donc beaucoup moins onéreux que l'UDIMET 720, dont le coût en matières premières, calculé selon les mêmes critères, s'élèverait à 26,6 Ã/kg.
Un autre avantage des alliages de l'invention par rapport à l'UDIMET 720 est incontestablement une meilleure forgeabilité qui facilite la mise en oeuvre des alliages et diminue les coûts de fabrication. En effet, la figure 1 montre que les alliages de l'invention présentent un meilleur coefficient de striction et donc une excellente forgeabilité à l'état de lingot homogénéisé entre 1100 et 1180 C, et que ces alliages tolèrent, contrairement à l'UDIMET 720, un forgeage à une température supérieure au solvus de la phase gamma'. Ceci permet d'obtenir des gammes de transformation moins complexes et des microstructures plus homogènes : l'affinement du grain peut s'effectuer dans les premiers stades de transformation en l'absence de phase gamma'.
(exemple 1), alors que le coût de l'alliage est comparable ou inférieur. Le gain en traction, en limite d'élasticité et en fluage est moindre pour l'exemple 8, mais le coût de cet alliage est bien inférieur à celui du 718 PLUS. Les exemples 2 et 4, qui ne font pas partie de l'invention, montrent une diminution de la ductilité à
chaud par rapport à celle obtenue avec le 718 PLUS, qui se manifeste par un moindre allongement à la rupture.
Les propriétés mécaniques des alliages de l'invention sont, ainsi, bien supérieures à celles du 718 PLUS et voisines de celles de l'UDIMET 720.
Les alliages de l'invention ont un coût de matières premières qui est inférieur ou égal à celui du 718 PLUS, et ils sont donc beaucoup moins onéreux que l'UDIMET 720, dont le coût en matières premières, calculé selon les mêmes critères, s'élèverait à 26,6 Ã/kg.
Un autre avantage des alliages de l'invention par rapport à l'UDIMET 720 est incontestablement une meilleure forgeabilité qui facilite la mise en oeuvre des alliages et diminue les coûts de fabrication. En effet, la figure 1 montre que les alliages de l'invention présentent un meilleur coefficient de striction et donc une excellente forgeabilité à l'état de lingot homogénéisé entre 1100 et 1180 C, et que ces alliages tolèrent, contrairement à l'UDIMET 720, un forgeage à une température supérieure au solvus de la phase gamma'. Ceci permet d'obtenir des gammes de transformation moins complexes et des microstructures plus homogènes : l'affinement du grain peut s'effectuer dans les premiers stades de transformation en l'absence de phase gamma'.
Claims (15)
1. Superalliage base nickel de composition suivante, les teneurs des divers éléments étant exprimées en pourcentages pondéraux :
- 1,3% <= Al <= 2,8% ;
- traces <= Co <= 11% ;
- 14% <= Cr <= 17% ;
- traces <= Fe <= 12% ;
- 2% <= Mo <= 5%;
- 0,5% <= Nb + Ta <= 2,5% ;
- 2,5% <= Ti <= 4,5%;
- 1% <= W <= 4%;
- 0,0030% <= B <= 0,030% ;
- traces <= C <= 0,1% ; et - 0,01% <= Zr <= 0,06%;
le reste étant constitué de nickel et d'impuretés résultant du processus d'élaboration du superalliage, et telle que la composition satisfait aux équations suivantes dans laquelle les teneurs sont exprimées en pourcentages atomiques :
8 <= Al at% + Ti at% + Nb at% + Ta at% <= 11 ; et 0,7 <= (Ti at%+ Nb at% + Ta at%) / Al% at% <= 1,3.
- 1,3% <= Al <= 2,8% ;
- traces <= Co <= 11% ;
- 14% <= Cr <= 17% ;
- traces <= Fe <= 12% ;
- 2% <= Mo <= 5%;
- 0,5% <= Nb + Ta <= 2,5% ;
- 2,5% <= Ti <= 4,5%;
- 1% <= W <= 4%;
- 0,0030% <= B <= 0,030% ;
- traces <= C <= 0,1% ; et - 0,01% <= Zr <= 0,06%;
le reste étant constitué de nickel et d'impuretés résultant du processus d'élaboration du superalliage, et telle que la composition satisfait aux équations suivantes dans laquelle les teneurs sont exprimées en pourcentages atomiques :
8 <= Al at% + Ti at% + Nb at% + Ta at% <= 11 ; et 0,7 <= (Ti at%+ Nb at% + Ta at%) / Al% at% <= 1,3.
2. Superalliage selon la revendication 1, où sa composition satisfait à
l'équation suivante dans lesquelles les teneurs sont exprimées en pourcentages atomiques :
1 <= (Ti at%+ Nb at% + Ta at%) / Al% <= 1,3.
l'équation suivante dans lesquelles les teneurs sont exprimées en pourcentages atomiques :
1 <= (Ti at%+ Nb at% + Ta at%) / Al% <= 1,3.
3. Superalliage selon la revendication 1 ou 2, qui contient en pourcentages pondéraux entre 3 et 12% de Fe.
4. Superalliage selon l'une quelconque des revendications 1 à 3, où sa composition est, exprimée en pourcentages pondéraux :
- 1,3% <= Al <= 2,8%;
- 7% <= Co <= 11% ;
- 14% <= Cr <= 17% ;
- 3% <= Fe <= 9% ;
- 2% <= Mo <= 5% ;
- 0,5% <= Nb + Ta <= 2,5% ;
- 2,5% <= Ti <= 4,5% ;
- 1%<= W<= 4%;
- 0,0030% <= B <= 0,030% ;
- traces <= C <= 0,1% ; et - 0,01% <= Zr <= 0,06% ;
et sa composition satisfait aux équations suivantes dans lesquelles les teneurs sont exprimées en pourcentages atomiques :
8 <= Al at% + Ti at%+ Nb at% + Ta at% <= 11 et 0,7 <= (Ti at% + Nb at% + Ta at%) / Al at% <= 1,3 ;
le reste étant constitué de nickel et d'impuretés résultant de ladite élaboration.
- 1,3% <= Al <= 2,8%;
- 7% <= Co <= 11% ;
- 14% <= Cr <= 17% ;
- 3% <= Fe <= 9% ;
- 2% <= Mo <= 5% ;
- 0,5% <= Nb + Ta <= 2,5% ;
- 2,5% <= Ti <= 4,5% ;
- 1%<= W<= 4%;
- 0,0030% <= B <= 0,030% ;
- traces <= C <= 0,1% ; et - 0,01% <= Zr <= 0,06% ;
et sa composition satisfait aux équations suivantes dans lesquelles les teneurs sont exprimées en pourcentages atomiques :
8 <= Al at% + Ti at%+ Nb at% + Ta at% <= 11 et 0,7 <= (Ti at% + Nb at% + Ta at%) / Al at% <= 1,3 ;
le reste étant constitué de nickel et d'impuretés résultant de ladite élaboration.
5. Superalliage selon la revendication 4, où 1 <= (Ti at% + Nb at% +
Ta at%) / Al at% <= 1,3.
Ta at%) / Al at% <= 1,3.
6. Superalliage selon la revendication 4, où sa composition est, exprimée en pourcentages pondéraux :
- 1,8% <= Al <= 2,8% ;
- 7% <= Co <= 10% ;
- 14% <= Cr <= 17% ;
- 3,6% <= Fe <= 7% ;
- 2% <= Mo <= 4% ;
- 0,5% <= Nb + Ta <= 2% ;
- 2,8% <= Ti <= 4,2% ;
- 1,5% <= W <= 3,5%;
- 0,0030% <= B <= 0,030% ;
- traces <= C <= 0,07% ; et - 0,01% <= Zr <= 0,06% ;
et sa composition satisfait aux équations suivantes dans lesquelles les teneurs sont exprimées en pourcentages atomiques :
8 <= Al at% + Ti at%+ Nb at% + Ta at% <= 11 et 0,7 <= (Ti at% + Nb at% + Ta at%) / Al at% <= 1,3 ;
le reste étant constitué de nickel et d'impuretés résultant de l'élaboration.
- 1,8% <= Al <= 2,8% ;
- 7% <= Co <= 10% ;
- 14% <= Cr <= 17% ;
- 3,6% <= Fe <= 7% ;
- 2% <= Mo <= 4% ;
- 0,5% <= Nb + Ta <= 2% ;
- 2,8% <= Ti <= 4,2% ;
- 1,5% <= W <= 3,5%;
- 0,0030% <= B <= 0,030% ;
- traces <= C <= 0,07% ; et - 0,01% <= Zr <= 0,06% ;
et sa composition satisfait aux équations suivantes dans lesquelles les teneurs sont exprimées en pourcentages atomiques :
8 <= Al at% + Ti at%+ Nb at% + Ta at% <= 11 et 0,7 <= (Ti at% + Nb at% + Ta at%) / Al at% <= 1,3 ;
le reste étant constitué de nickel et d'impuretés résultant de l'élaboration.
7. Superalliage selon la revendication 6, où 0,7 <= (Ti at% + Nb at%
+ Ta at%) / Al at% <= 1,15.
+ Ta at%) / Al at% <= 1,15.
8. Superalliage selon la revendication 6, où 1 <= (Ti at% + Nb at% +
Ta at%) / Al at% <= 1,3.
Ta at%) / Al at% <= 1,3.
9. Superalliage selon l'une quelconque des revendications 1 à 8, qui comprend une fraction de phase gamma' comprise entre 30 et 44% et où le solvus de la phase gamma' du superalliage est inférieur à 1145 °C.
10. Superalliage selon la revendication 9, qui comprend une fraction de phase gamma' comprise entre 32 et 42%.
11. Superalliage selon l'une quelconque des revendications 1 à 10, où la composition de l'alliage satisfait l'équation suivante, dans laquelle les teneurs des éléments sont calculées dans la matrice gamma à 700 °C et sont exprimées en pourcentages atomiques :
0,717 Ni at% + 0,858 Fe at% + 1 ,142 Cr at% + 0,777 Co at% + 1 ,55 Mo at% +
1,655 W at% + 1,9 Al at% + 2,271 Ti at% + 2,117 Nb at% + 2,224 Ta at% <= 0,901.
0,717 Ni at% + 0,858 Fe at% + 1 ,142 Cr at% + 0,777 Co at% + 1 ,55 Mo at% +
1,655 W at% + 1,9 Al at% + 2,271 Ti at% + 2,117 Nb at% + 2,224 Ta at% <= 0,901.
12. Superalliage selon l'une quelconque des revendications 1 à 11, où la teneur en Cr exprimée en pourcentage atomique est, dans la matrice gamma à 700 °C, supérieure à 24 at%.
13. Superalliage selon l'une quelconque des revendications 1 à 12, où la teneur en Mo + W
exprimée en pourcentage atomique est >= 2,8 at% dans la matrice gamma.
exprimée en pourcentage atomique est >= 2,8 at% dans la matrice gamma.
14. Pièce en superalliage de nickel, où sa composition est selon l'une quelconque des revendications 1 à 13.
15. Pièce en superalliage de nickel selon la revendication 14, caractérisée en ce qu'il s'agit d'un composant de turbine à gaz aéronautique ou terrestre.
Applications Claiming Priority (5)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
FR0955714 | 2009-08-20 | ||
FR0955714A FR2949234B1 (fr) | 2009-08-20 | 2009-08-20 | Superalliage base nickel et pieces realisees en ce suparalliage |
FR1053607A FR2949235B1 (fr) | 2009-08-20 | 2010-05-07 | Superalliage base nickel et pieces realisees en ce superalliage |
FR1053607 | 2010-05-07 | ||
PCT/FR2010/051748 WO2011020976A1 (fr) | 2009-08-20 | 2010-08-20 | Superalliage base nickel et pièces réalisées en ce superalliage |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
CA2771739A1 CA2771739A1 (fr) | 2011-02-24 |
CA2771739C true CA2771739C (fr) | 2015-02-03 |
Family
ID=42370984
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
CA2771739A Active CA2771739C (fr) | 2009-08-20 | 2010-08-20 | Superalliage base nickel et pieces realisees en ce superalliage |
Country Status (15)
Country | Link |
---|---|
US (3) | US20120183432A1 (fr) |
EP (1) | EP2467505B1 (fr) |
JP (2) | JP5684261B2 (fr) |
CN (1) | CN102625856B (fr) |
BR (1) | BR112012003536B1 (fr) |
CA (1) | CA2771739C (fr) |
DK (1) | DK2467505T3 (fr) |
ES (1) | ES2426143T3 (fr) |
FR (2) | FR2949234B1 (fr) |
HR (1) | HRP20130795T1 (fr) |
PL (1) | PL2467505T3 (fr) |
PT (1) | PT2467505E (fr) |
RU (1) | RU2499068C1 (fr) |
SI (1) | SI2467505T1 (fr) |
WO (1) | WO2011020976A1 (fr) |
Families Citing this family (17)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2014058491A2 (fr) * | 2012-07-12 | 2014-04-17 | General Electric Company | Superalliage à base de nickel, traitement associé et composants formés à partir de celui-ci |
US10266926B2 (en) * | 2013-04-23 | 2019-04-23 | General Electric Company | Cast nickel-base alloys including iron |
CN104278175B (zh) * | 2013-07-12 | 2018-10-02 | 大同特殊钢株式会社 | 高温强度优异的能够热锻造的Ni基超合金 |
DE102013226109A1 (de) | 2013-07-12 | 2015-01-15 | Sms Siemag Ag | Injektor zum Einsatz in metallurgischen Anlagen |
CN106661674A (zh) * | 2014-09-29 | 2017-05-10 | 日立金属株式会社 | Ni基超耐热合金 |
JP6733210B2 (ja) * | 2016-02-18 | 2020-07-29 | 大同特殊鋼株式会社 | 熱間鍛造用Ni基超合金 |
JP6733211B2 (ja) | 2016-02-18 | 2020-07-29 | 大同特殊鋼株式会社 | 熱間鍛造用Ni基超合金 |
CN107419136B (zh) * | 2016-05-24 | 2019-12-03 | 钢铁研究总院 | 一种服役温度达700℃以上的镍基变形高温合金及其制备方法 |
CN106435279B (zh) * | 2016-10-24 | 2018-06-15 | 四川六合锻造股份有限公司 | 一种高强度抗氧化高温合金及其热处理工艺和应用 |
EP3584335A4 (fr) * | 2017-02-15 | 2020-08-19 | Nippon Steel Corporation | ALLIAGE RÉSISTANT À LA CHALEUR À BASE DE Ni ET SON PROCÉDÉ DE FABRICATION |
US10109383B1 (en) * | 2017-08-15 | 2018-10-23 | General Electric Company | Target assembly and nuclide production system |
JP2021521341A (ja) * | 2018-04-25 | 2021-08-26 | シャルマ, サティヤジートSHARMA, Satyajeet | 付加製造のための粉末組成物 |
FR3085967B1 (fr) * | 2018-09-13 | 2020-08-21 | Aubert & Duval Sa | Superalliages a base de nickel |
US11708627B2 (en) * | 2019-03-29 | 2023-07-25 | Proterial Ltd. | Ni-based superalloy and method for manufacturing Ni-based superalloy |
FR3130294A1 (fr) * | 2021-12-15 | 2023-06-16 | Safran | Alliage à base de nickel |
CN115354194A (zh) * | 2022-09-06 | 2022-11-18 | 中国科学院金属研究所 | 一种增材修复用镍基高温合金材料及其应用 |
CN115896585B (zh) * | 2022-12-28 | 2024-04-02 | 大连理工大学 | 一种密度低于8.0g/cm3的变形高强高温高熵合金及其制备方法 |
Family Cites Families (30)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US3667938A (en) | 1970-05-05 | 1972-06-06 | Special Metals Corp | Nickel base alloy |
US4083734A (en) | 1975-07-18 | 1978-04-11 | Special Metals Corporation | Nickel base alloy |
IL65677A0 (en) * | 1981-06-12 | 1982-08-31 | Special Metals Corp | Nickel base cast alloy |
FR2555205B1 (fr) * | 1983-11-22 | 1989-05-19 | Metalimphy | Alliages a base de nickel pour la metallurgie des poudres destines a des disques de turbines a gaz |
SU1638184A1 (ru) * | 1987-11-18 | 1991-03-30 | Ивановский энергетический институт им.В.И.Ленина | Способ управлени нагревом металла в нагревательной печи периодического действи |
JP2778705B2 (ja) * | 1988-09-30 | 1998-07-23 | 日立金属株式会社 | Ni基超耐熱合金およびその製造方法 |
JP3073525B2 (ja) * | 1991-04-15 | 2000-08-07 | ユナイテッド・テクノロジーズ・コーポレイション | 超合金鍛造方法 |
US5693159A (en) * | 1991-04-15 | 1997-12-02 | United Technologies Corporation | Superalloy forging process |
EP0561179A3 (en) * | 1992-03-18 | 1993-11-10 | Westinghouse Electric Corp | Gas turbine blade alloy |
US5649280A (en) * | 1996-01-02 | 1997-07-15 | General Electric Company | Method for controlling grain size in Ni-base superalloys |
GB9608617D0 (en) * | 1996-04-24 | 1996-07-03 | Rolls Royce Plc | Nickel alloy for turbine engine components |
KR100372482B1 (ko) * | 1999-06-30 | 2003-02-17 | 스미토모 긴조쿠 고교 가부시키가이샤 | 니켈 베이스 내열합금 |
JP3596430B2 (ja) * | 1999-06-30 | 2004-12-02 | 住友金属工業株式会社 | Ni基耐熱合金 |
WO2001053548A2 (fr) * | 2000-01-24 | 2001-07-26 | Inco Alloys International, Inc. | Alliage ni-co-cr anticorrosion a limite de rupture a temperature elevee |
JP3965869B2 (ja) * | 2000-06-14 | 2007-08-29 | 住友金属工業株式会社 | Ni基耐熱合金 |
KR100473039B1 (ko) * | 2000-11-16 | 2005-03-09 | 스미토모 긴조쿠 고교 가부시키가이샤 | 용접성 및 고온강도가 우수한 니켈기 내열 합금, 이를 이용한 용접 조인트, 및 이를 이용한 에틸렌 플랜트용 분해로 또는 개질로에 사용하는 관 |
DE10154290B4 (de) | 2001-11-05 | 2009-10-29 | Hain Lifescience Gmbh | Verfahren zum Nachweis Parodontitis und Karies assoziierter Bakterien |
JP4277113B2 (ja) * | 2002-02-27 | 2009-06-10 | 大同特殊鋼株式会社 | 耐熱ばね用Ni基合金 |
US6730264B2 (en) * | 2002-05-13 | 2004-05-04 | Ati Properties, Inc. | Nickel-base alloy |
JP2003342617A (ja) * | 2002-05-30 | 2003-12-03 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 耐熱合金製補修高温部品、Ni基耐熱合金製補修ガスタービン翼、Ni基耐熱合金製ガスタービン翼の補修方法および耐熱合金製ガスタービン動翼の補修方法 |
JP4509664B2 (ja) * | 2003-07-30 | 2010-07-21 | 株式会社東芝 | 蒸気タービン発電設備 |
US20060051234A1 (en) * | 2004-09-03 | 2006-03-09 | Pike Lee M Jr | Ni-Cr-Co alloy for advanced gas turbine engines |
SE528807C2 (sv) * | 2004-12-23 | 2007-02-20 | Siemens Ag | Komponent av en superlegering innehållande palladium för användning i en högtemperaturomgivning samt användning av palladium för motstånd mot väteförsprödning |
JP4830466B2 (ja) * | 2005-01-19 | 2011-12-07 | 大同特殊鋼株式会社 | 900℃での使用に耐える排気バルブ用耐熱合金およびその合金を用いた排気バルブ |
JP4830443B2 (ja) * | 2005-10-19 | 2011-12-07 | 大同特殊鋼株式会社 | 高温における強度特性にすぐれた排気バルブ用耐熱合金 |
JP4972972B2 (ja) * | 2006-03-22 | 2012-07-11 | 大同特殊鋼株式会社 | Ni基合金 |
JP5147037B2 (ja) * | 2006-04-14 | 2013-02-20 | 三菱マテリアル株式会社 | ガスタービン燃焼器用Ni基耐熱合金 |
JP5215010B2 (ja) | 2008-03-25 | 2013-06-19 | 三井造船株式会社 | アルコール連続生産方法 |
EP3587606A4 (fr) * | 2017-02-21 | 2020-08-12 | Hitachi Metals, Ltd. | Alliage super-résistant à la chaleur à base de ni et son procédé de fabrication |
GB2565063B (en) * | 2017-07-28 | 2020-05-27 | Oxmet Tech Limited | A nickel-based alloy |
-
2009
- 2009-08-20 FR FR0955714A patent/FR2949234B1/fr not_active Expired - Fee Related
-
2010
- 2010-05-07 FR FR1053607A patent/FR2949235B1/fr not_active Expired - Fee Related
- 2010-08-20 ES ES10762740T patent/ES2426143T3/es active Active
- 2010-08-20 US US13/391,454 patent/US20120183432A1/en not_active Abandoned
- 2010-08-20 CN CN201080048118.1A patent/CN102625856B/zh active Active
- 2010-08-20 JP JP2012525195A patent/JP5684261B2/ja active Active
- 2010-08-20 SI SI201030302T patent/SI2467505T1/sl unknown
- 2010-08-20 WO PCT/FR2010/051748 patent/WO2011020976A1/fr active Application Filing
- 2010-08-20 DK DK10762740.8T patent/DK2467505T3/da active
- 2010-08-20 EP EP10762740.8A patent/EP2467505B1/fr active Active
- 2010-08-20 PL PL10762740T patent/PL2467505T3/pl unknown
- 2010-08-20 PT PT107627408T patent/PT2467505E/pt unknown
- 2010-08-20 RU RU2012110386/02A patent/RU2499068C1/ru active
- 2010-08-20 BR BR112012003536-3A patent/BR112012003536B1/pt active IP Right Grant
- 2010-08-20 CA CA2771739A patent/CA2771739C/fr active Active
-
2013
- 2013-08-22 HR HRP20130795AT patent/HRP20130795T1/hr unknown
-
2014
- 2014-04-24 JP JP2014090135A patent/JP5869034B2/ja active Active
-
2019
- 2019-02-04 US US16/266,764 patent/US11193187B2/en active Active
-
2021
- 2021-10-27 US US17/512,439 patent/US12024758B2/en active Active
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
FR2949234B1 (fr) | 2011-09-09 |
CN102625856B (zh) | 2014-12-31 |
RU2012110386A (ru) | 2013-09-27 |
JP5684261B2 (ja) | 2015-03-11 |
FR2949235A1 (fr) | 2011-02-25 |
CA2771739A1 (fr) | 2011-02-24 |
WO2011020976A1 (fr) | 2011-02-24 |
RU2499068C1 (ru) | 2013-11-20 |
ES2426143T3 (es) | 2013-10-21 |
US20120183432A1 (en) | 2012-07-19 |
CN102625856A (zh) | 2012-08-01 |
DK2467505T3 (da) | 2013-09-30 |
EP2467505B1 (fr) | 2013-06-19 |
FR2949235B1 (fr) | 2011-09-09 |
FR2949234A1 (fr) | 2011-02-25 |
SI2467505T1 (sl) | 2013-10-30 |
HRP20130795T1 (en) | 2013-09-30 |
PT2467505E (pt) | 2013-09-24 |
JP2014156660A (ja) | 2014-08-28 |
BR112012003536A2 (pt) | 2020-11-03 |
EP2467505A1 (fr) | 2012-06-27 |
JP2013502511A (ja) | 2013-01-24 |
US20220049326A1 (en) | 2022-02-17 |
JP5869034B2 (ja) | 2016-02-24 |
PL2467505T3 (pl) | 2013-11-29 |
BR112012003536B1 (pt) | 2021-05-11 |
US11193187B2 (en) | 2021-12-07 |
US20190169715A1 (en) | 2019-06-06 |
US12024758B2 (en) | 2024-07-02 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
CA2771739C (fr) | Superalliage base nickel et pieces realisees en ce superalliage | |
EP2393951B1 (fr) | Procede de fabrication d'une piece en superalliage a base de nickel, et piece ainsi obtenue | |
EP0063511B1 (fr) | Superalliage monocristallin à matrice à base de nickel, procédé d'amélioration de pièces en ce superalliage et pièces obtenues par ce procédé | |
EP1840232B1 (fr) | Alliage à base de nickel | |
CN105121678B (zh) | 耐热性Ni基合金及其制造方法 | |
EP3850118B1 (fr) | Superalliages a base de nickel | |
FR2461016A1 (fr) | Article de superalliage de nickel a structure monocristalline et procede de fabrication | |
US20130206287A1 (en) | Co-based alloy | |
EP3117017B1 (fr) | Alliage à base nickel à durcissement structural, pièce en cet alliage et son procédé de fabrication | |
FR2557143A1 (fr) | Alliages convenant a la fabrication de pieces moulees monocristallines et pieces moulees obtenues | |
JP7105229B2 (ja) | 高温耐性、耐傷性を有する超合金、その合金から作られた製品、及びその合金の製造方法 | |
EP4073283B1 (fr) | Superalliage a base de nickel | |
EP3942082A2 (fr) | Superalliage a proprietes optimisees et densite limitee | |
FR2555609A1 (fr) | Superalliage a base de nickel | |
FR2646171A1 (fr) | Superalliages contenant du titane et procede pour ameliorer les proprietes de resistance mecanique a haute temperature d'un superalliage a base de nickel contenant du niobium | |
EP0187573A2 (fr) | Alliage à base de nickel | |
FR3133623A1 (fr) | Superalliage à base de nickel | |
WO2023111456A1 (fr) | Alliage à base de nickel comprenant du tantale | |
FR2739870A1 (fr) | Alliage refractaire, tenace et soudable | |
FR2929293A1 (fr) | Alliage a base de ni pour rotor de turbine a vapeur et rotor de turbine a vapeur le comprenant |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
EEER | Examination request |