Alliage à base de nickel
Des alliages de nickel et de chrome, avec ou sans fer, sont très utilisés pour des articles et des pièces qui nécessitent une résistance à la traction et une dureté élevée à la température ordinaire, associées à la résistance à l'oxydation et aux milieux corrosifs. Cependant, en général, ils sont difficiles à travailler à chaud, et bien que l'on accepte cela comme accompagnant nécessaire d'une résistance à la traction élevée aux hautes températures, c'est un désavantage lorsqu'une bonne résistance aux très hautes températures n'est pas nécessaire.
La présente invention est basée sur la découverte que l'on peut traiter certains alliages de nickel-chrome pour obtenir une microstructure à grains fins inhabituelle qui permet de les travailler à chaud plus facilement et de les déformer à des hautes températures, par exemple de 9250 à 9800 C, tout en maintenant la résistance et la dureté élevées à la température ordinaire et aux températures intermédiaires, ainsi que la résistance à la corrosion. Les alliages ayant la microstructure spéciale, ainsi qu'une finesse suffisante des grains, présentent aussi la propriété appelée superplasticité , que l'on peut définir comme la capacité d'une matière de subir de très forts allongements lors de sa déformation sous traction.
On a remarqué que des alliages à l'état superplastique soumis à une tension de traction à une vitesse d'allongement contrôlée à des hautes températures montrent des allongements de deux, trois ou même dix fois leur longueur originelle avant la rupture, mais pour les besoins de la présente description et de revendications, on considère un alliage comme superplastique s'il présente un allongement à la traction d'au moins 150 0/o lorsqu'il est étiré à une température de 9800 C, une vitesse d'allongement constante d'au moins 0,16cm par cm de longueur d'éprouvette initiale par minute.
Bien que l'on ait observé la superplasticité dans certains alliages à faible résistance et à point de fusion bas, par exemple dans des alliages de plomb-étain et d'aluminium-zinc, jusqu'à maintenant elle n'a pas été produite dans des alliages de nickel-chrome. Il est vrai que lorsque des alliages de nickel-chrome sont allongés par le processus très lent du fluage métallurgique, ils présentent parfois des allongements à la rupture pouvant atteindre environ 100ouzo au cours de périodes de temps très prolongées, mais ce processus doit être distingué du processus bien plus rapide de l'allongement à l'état superplastique.
La microstructure des alliages de la présente invention, lorsque ceux-ci sont à l'état superplastique, consiste, à la température ordinaire, essentiellement en grains fins de la phase gamma du nickel-chrome-fer ayant de petites particules de la phase alpha, dispersés entre les grains et adjacents à ceux-ci, la phase gamma étant une solution solide de nickel-chrome cubique à face centrée, avec ou sans fer, et la phase alpha étant une solution solide riche en chrome cubique contenant du nickel, avec ou sans fer, et appelée parfois chromealpha.
Pour que les alliages soient superplastiques, la proportion de phase alpha doit représenter au moins 2 /o, et jusqu'à 70 oxo de l'alliage, avantageusement au moins 5 o/o et de préférence au moins 10 o/o. La grandeur moyenne des grains gamma doit être aussi petite que possible, de toute façon elle doit être inférieure à 12 microns et elle ne devrait pas dépasser 10 microns, et de préférence ne pas dépasser 3 microns. La grandeur moyenne d'une section transversale des particules de la phase alpha ne doit pas dépasser 10 microns, et de préférence pas plus que 5 microns, ou même 3 microns, bien qu'une petite proportion de particules de la phase alpha plus grandes puisse être présente sans effet défavorable.
Désormais, la microstructure à deux phases consistant essentiellement en phases gamma et alpha d'une telle finesse sera appelée microstructure gamma-alpha ultrafine . Dans certains alliages contenant de l'aluminium et du titane, la phase gamma dans une microstructure essentiellement gamma-alpha peut contenir à la température ordinaire une phase gamma' de Ni5(Ti, AI) précipitée dans les grains gamma, mais cette phase est presque, ou entièrement détruite lorsque l'alliage est chauffé jusqu'à 9800 C. D'autres phases peuvent aussi être présentes en petites quantités à la température ordinaire ou aux températures élevées incluent les phases à carbure et aussi les phases êta, à laves et à carbonitrure. La quantité totale de toutes ces phases, autres que les phases gamma et alpha, ne doit pas dépasser 2 o/o.
Conformément à l'invention, les alliages de nickelchrome dans lesquels on peut développer une microstructure gamma-alpha ultrafine conférant la superplasticité sont ceux qui possèdent une structure gammaalpha, à deux phases, stable à la température ordinaire, et qui contiennent au moins 19 O/o de nickel + cobalt, mais pas plus de 10 /o de cobalt, et du chrome en quantité d'au moins 24,5 0/o mais ne dépassant pas 55 0/o, ni celle indiquée par la relation:
:
0/o Cr = 68,9 - 0,435 ( /o Ni + Co) (1)
En quantités pouvant atteindre 10 O/o de l'alliage, le nickel peut être remplacé par un poids égal de cobalt, que l'on doit considérer comme faisant partie du nickel en ce qui concerne les diverses relations de la description et des revendications présentes.
Cependant, de préférence, la teneur en cobalt ne dépasse pas 1 0/o. Les teneurs en chrome et en nickel doivent aussi correspondre de manière que la teneur en chrome dépase la limite de solubilité du chrome dans la matrice de l'alliage à 9800 C d'au moins 2 o/o. La solubilité de chrome dans le système nickel-chrome-fer à 9800 C augmente avec la teneur en nickel, de sorte qu'il faut plus de chrome pour satisfaire à cette condition lorsque la teneur en nickel est plus élevée.
L'alliage doit contenir au moins l'un des éléments suivants en teneur ne dépassant pas le maximum indiqué: jusqu'à 2,5 0/o de titane, jusqu'à 0,1 0/o de magnésium, jusqu'à 0,1 0/o de zirconium, jusqu'à 0,05 0/o de calcium et jusqu'à 0,015 O/o de bore. En présence de titane, la quantité de chrome nécessaire pour produire la structure à deux phases est diminuée et avantageusement les alliages contiennent de 0,1 0/o à 2,50/o de titane, et de préférence de 0,2 oxo à 2,5 o/o de titane.
La dépendance de la teneur minimum nécessaire en chrome, des teneurs en nickel et en titane efficace (exempt de carbure), donnée par: O/o Ti - 4 ( /o C) peut être exprimée par deux relations linéaires représentant des lignes droites dans le diagramme des phases de nickel-chrome-fer qui se coupent pour une teneur en nickel de 53,5 /o, et les alliages contiennent la quantité de chrome donnée, pour des alliages ayant jusqu'à 53,5 o/o de nickel, par la relation:
: O/o Cr > 0,253 (O/o Ni + Co) + 22,9 1,5
(0/o Ti exempt de carbure) -0,36... (2) et pour les alliages ayant plus de 53,5 o/o de nickel par la relation: O/o Cr > 0,550 (O/o Ni + Co) + 7,0 - 1,5
(O/o Ti exempt de carbure)-0,36... (3)
Pour les alliages exempts de titane, les teneurs en chrome sont aussi données par ces relations, en prenant la valeur en O/o de titane exempt de carbure comme étant égale à zéro.
La quantité de chrome que l'on préfère est donnée par les relations: O/o Cr > 0,253 ( /o Ni) t 22,9 1,2
(O/oTi exempt de carbure-0,36) pour des teneurs en nickel jusqu'à 53,5 0/o, et O/o Cr > 0,550 ( /o Ni) t 7,0 - 1,2
(O/o Ti exempt de carbure-0,36) pour des teneurs en nickel supérieures à 53,5 /o. Les proportions plus élevées de chrome représentées par ces relations assurent une proportion plus grande de phase alpha dans la microstructure ultrafine.
La plasticité à chaud des alliages est aussi augmentée par la présence d'un ou de plusieurs des éléments suivants: jusqu'à 0,1 0/o de magnésium, jusqu'à 0,1 0/o de zirconium, jusqu'à 0,05 oxo de calcium et jusqu'à 0,015 0/o de bore, des teneurs appropriées de ces éléments étant: 0,001 à 0,05 0/o de magnésium, 0,001 à 0,04% de zirconium, 0,001 à 0,03 0/o de calcium et 0,001 à 0,012% de bore. Le titane et le magnésium sont particulièrement efficaces pour améliorer la capacité de travailler les alliages à chaud.
Le titane possède en outre l'avantage que sa présence élimine substantiellement la formation de vides dans la microstructure pendant l'allongement superplastique, de sorte que l'allongement se poursuit, de manière apparemment visqueuse, jusqu'à ce que la surface de l'échantillon soit diminuée de presque 100 0/o à la rupture.
Les alliages peuvent aussi contenir jusqu'à 0,1 0/o, par exemple de 0,005 à 0,08 0/o de carbone, de O à 2,5 /o de niobium et de O à 4 oxo de tantale, à condition que: O/o Nb + 0,5 ( /o Ta) < 2,5, de O à 1,5 o/o d'aluminium, de O à 3 O/o de molybdène et de O à 1,5 o/o de tungstène, à condition que:
: O/o Mo + 0,5 (O/o W) < 3 /o; de O à 0,5 O/o de silicium, de O à 0,5% de manganèse, de O à lo/o de béryllium, de O à 3 O/o de cuivre et de O à 0,2% de vanadium, la quantité totale de ces éléments additionnels ne dépassant pas 7 o/o et de préférence ne dépassant pas 3 0/o.
En ce qui concerne ces éléments, le niobium améliore la résistance à la traction à la température ordinaire et favorise l'obtention d'une masse fondue propre lorsque l'on fabrique les alliages par fusion à l'air, et le cuivre améliore la résistance à la corrosion dans les milieux contenant des chlorures. L'aluminium est utile en petites quantités jusqu'à 0,4% comme désoxydant et en quantités plus grandes pour rendre les alliages durcissables par précipitation bien qu'il tende aussi à diminuer la plasticité à chaud des alliages. Si l'aluminium est présent, la teneur totale en titane et en aluminium ne doit pas dépasser 3,5 o/o et de préférence ne doit pas dépasser 3 /o. Le molybdène et le tungstène, en quantités indiquées, améliorent la résistance à la corrosion et à la température ordinaire des alliages.
Le solde des alliages, à part les éléments indiqués ci-dessus, peut représenter jusqu'à 55 O/o de fer. Le fer améliore la plasticité à chaud des alliages, et de préférence au moins 7 O/o de celui-ci est présent, particulièrement dans les alliages qui ne contiennent ni titane ni magnésium et que l'on va forger ou laminer à chaud.
Cependant, de préférence la teneur en fer ne dépasse pas 30 /o.
Les alliages contenant de 1 à 2 0/o de titane et de
0,5 à 1,5 O/o d'aluminium dont la teneur totale en titane
et aluminium est de 2,5 à 3,5 /o, et ayant des teneurs
en chrome conformes aux relations (1), (2) et (3) et pas plus de 30 /0 de fer, qui peuvent être vieillis par un chauffage de 5650 à 8150 C pour augmenter leur résistance à la traction à la température ordinaire jusqu'à des valeurs remarquables, par exemple 140 k/mm2, avec peu de perte de la malléabilité.
Les alliages qui contiennent de 0,1 à 2,5 o/o de titane possèdent un ensemble particulièrement avantageux de propriétés, y compris la plasticité à chaud, la malléabilité à chaud et l'intégrité métallurgique pendant qu'on les travaille à l'état superplastique, lorsqu'ils sont traités pour avoir la structure à deux phases gamma-alpha ultrafine du genre indiqué. De préférence, les alliages contiennent au moins 0,36 oxo de titane et ont des teneurs en chrome et en nickel représentées par les points situés à l'intérieur de la surface ABCEFGA de la fig. 1.
Dans cette figure, les lignes AB et BC représentent les relations (3) et (2) respectivement, pour les teneurs en titane de 0,36 0/e, la ligne CE représente o/o Ni = 19; la ligne EF représente la ligne o/o Cr = 55; la ligne FG représente la relation (1); et la ligne GA représente la relation 0/o Ni t 0/o Cr 99,6. A l'intérieur de ces limites de composition, les alliages présentent les propriétés avantageuses additionnelles suivantes: une résistance élevée à la traction ultime, par exemple de 91 k/mm2 ou plus, à la température ordinaire, et une forte résistance à la corrosion.
De préférence, les alliages ayant au moins O,360/o de titane ont des teneurs en nickel et en chrome que l'on trouve soit sur la ligne
DH de la fig. 1, soit à gauche de celle-ci, définis par un point à l'intérieur de la surface ABCDHA. La ligne DH représente la relation:
O/o Cr = O,361(0/o Ni) t 25,1 et définit la teneur maximum en chrome que l'on peut dissoudre substantiellement complètement pour former une phase entièrement gamma lors du chauffage par dissolution des alliages jusqu'à des températures de 12050 C ou plus.
Lorsque l'on traite subséquemment les alliages ayant des teneurs en nickel et chrome à l'intérieur de la surface ABCDHA, pour obtenir une structure à deux phases alpha-gamma ultrafine, on trouve qu'ils ont des caractéristiques mécaniques isotropes. On peut aussi facilement travailler ces alliages à froid après la trempe de l'état complètement chauffé par dissolution pour maintenir une microstructure de solution solide, à une phase, gamma.
Parmi les nouveaux alliages de l'invention, ceux qui contiennent de 34 à 43 o/o de chrome en quantité suffisante pour satisfaire aux relations (2) et (3), de 7 à 34 o/o de fer, de 0 à 0,08 /0 de carbone, de 0,55 à 2,5 o/o de titane, avec o/o Ti - 4 ( /o C) 2 0,36, de 0 à 1,4 o/o d'aluminium, le rapport Ti :
Al étant d'au moins 1,5:1, le solde étant du nickel, montrent des allongements à l'état superplastique extraordinairement élevés, généralement d'au moins 500 /o à une vitesse d'allongement initiale constante de 0,16 cm par cm par minute à 9800 C après avoir été traités pour produire une microstructure gamma-alpha ultrafine.
On peut produire la microstructure à deux phases ultrafine des alliages selon l'invention par un procédé qui comprend un traitement combiné par la chaleur et une déformation à l'état plastique. Ce procédé utilise
le fait bien connu qu'un alliage déformé à l'état plasti
que recristallise lorsqu'on le chauffe jusqu'à une température, ou au-dessus de celle-ci, qui dépend de sa composition et dans une certaine mesure aussi de la
déformation à l'état plastique.
La température la plus basse à laquelle la recristallisation commence est appelée communément la température de recristallisation: pour les alliages de la présente invention ayant été travaillés à froid elle est généralement d'environ 595o C
Dans le traitement des alliages de la présente invention, on fait précipiter la phase alpha riche en chrome de l'alliage déformé à l'état plastique, au-dessus de la température de recristallisation, avec la recristallisation de l'alliage.
Donc, grosso modo, le traitement comprend une déformation à l'état plastique dans les limites de températures de la région à deux phases, les alliages ayant une structure de solution solide gamma contenant du chrome alpha précipitable et leur recristallisation dans les limites de température de la région à deux phases pendant, ou après, la déformation avec précipitation des particules de phase alpha entre les grains de phase gamma. On trouve que la cristallisation de la matière déformée à l'état plastique assure la formation de grains gamma fins, tandis que la précipitation des particules alpha bloque la croissance des grains à la température de précipitation, les deux ensembles contribuant à la production et au maintien de structures à deux phases ultrafines.
I1 est très important de conduire le traitement de manière à permettre la précipitation de la phase alpha uniquement dans la matière qui a été déformée à l'état plastique dans la région à deux phases. Si la précipitation a lieu dans de la matière qui n'a pas été préalablement ainsi déformée, dans la région à deux phases, par exemple si l'alliage chauffé par dissolution est refroidi lentement jusqu'à une température à laquelle la phase alpha précipite, ou si on la trempe puis la chauffe à nouveau jusqu'à cette température, la précipitation aura lieu sans recristallisation et il en résultera une microstructure relativement grossière qui n'aura pas les propriétés superplastiques désirées.
En tenant compte de cela, on peut conduire le traitement de diverses manières. Ainsi l'alliage peut être chauffé jusqu'à une température suffisamment élevée pour dissoudre une partie substantielle de la phase alpha, par exemple jusqu'à 12050 C ou plus, jusqu'à une température juste au-dessous de la température de fusion de l'alliage, puis déformée plastiquement pendant qu'elle se refroidit jusqu'à une température ou une zone de température à laquelle la phase alpha précipite et la recristallisation se produit, par exemple jusqu'à 8700 C ou même moins. La déformation plastique peut être obtenue de diverses manières, par exemple par extrusion, forgeage ou laminage, et elle doit être suffisamment sévère pour maintenir la dimension fine des grains pendant la précipitation des particules de phase alpha.
Après avoir été travaillés à chaud, si on le désire, les alliages peuvent être chauffés dans les limites de la région à deux phases et au-dessus de la température de recristallisation pendant un temps additionnel pour achever la précipitation et la recristallisation. Une autre possibilité est de refroidir un alliage dans lequel toute la phase alpha est dissoute, par exemple par trempage à l'eau, suffisamment rapidement pour maintenir toute la phase alpha dissoute, ou substantiellement toute celle-ci, en solution, de le travailler à froid, de préférence pour obtenir une diminution d'au moins 30 /o de la surface de coupe transversale, puis de le réchauffer jusqu'à une température suffisamment élevée pour que la précipitation de la phase alpha et la recristallisation aient lieu.
Dans ce but, ainsi que pour le chauffage additionnel facultatif pendant le traitement précédent, les alliages ne doivent pas être chauffés jusqu'à des températures au-dessus de la limite supérieure de la région à deux phases puisque, à des températures plus élevées, par exemple au-dessus d'environ 9800 C, les particules de la phase alpha ont tendance à se redissoudre et la structure à devenir plus grossière. Cependant, à des températures plus basses, par exemple comprises entre 870 et 9800 C, on trouve que la structure granulaire gamma-alpha ultrafine des alliages possède une bonne stabilité métallurgique pendant des périodes de temps importantes, par exemple de 0,5 à S h suivant la température. Cette stabilité permet de conduire les opérations de façonnage des métaux qui nécessitent un chauffage pendant des périodes de temps substantielles à ces températures.
Pour obtenir la microstructure la plus fine des alliages forgés, le chauffage par dissolution doit être conduit de manière à dissoudre le plus possible de phase alpha. Toute phase alpha qui reste non dissoute tendra à s'allonger pendant qu'on le travaille, particulièrement lorsqu'on le travaille à chaud, pour former des inclusions linéaires dans la direction du travail, dont résultent des propriétés anisotropes dans les produits forgés.
Pour obtenir une structure tout à fait équiaxiale de l'alliage forgé, il est nécessaire de dissoudre la totalité ou substantiellement la totalité de la phase alpha avant de développer la structure ultrafine à deux phases, et pour le faire, l'alliage doit avoir une composition appropriée.
En particulier, les teneurs en nickel et chrome doivent être mises en corrélation de manière à correspondre à la relation:
o/o Cr < 0,361 (oxo Ni) t 25,1
Comme on l'a dit plus haut, cela correspond à des points qui se trouvent sur la ligne DH de la fig. 1 ou à gauche de celle-ci, et des alliages particulièrement satisfaisants dans ce but sont ceux qui contiennent au moins O,360/o de titane et qui sont à l'intérieur de la surface ABCDHA de la fig. 1.
La fig. 2 est une microphotographie prise à un agrandissement de 1000 diamètres; elle illustre la microstructure (après gravure) d'un alliage contenant 45,1 0/o de nickel, 38,3 o/o de chrome, 2 oxo de titane, 1 o/o d'aluminium, 0,06ego de carbone, le solde étant du fer, que l'on a chauffé par dissolution à 12050 C pour dissoudre la plus grande partie possible de la phase alpha, que l'on a trempé à l'eau, dont on a diminué d'au moins 30 /o la surface de la section transversale par laminage à froid,
que l'on a chauffé jusqu'à 5400 C pendant 16 h pour le recristalliser et précipiter la phase alpha et que l'on a finalement chauffé à 9800C pendant 1 h. Les particules très petites, presque blanches, de la microphotographie sont des particules ultrafines de la phase alpha et la matière très foncée, allant jusqu'au noir, représente des particules de phase alpha trop fines pour le pouvoir de résolution de l'agrandissement de 1000 X.
Les grains gamma se trouvent dans les zones grises entre les grains alpha et ont une grandeur moyenne inférieure à 3 microns environ. Les zones relativement grandes, formant tache, qui représentent environ 7,4 oxo en volume de la microstructure correspondent à la phase alpha (englobant des grains gamma) qui n'a pas été dissoute lors du chauffage par dissolution. Après un allongement de 0,16cm par cm de longueur d'éprouvette initiale par minute, à 9700C, l'alliage subit un allongement de 800 o/o sans fracture et ainsi il est superplastique.
Les fig. 3, 4 et 5 se rapportent toutes à un alliage contenant 50 /o de nickel, 39 0/o de chrome, 8 0/o de fer, 2 O/o de titane, 1 /o d'aluminium et 0,06 o/o de carbone, après avoir subi un traitement pour produire une microstructure ultrafine.
Les fig. 3 et 4 représentent respectivement une microphotographie à un grossissement de 1000 X le diamètre d'un échantillon gravé et une microphotographie électronique à un grossissement de 28 000 X qui montre la structure obtenue après avoir travaillé à chaud des lingots coulés de l'alliage, à partir d'une température de dissolution de 12050 C jusqu'à moins de 9800 C afin de diminuer la surface des coupes transversales de plus de 750/0. La dimension moyenne des grains gamma est moins d'un micron. La fig. 5 est une photographie au microscope électronique avec un grossissement de 18 000 X du même alliage après un allongement à l'état plastique additionnel de plus de 1000oxo à 9800C, la dimension moyenne des grains étant de 1 à 2 microns.
Les fig. 4 et 5 montrent des particules solides gris-noir de phase alpha adjacentes aux limites des grains gamma plus clairs.
Tableau I
Alliage NO Ni O/o Cr 0/o Fe 0/o Ti O/o Al o/o C O/o Autres oxo
1 23,1 43,0 solde (33,22) 0,63 - 0,05
2 35,4 50,0 (13,95) 0,60 - 0,05 -
3 26,0 48,0 (25,35) 0,60 - 0,05 -
4 solde (55,5) 43,8 - 0,63 - 0,05
5 (47,3) 40,8 9,8 1,05 0,95 0,059 -
6 (48,3) 39,2 9,7 2,15 0,63 0,022 -
7 (48 ) 39,0 9,8 2,12 1,03 0,046 -
8 (48,3) 39,2 10,1 1,07 1,27 0,049 -
9 (45,2) 39,2 15,0 0,57 - 0,060 <RTI
ID=4.51> -
Tableau I (suite)
Alliage No Ni 0/o Cr 0/o Fe 0/o Ti% Al O/o C% Autres oxo
10 27,5 38,5 solde (33,33) 0,62 - 0,05
11 20,0 38,0 (41,4 ) 0,62 - 0,05
12 solde (50,0) 37,6 8,7 1,87 1,05 0,03
14 (31,1) 37,2 31,0 0,60 - 0,056
15 (48,2) 39 10 1,75 1 0,008
17 (51,5) 34,8 10,3 2,04 1,33 0,04
18 (50 ) 39 8 2 1 0,06
19 (54,2) 33,3 10 2,5 0,05 0,005
20 (52,2) 34,0 10,5 2,10 1,11 0,043 -
21 38,5 33,4 solde (32,4 ) 0,64 - 0,035
22 44,2 33,2 (22 ) 0,58 - 0,005 -
23 36,2 32,2 (30,9 ) 0,68 - 0,058 -
24 solde (52,2) 35,4 10,5 1,02 0,86 0,045
25 (34,8) 30,7
32 2,5 0,05 0,022 -
26 (20,3) 28,0 51,0 0,60 - 0,065 -
27 (19,4) 28 52,0 0,59 - 0,056 -
28 (20,8) 26,7 50 2,5 0,05 0,021 -
29 (58,9) 40,5 - 0,57 - 0,033 -
31 (48 ) 42 10 - 0,05 0,06 Ca additionné
et présent
< 0,02 /o
32 (48 ) 42 10 - 0,05 0,06 0,02 Mg
33 (48 ) 42 10 - 0,05 0,06 0,012 B
34 (48 ) 42 10 - 0,05 0,06 0,04 Zr
additionné
35 (25 ) 38 37 - 0,05 0,06 0,04 Mg
Le tableau I montre les compositions de 32 alliages selon l'invention,
et les résultats du tableau II montrent leurs allongements remarquables à l'état superplastique, lorsqu'on les a traités pour produire une microstructure ultrafine. On fond les alliages sous vide et les coule en lingots, puis on les travaille à chaud à partir d'une température de dissolution d'au moins 12050 C et s'abaissant de 12050 à 9800 C, pour diminuer les surfaces des coupes transversales des lingots d'au moins 75 /o. On allonge alors des échantillons de chaque alliage, la longueur des éprouvettes étant de 31,8 mm à 9800 C à une vitesse de 0,2cm par cm par minute; le tableau Il montre les résultats. Dans ces tableaux, ainsi que dans les autres, un allongement indiqué, par exemple de > 1000%, indique que l'échantillon n'est pas rompu après un allongement de 1000%.
Chaque alliage montre un allongement supérieur à 150 /o à 9800 C sans rupture. Les alliages Nos 1, 6, 7, 9, 12 et 18 sont des exemples des alliages préférés ayant des allongements d'au moins 5000/o dans ces conditions d'essai.
Pour les alliages contenant du titane qui se sont rompus, la rupture s'est produite avec une diminution de la surface de la section transversale d'au moins 98 0/o, comparés aux valeurs plus basses des alliages exempts de titane.
Tableau il
Résistance
Alliage No Allongement % à la traction
kg/mm2 1 > 1000 5,77
2 400 9,63
3 480 7,10
4 720 3,16
5 400 5,82
6 980 3,18
7 580 4,30
8 360 4,98
9 740 3,80
10 520 6,68 lî 160 14,6
12 > 860 3,66
14 > 740 5,20
15 > 880 2,67
17 540 4,75
18 > 1000 1,90
19 220 9,84
Tableau 11 (suite)
Résistance
Alliage No Allongement o/o à la traction
kg/mm2
20 620 6,67
21 180 8,51
22 180 9,42
23 160 9,38
24 160 10,3
25 290 5,84
26 160 9,98
27 260 8,37
28 388 6,31
29 160 9,28
31 504 2,95
32 > 895 3,80
33 508 4,22
34 670 4,64
35 780 6,61
Des valeurs élevées de l'allongement à l'état superplastique similaires sont montrées à des températures
comprises entre 8700 et 10950 C, et le degré d'allongement à l'état superplastique ne diminue que lentement lorsqu'on augmente la vitesse d'allongement initiale, ce qui est montré par les résultats de l'alliage No 40 du tableau III. On voit, d'après ce tableau, que la résistance à la traction augmente avec la vitesse d'étirement.
Tableau 111
Vitesse Résistance
d'allongement initiale à la traction Allongement
(cm/cm/mn) (kg/mm2) (O/o)
0,16 1,90 360
0,4 4,57 960
0,8 6,54 880
1,6 11,2 1000
4 11,6 920
8 13,3 540
12 14,9 420
16 15,5 480
A titre d'illustration des effets de différentes conditions de traitement, pour un alliage, on traite des échantillons de l'alliage No 36 de trois manières différentes.
A. On travaille à chaud de 12050 à 9800 C, on chauffe jusqu'à 9800 C au cours de 30mn, puis maintient pendant 20 mn.
B. On le chauffe par dissolution, le trempe à l'eau, travaille à froid 50 O/o, chauffe jusqu'à 9800 C au cours de 30 mn et le maintient pendant 20 mn.
C. On chauffe par dissolution, trempe à l'eau, travaille à froid 50 /o, durcit par vieillissement à 595o C pendant 16 h, chauffe jusqu'à 9800 C au cours de 30 mn, et maintient pendant 20 mn.
Dans chaque cas, le chauffage final jusqu'à 9800 C, et à cette température, précède immédiatement les essais de résistance à la traction à 9800 C. Les trois échantillons montrent des allongements à l'état superplastique de 0,16cm/cm/mn à des vitesses d'allongement initiales de 800 0/o, 400 /o et 800 /o respectivement. Bien que les trois échantillons aient des microstructures conformes à l'invention, les résultats montrent que le traitement B, n'entraînant qu'une cristallisation de courte durée à une température relativement élevée, après le travail à froid, est inférieur aussi bien à un chauffage plus prolongé à une température de recristallisation plus basse qu'au travail à chaud dont la température s'abaisse à partir de la température de chauffage par dissolution.
Les résultats du tableau IV montrent les allongements à 9800 C de 5 échantillons d'un alliage ayant la composition de l'alliage No 18 ayant des structures à deux phases gamma-alpha avec des dimensions différentes des grains gamma.
Tableau IV
Dimension
des grains gamma (microns) Allongement ( /o)
231 40
27 80
9 220
4,6 440
2,5 > 1000
L'association de la dimension ultrafine des grains avec l'état superplastique est évidente.
Les propriétés à la traction des alliages de l'invention à la température ordinaire sont illustrées par les résultats du tableau VI pour les alliages Nos 38 - 47; les
Nos 38-45 ont été fondus sous vide et les Nos 46 et 47 fondus à l'air. Initialement, tous les alliages sont forgés en billettes ayant une section carrée de 51 X 51 mm, que l'on chauffe de 12050 à 12600 C, puis qu'on lamine à chaud depuis cette température jusqu'à l'obtention de barres rondes de 15,9mm de diamètre en terminant à 9800 C environ, produisant ainsi une microstructure gamma-alpha ultrafine, puis on le travaille immédiatement à température moyenne, la température descendant alors à environ 8150 C. Les alliages 43 à 47 ne sont soumis qu'au traitement de travail à chaud.
Un échantillon de chacun des alliages, sauf le No 43, est aussi soumis à un traitement final de vieillissement pendant 16 à 20h à 6500 ou 7050 C, comme indiqué dans le tableau VI, le travail à chaud étant indiqué par TC et le travail à chaleur moyenne par TM.
Le tableau V montre les compositions des alliages.
Les résultats montrent que la résistance à la traction des alliages travaillés à chaud et à chaleur moyenne est plus élevée que celle des alliages travaillés à chaud seulement et généralement est au moins 175 kg/ mm2. Habituellement, ils sont encore améliorés par le vieillissement. Cependant, on obtient des propriétés plus isotropes aux dépens d'une partie de la résistance par l'omission du stade de travail à chaleur moyenne. Les alliages ont un module d'élasticité exceptionnellement élevé d'environ 14,5 X 106 kg à la température ordinaire.
Tableau V
Alliage No Ni % Cr /o Fe /o Ti /o Al % C % Autres %
38 solde (56 ) 38,8 2,15 0,63 0,98 0,07
39 (55,9) 37,3 3,5 2,05 1,18 0,07 -
40 (47,5) 40,0 9,4 2 1 0,06 -
41 (44,8) 38,9 13,4 1,91 0,98 0,05
42 (48,6) 39,0 9,09 1,80 1,04 0,05 0,50 Nb
43 48,9 38,9 solde ( 8,7) 1,73 0,87 0,003
44 48,5 40 ( 8,5) 2 1 0,01 -
45 solde (51,5) 45 - 1 0,5 0,05 2,00 Nb
46 47,8 39 solde (10 ) 1,75 1 0,08 0,5 Nb
47 solde (53,7) 38,1 12,7 0,25 0,86 0,09 1,83 Nb
Tableau VI
Résistance Tension Surface
à la traction de rupture Allongement de la section réduite
Alliage No Conditions (kg/mm2) (kg/mmê) (%) (%)
38 TC <RTI
ID=7.11> t TM 187,8 177,6 6 26
TC + TM t 6500 C vieilli 200,2 196,6 6 24
39 TC + TM 192,4 180,4 5 18
TC + TM + 650 C 203,8 195,4 6 24
40 TC + TM 193,6 182,2 4 16
TC + TM + 6500 C 190,4 186 6 22
41 TC + TM 187,9 174,4 5 16
TC + TM + 6500 C 190,9 183,7 5 28
42 TC t TM 182,2 170,3 6 22
TC + TM t 650 C 186,8 184,0 7 22
43 TC 162,0 146,5 6 13
44 TC + 7050 C vieilli 168,5 161,7 5 27
TC 171,1 154,4 7 19
45 TC 160,3 145,9 10 32
TC + 7050 C 162,2 213,5 3 11
46 TC 163,5 149,4 7 20
TC + 650 C 177,4 171,5 4 12
47 TC 138,8 125,5 10 28
TC + 6500 C 167,0 148,8 4 6
Tableau VII
Alliage Ni /o Cr /o Fe /o Ti % <RTI
ID=7.21> Al /o C /o Allongement %
A solde (49,9) 49,5 - 0,60 - 0,05 100
B (60,0) 40,0 - 0,60 - - 20
C 45,0 50,0 solde ( 4,4) - - 0,05 120
D 31,4 29 (39 ) 0,6 - 0,05 100
E 32 29 (38,9) - 0,05 0,06 64
F* solde (59,5) 34,1 - 0,86 1,03 0,007 80
G 24,5 23 solde (50 ) 2,5 0,05 0,026 116
H 15,4 41,0 (42,9) 0,64 - 0,05 -
*signifie: contient 4 % de Mo et 0,56 % de Ta.
Le tableau VII montre l'importance de l'utilisation d'une composition appropriée pour obtenir une microstructure à deux phases et la superplasticité; ce tableau indique les compositions de huit alliages ne correspondant pas à l'invention et les résultats des essais de traction à haute température auxquels on les a soumis.
Tous les alliages sont travaillés à chaud depuis 12050 C jusqu'à 9800 C afin de diminuer la surface d'une section transversale de 75 o/o ou plus. L'alliage B est alors étiré jusqu'à la rupture à 9950 C à une vitesse d'allongement initiale de 0,04 cm/cm/mn, puis les autres à 9800 C à une vitesse d'allongement initiale de 0,16 cm/cm/mn.
Les résultats montrent que les alliages A à G ont tous été rompus à des allongements bien inférieurs à 150 O/o et ne sont pas superplastiques; et l'alliage H contient une forte proportion de phase sigma et il est tellement dur et cassant que l'on n'a pas pu l'usiner en une pièce d'essai.
Généralement parlant, les alliages ayant une microstructure gamma-alpha ultrafine ont une résistance à la corosion élevée, y compris une résistance à la corrosion au piqué et par fissure dans des milieux marins et d'autres solutions aqueuses diluées d'halogénures ainsi qu'à la corrosion générale dans de l'eau extrêmement pure.
Par exemple, des essais conduits sur un alliage contenant 46,5 0/o de nickel, 39 < )/o de chrome, 2 oxo de titane, 1 o/o d'aluminium, 1,5 o/o de cuivre, le solde étant du fer, dans une solution aqueuse contenant 10oxo de chlorure ferrique, indiquent que la résistance à la corrosion au piqué et par fissures dans de l'eau salée et d'autres solutions diluées est substantiellement supérieure à celle d'aciers inoxydables au nickel-chrome austénitiques. Lors d'un essai de corrosion sous contrainte, un échantillon de l'alliage No 37 à deux courbures en U ne s'est pas fendu après huit semaines d'immersion dans de l'eau extrêmement pure à 3150 C dans un autoclave.
Les alliages Nos 1, 3, 9, 10 et 12 ont une résistance à la corrosion particulièrement élevée par des composés de soufre et de plomb à hautes températures. Après immersion dans un mélange fondu de sulfate de plomb, d'oxyde de plomb et de chlorure de plomb à 9250 C, des échantillons de ces alliages ayant une microstructure gamma-alpha ultrafine n'ont subi que la moitié du pourcentage de perte en poids par corrosion subi par des échantillons de deux autres alliages, l'un étant l'alliage
D et le deuxième un alliage binaire contenant 4O0/o de chrome, le solde étant du nickel, cette composition n'étant pas conforme à l'invention. La résistance à la corrosion la plus élevée dans de tels milieux pendant des périodes de temps prolongées est présentée par des alliages n'ayant pas plus de 20 oxo de fer.
L'importance de la structure ultrafine des grains qui contribue à une bonne résistance à la corrosion est montrée par le fait que lorsque l'on recuit un alliage conforme à l'invention ayant une telle structure, de manière à rendre les grains plus grossiers et dissoudre une grande partie de la phase alpha, la perte en poids en un temps donné dans un bain de composés de plomb fondus augmente d'un facteur de 1,6.
Les alliages à grains ultrafins de l'invention peuvent être laminés à chaud à des charges de laminage relativement basses, analogues à celle nécessaire pour laminer à chaud un grand nombre d'alliages nickel-chrome ayant une teneur en chrome bien plus basse et on obtient des résistances bien plus basses à la température ordinaire.
Ainsi, on peut laminer l'alliage 37 avec des charges de laminage plus faibles, analogues à celles nécessaires pour un alliage contenant 76 O/o de nickel, 15,8 /o de chrome, 0,04 o/o de carbone, le solde étant du fer, et bien plus basses que celles nécessaires pour un alliage contenant 18,9 /o de chrome, 11,3 o/o de cobalt, 10 o/o de molybdène, 3,1 o/o de titane, 1,5 o/o d'aluminium, 1,7 oxo de fer, 0,1 0/o de carbone, 0,007 ouzo de bore, le solde étant du nickel.
Des charges de laminage plus élevées sont nécessaires pour le laminage à chaud des alliages dont les grains ont été rendus plus grossiers par recuit que pour le laminage à chaud des alliages à grains ultrafins de l'invention, ayant la même composition.
On peut aussi facilement souder les alliages par les techniques standards en utilisant des alliages d'apport.
Le degré élevé de plasticité à chaud des alliages à grains ultrafins de l'invention aux températures comprises entre 8150 et 10950C, qui permet de les étirer sous contrainte d'au moins 150 /o, permet de les fa çonner facilement pour former des articles et des pièces à ces températures, par exemple en les pressant contre une étampe de façonnage. La force déformante peut être appliquée par pression d'un fluide. Ainsi, un corps creux en alliage chauffé peut être agrandi en une étampe creuse par une pression d'un fluide appliquée à une surface interne du corps creux.
De manière simi- laire, une plaque plate en alliage peut être façonnée en un article ayant la forme d'une assiette, à fossettes ou à rainures, par un procédé selon lequel une partie chauffée de la plaque est agrandie et distendue par pression d'un gaz sur un côté pour forcer le contact du côté opposé avec une étampe de façonnage à face ouverte.
On peut aussi utiliser les alliages pour produire des articles et produits en alliages de nickel-chrome résistant à la corrosion par des procédés de travail à l'état superplastique tels que l'étirement, le poinçonnage, par des procédés de façonnage par pression d'un fluide, y compris le façonnage sous vide, et par le faconnage par pression positive et par poinçonnage. ils sont aussi utiles pour le revêtement d'autres matières, par exemple en appuyant l'alliage contre une surface d'un autre alliage pour en revêtir ce dernier, et, étant donné l'excellente façonnabilité à chaud et la résistance élevée à la corrosion des alliages, ils conviennent particulièrement bien à leur application sur d'autres matières, par façonnage sous pression ou d'autres procédés pour fournir des revêtements résistant à la corrosion sur ces derniers.
Les alliages contenant un ou plusieurs des éléments suivants, le titane, le magnésium, le bore, le calcium et le zirconium sont particulièrement utiles dans ce but.