Procédé pour la fabrication d'articles à partir d'alliages réfractaires
La présente invention se rapporte au domaine des alliages réfractaires concernant l'industrie des turbines à gaz, à laquelle la présente invention se rapporte particulièrement, les critères de construction des moteurs exigent l'emploi d'alliages ayant une bonne résistance aux températures élevées et une résistance à l'oxydation par corrosion. Pour répondre au besoin, un nombre d'alliages ont été développés et utilisés.
Malheureusement, cependant, bien qu'on ait satisfait aux exigences de résistance à haute température, celles-ci ont en général été réalisées uniquement aux dépens de l'usinabilité des alliages et dans la fabrication de moteurs à réaction comprenant plusieurs milliers de parties individuelles de forme compliquée aux dimensions exactes, l'usinabilité de l'alliage représente un facteur majeur pour déterminer l'étendue de son utilité. Bien que dans beaucoup d'industries la solution du problème d'usinabilité puisse être commodément fournie par le changement de la composition chimique de l'alliage, il y a tellement de critères apparentés imposés aux alliages pour turbines à gaz, que des améliorations dans les méthodes de fabrication sont faites nécessairement, malgré la composition chimique des alliages.
Le procédé selon la présente invention implique au début le travail par compression de l'alliage à une température ordinairement inférieure à, mais approchant la température normale de recristallisation de l'alliage, de cette façon produisant une grosseur de grain très fine; ensuite le forgeage du matériau à la configuration désirée dans matrices chaudes à une température inférieure à la température normale de recristallisation, et par la suite le traitement thermique de l'article forgé pour remettre l'alliage dans sa condition de résistance élevée. Dans certains cas la grosseur du grain après le travail initial de l'alliage est si fine qu'un grossissement de 10 000 diamètres est nécessaire pour déterminer la structure du grain.
Selon un mode de réalisation les alliages à résistance élevée pour turbines à gaz sont travaillés par compression à une température qui est entre la température normale de recristallisation de l'alliage et celle-ci moins 2500 C, comme par exemple par extrusion à un rapport dépassant 4 à 1; forgés dans des matrices chaudes à une température comprise entre 7600 C et leur température normale de recristallisation, et ensuite traités thermiquement pour remettre les alliages dans leur condition préférée de résistance et de dureté.
Selon un mode de réalisation les alliages résistants à base de nickel et à base de titane durcis par précipitation sont travaillés par compression et forgés à une température inférieure de leur température normale de recristallisation dans des matrices chaudes en atmosphère inerte, et par la suite traités thermiquement pour restituer leur résistance.
Le travail de développement initial était orienté vers l'amélioration des techniques de fabrication utilisées pour les alliages à base de titane et les superalliages à base de nickel durcis par précipitation.
Les éléments types d'un intérêt particulier sont les alliages à base de nickel désignés dans l'industrie par Mar M 200 , IN 100 , Inconel 718 , Waspaloy , Astroloy , Udimet 500 , Rene 41 , Inconel X et Inconel 625 et les alliages à base de titane Ti6A14Mo , Ti-8Al-lV et Ti-6A1-4Zr-2Mo . Dans ce qui suit il sera commode de se référer à plusieurs de ces alliages, dont la composition nominale en poids est la suivante:
IN 100 :
:10 O/o de chrome, 15 o/o de cobalt, 4,5 o/o de titane, 5,5 O/o d'aluminium, 3 /o de molybdène, 0,17 oxo de carbone, 0,75 0/o de vanadium, 0,015 0/o de bore, 0,05 /o de zirconium, le restant étant du nickel.
Waspaloy : 19,5 oxo de chrome, 13,5 oxo de cobalt, 0,07 O/o de carbone, 3 o/o de titane, 1,4 o/o d'aluminium, 40/o de molybdène, 0,005oxo de bore, 0,08 /o de zirconium, le restant étant du nfckel.
Astroloy : 15,50/0 de chrome, 17 0/o de cobalt, 0,07 /o de carbone, 3,5 e/o de titane, 4 o/o d'aluminium, 5 0/o de molybdène, 0,025 o/o de bore, le restant étant du nickel.
Titane 8-1-1 : 7,9 O/o d'aluminium, 1 o/o de molybdène, 1 /o de vanadium, le restant étant du titane.
Les alliages durcis par précipitation sont ceux qui ont été consolidés par la précipitation ou vieillissement d'une seconde phase à partir d'une matrice qui a été chauffée à une température assez élevée pour prendre la seconde phase en solution solide. Dans le système des alliages à base de nickel, la phase précipitée contient ordinairement de l'aluminium, du titane, ou du niobium ou quelque combinaison de ces éléments. Ces alliages trouvent une utilité particulière dans la section chaude des turbines à gaz, l'alliage IN 100 , par exemple, est souvent utilisé pour les pales et ailettes, tandis que le rotor des turbines est formé de l'alliage Waspaloy . En général les alliages sont résistants et durs.
En terme de dureté, la plupart des superalliages à base de nickel ont une dureté à la température ambiante voisine de Rockwell C 38 à 44.
Un acier de construction à contenu faible en carbone a une dureté Rockwell d'environ C 20, un acier à outils à teneur élevée en carbone a une dureté d'environ Rockwell C 65. En condition de haute ductilité, comme discuté plus en détail ci-dessous, les superalliages à base de nickel ont une dureté à la température ambiante voisine de Rockwell C 38 à 44.
Des trois alliages à base de nickel décrits en détail, l'alliage IN 100 est le plus résistant. Cet alliage spécialement destiné aux applications de coulée est un des alliages le plus difficiles à travailler en utilisant les pratiques conventionnelles de forgeage. A cause de sa résistance à la déformation et la résistance aux températures élevées, l'alliage est normalement utilisé uniquement dans les coulées, des pales et ailettes étant fabriquées de cet alliage par des techniques de coulage à la cire perdue qui peuvent être adaptées pour fournir des éléments à dimensions exactes.
Bien qu'il soit désirable d'utiliser les propriétés de résistance de cet outillage dans d'autres applications, tels que les rotors de turbines, une microstructure travaillée est habituellement préférée et par conséquent l'alliage IN 100 n'est pas à présent utilisé dans la fabrication des rotors ou éléments analogues. Même les matériaux à plus faible résistance pouvant être forgés, tels que l'alliage Waspaloy , sont seulement travaillés de nos jours avec grande difficulté dans de lourdes presses et marteaux et encore en des formes relativement simples. Par conséquent, l'usinage ultérieur de la plupart sinon de toutes les surfaces est nécessaire.
L'effort initial était dirigé vers l'amélioration des techniques de fabrication pour l'alliage IN 100 , lequel comme mentionné est un des alliages le plus dur et, en même temps, un des alliages les plus difficiles à travailler par les techniques conventionnelles. Malgré le fait que cet alliage comme formule résiste à la déformation, il fut trouvé qu'une certaine combinaison des paramètres de fabrication pouvait être appliquée à l'alliage IN 100 par quoi il pouvait être aisément forgé à des dimensions exactes et en des formes très complexes.
En utilisant les techniques découvertes, il a été trouvé qu'il était possible d'allonger les échantillons d'essai IN 100 jusqu'à un allongement de plus de l3O00/o. Les résultats ont été si prometteurs qu'il est maintenant considéré être parfaitement possible de forger l'alliage 1N 100 en des éléments ou organes tels que les rotors de turbines, et le forgeage peut être accompli dans des appareils relativement conventionnels. Ce qui est peut-être encore plus significatif, c'est qu'il apparaît maintenant probable que non seulement ces alliages peuvent être aisément forgés en des éléments tels que les rotors de turbines, mais aussi que les rotors et les ailettes peuvent être formés en un bloc.
On se rappellera que la composition chimique de l'alliage IN 100 est la même que celle de l'alliage qui était auparavant considéré être virtuellement inforgeable.
Une illustration de l'importance de l'amélioration de la forgeabilité des alliage produits par la présente technique est le fait que l'alliage Astroloy traité selon la présente invention peut être forgé par pressage en une forme de rotor à 10380 C et avec une pression d'approximativement 84 kg/cm2, tandis que la pression nécessaire pour forger l'alliage Astroloy conventionnel à 11770 C est de l'ordre de 3160 kg/cm2. Ceci représente une baisse de pression plus grande que 37 à 1, avec une baisse de température de 1390 C.
Des données types d'un nombre d'essais effectués avec l'alliage IN 100 pour déterminer les paramètres préférés de fabrication sont énoncées dans le tableau I.
Des données analogues sont fournies pour les métaux en Astroloy et en Waspaloy dans les tableaux II et
III respectivement et pour l'alliage à base de titane 8-1-1 dans le tableau IV. Les résultats des essais de traction pour les matériaux divers sont fournis dans les tableaux
V,m VI et VII.
Tableau I
Résultats des essais de rupture pour barres en IN 100
Température Température
Essai Type Rapport de réduction d'essai Allongement Striction
No de réduction de réduction (o C) (o C) (O/o) (oxo)
1 Extrusion 6:1 1149 982 326 99+
2 10:1 1149 982 187 87
3 16:1 1149 982 46 53
4 6:1 1149 plus 982 358 99+
6:1 1093
5 10:1 1149 plus 982 398 99+
5:1 1093
Tableau I (suite)
Température Température
Essai Type Rapport de réduction d'essai Allongement Striction
No de réduction de réduction (o C) (o C) (%) (%)
6 Extrusion 10:1 1149 plus 982 720 99+
10:1 1093
7 16:1 1149 plus
16:
:1 1093 871 45 50
899 240 90+
927 217 99+
982 556 99+
1038 1330 99+
1093 1220 99+
1149 230 90+
8 5,3:1 1121 871 33 34
899 52 52
927 41 55
982 108 93
1038 125 93
1093 192 98
9 5.3:1 1121 plus 982 147 93
Forgeage en 3 étapes à . 1038 1038 254 99+
Tableau II
Résultats des essais de rupture pour barres en Astroloy
Température Température
Essai Type Rapport de réduction d'essai Allongement Striction
No de réduction de réduction (o C) (o C) (%) ( /o)
1 Laminage 2.6:1 1052 plus 927 515 99+
2.8:1 995 982 525 99+
1038 622 99+
2 2.6:1 1038 927 387 99+
2.8:1 1010 982 636 99+
1038 578 99+
1038 465 99
3 7.3:1 1038 927 592 99+
982 620 99+
982 473 99+
1038 734 99+
1038 575 99+
4 7.3 :
:1 1052 927 420 99+
982 376 99+
1038 498 97 5 7.3 1 1066 927 406 99+
982 758 99+
1038 540 Pas
de défec
tuosité
6 Extrusion 10:1 1052 1052 64 55.8
Tableau 111
Résultats des essais de rupture pour barres en Waspaloy
Température Température
Essai Type Rapport de réduction d'essai Allongement Striction
No de réduction de réduction ( C) (o C) (%) ( /o)
1 Extrusion 10:1 1038 941 12 42
995 111 81
1038 122 96
2 6:1 995 995 62 99
6:1 995 1038 86 99
3 6:1 968 968 61 67
4 6:1 941 941 75 79
941 1038 148 99
5 4:1 941 941 152 98
4:1 941 941 160 96
4:1 941 982 148 98
4:
:1 941 982 142 97
6 4:1 941 plus 941 99 93
4:1 941 plus 995 235 99+
1038 116 99+
7 Laminage 7,3:1 982 plus 927 225 99+
3.9:1 968 982 695 99+
1038 173 99+
Tableau IV
Résultats des essais de rupture pour barres en alliage Titane 8-1-1
Température Température
Essai Type Rapport de réduction d'essai Allongement Striction
No de réduction de réduction (o C) (o C) C) (%) (0/o)
1 Extrusion 10:1 927 816 221 99+
2 10:1 871 816 303 99+
3 10:1 816 816 322 98
10:1 816 816 240 97
4 10:1 760 760 228 99+
10:1 760 760 246 99+
10:1 . 760 816 229 99+
5 4:1 760 760 177 98
4:1 760 760 159 95
4:1 816 177 97
6 4:
:1 704 704 90 99+
704 121 95
816 253 99+
Comme les essais de rupture étaient réalisés à l'air, les essais au-dessus de 8160 C engendraient une diffusion de l'oxygène dans le métal augmentant ainsi la résistance et abaissant la ductilité. Cette condition nécessitait une augmentation continue de la charge.
Tableau V
Résultats des essais de traction de barres en Astroloy
TEmpérature Température Résistance Vitesse
Essai Type Rapport de réduction d'essai à l'écoulement Allongement Striction de déformation
N de réduction de réduction ( C) ( C) (kg/cmê) (%) (%) (Min.)
1 Laminage 2.6:1 1038 plus 927 4105 278 99.7 5.40
2.8:1 1010
2 927 1975 283 99.7 0.67
3 982 2210 207 99.6 5.40
4 982 2490 473 99.7 5.40
5 982 1000 390 99.4 0.67
6 1038 1596 453 99.2 5.40
7 1038 930 1025 99.0 0.67
8 1038 594 790 98.3 0.20
9 1093 1142 267 99.1 5.40 10 1093 438 860 97.5 0.67 11 1149 988 163 99.2 5.40 12 1149 580 171 99.3 0.67 13 Laminage /.3:
:1 1038 927 4710 81.3 99.4 5.40 14 927 2850 145 99.7 0.67 15 982 2370 188 99.5 5.40 16 982 1045 447 99.6 0.67 17 1038 1760 500 99.5 5.40 18 1038 773 1335 99.0 0.67 19 1038 337 0.20 20 1038 169 1275 99.0 0.07 21 1038 56.5 0.02 22 1093 1170 191 99.1 5.40 23 1093 610 584 97.0 0.67 24 1149 960 159 98.9 6.40 25 1149 580 147 99.2 0.67 Tableau V (suite)
Résultats des essais de traction de barres en Astroloy
TEmpérature Température Résistance Vitesse
Essai Type Rapport de réduction d'essai à l'écoulement Allongement Striction de déformation
N de réduction de réduction ( C) ( C) (kg/cmê) (%) (%) (Min.) 26 Forgeage 8.5:
:1 1038 1038 829 470 99.3 0.67 27 956 500 99.6 28 984 410 99.5 29 745 915 99.4 30 815 747 99.7 31 766 910 99.7 32 790 896 99.7 33 740 685 99.6 34 910 460 99.7 35 883 484 99.6 36 780 667 99.5 37 1012 455 99.5 38 1026 350 99.5 39 724 668 99.5 40 620* 530 99.4 41 593* 530 99.5 42 684* 420 99.6 43 745* 732 99.6 44 780* 535 99.6 45 689* 648 99.7 46 675* 383 99.7 47 809* 355 99.6 48 794* 302 99.8 49 773* 450 99.7 50 752* 517 99.7 51 886* 390 99.6 52 Forgeage 8.5:1 1066 1012 288 99.5 0.67 53 1150 248 99.4 Tableau V (suite)
Résultats des essais de traction de barres en Astroloy
TEmpérature Température Résistance Vitesse
Essai Type Rapport de réduction d'essai à l'écoulement Allongement Striction de déformation
N de réduction de réduction ( C) ( C) (kg/cmê) (%) (%) (Min.) 54 Forgeage 8.5:
:1 1066 1038 1145 410 99.2 0.67 55 1005 402 99.4 56 970 365 99.5 57 829 522 99.4 58 1130 448 99.4 59 1340 270 99.1 60 1065 500 99.2 61 1005 363 99.5 62 949 367 99.5 63 1090 321 99.5 64 1430 220 99.4 65 1095 460 99.4 66 998 532 99.5 67 928* 315 99.6 68 928* 500 99.7 69 949* 215 99.6 70 Forgeage 8.5:1 1038 1038 1020* 272 99.6 71 914* 260 99.6 0.67 72 1012* 182 99.6 73 1012* 345 99.6 74 970* 202 99.5 75 970* 452 99.5 76 1005* 340 99.5 77 1026* 381 99.6 78 998* 313 99.6 * Echantillons en travers Tableau VI
Résultats des essais de traction de barres en Astroloy
TEmpérature Température Résistance Vitesse
Essai Type Rapport de réduction d'essai à l'écoulement Allongement Striction de déformation
N de réduction de réduction ( C) ( C) (kg/cmê) (%) (%) (Min.)
1 Forgeage 8.5:
:1 963 982 1575 101 99.7 0.67
2 1315 228 99.8
3 1520 169 99.8
4 1738 114 99.7
5 2010 65 99.6
6 2068 45 98.5
7 1357 119 99.4
8 1578 156 99.6
9 1739 83 99.1 10 1669 84 99.3 11 1645 90 99.6 12 1450 80 99.6 13 1990 100 99.1 14 2313 81 97.2 15 1120 295 99.8 16 1230* 115 99.8 17 1100* 140 99.7 18 1175* 113 99.8 19 1145* 166 99.7 20 1620* 72 99.6 21 1400* 135 99.7 22 1205* 167 99.8 23 1675* 70 99.7 24 1210* 131 99.7 25 1290* 147 99.7 26 1300* 117 99.7 27 1090* 107 99.6 28 Forgeage 8.5:
:1 968 982 2299* 76.5 99.7 0.67 Tableau VI (suite)
Résultats des essais de traction de barres en Astroloy
TEmpérature Température Résistance Vitesse
Essai Type Rapport de réduction d'essai à l'écoulement Allongement Striction de déformation
N de réduction de réduction ( C) ( C) (kg/cmê) (%) (%) (Min.) 29 1683 83.5 99.8 30 1695 150 99.8 31 1660 104 99.8 32 2033 85.6 99.7 33 1905 106 99.8 34 1835 114 99.7 35 1640 119 99.8 36 1590 104 99.8 37 1580 133 99.8 38 1893 94 99.7 39 1705 118 99.7 40 1465 182 99.8 41 1635 177 99.8 42 2104 87 99.7 43 1633* 75.7 99.6 44 1435* 93.5 99.7 45 1427* 103 99.8 46 1557* 75 99.8 47 1535* 97.5 99.6 48 1546* 110 99.7 49 1560* 85 99.7 50 1675* 82 99.5 51 1720* 62 99.6 52 1315* 119 99.7 53 1390* 128 99.6 54 1590* 73 99.5 * Echautillons en travers Tableau VII
Résultats des essais de traction de
barres en Ti 8-1-1
TEmpérature Température Résistance Vitesse
Essai Type Rapport de réduction d'essai à l'écoulement Allongement Striction de déformation
N de réduction de réduction ( C) ( C) (kg/cmê) (%) (%) (Min.)
1 Extrusion 10:1 927 816 2145 167 99.3 0.67
2 10:1 927 927 438 370 99+ 0.07
3 10:1 927 927 1115 394 99+ 0.67
4 10:1 871 816 2435 81.4 98.9 0.67
5 10:1 871 927 1180 256 98.9 0.67
6 10:1 816 704 4220 34 89.3 0.67
7 10:1 816 760 3146 125 99.6 0.67
8 10:1 816 816 2271 101 99.3 0.67
9 10:1 816 816 2299 102 99.1 0.67 10 10:1 816 871 1788 180 98.8 0.67 11 10:1 816 927 1195 197 99.1 0.67 12 4:1 760 816 2453 133 98.9 0.67 13 4:1 760 927 1195 132 98.8 0.67
En plus des essais mentionnés plus haut, un nombre de forgeages véritables furent réalisés.
Dans un essai, une barre en alliage IN 100 à base de nickel constitué par chrome 10; cobalt 15; titane 4,5; aluminium 5,5; molybdène 3; carbone 0,17; vanadium 0,75; bore 0,015; zirconium 0,05; le reste étant du nickel, était extrudée à 11210 C, en utilisant un taux de réduction de 5,3 à 1 pour produire une billette cylindrique de 5,08 cl de diamètre et 10,16cm de longueur. Elle était pressée à 10380 C dans des matrices chauffées à une pression de 40 tonnes sans temps de séjour pour produire une galette de 13,55 cm de diamètre. Un échantillon analogue forgé à 10380 C dans des matrices chauffées à une pression de 60 tonnes pendant 3 minutes fournit une galette de 15,25 cm de diamètre.
Après un tel essai il fut découvert que la matrice avait révélé une fissure capillaire qui était exactement reproduite dans la galette pressée sous la forme d'une bavure à paroi mince. Une indication supplémentaire au sujet de la ductilité du matériau était le fait que la structure du grain apparaissant à la surface de la matrice était reproduite à l'extérieur de la galette . Dans des expériences de forgeage ultérieures une billette similairement produite fut forgée dans une matrice construite de façon à provoquer l'écoulement du métal diamétralement vers l'intérieur et alors axialement en avant dans la matrice pour former un fin rebord annulaire à l'extrémité de l'article pressé.
Cette expérience particulière de forgeage fut choisie pour représenter un des types de forgeage plus difficiles, et l'écou- lement vers l'intérieur et en avant du matériau IN 100 fut réalisé.
Il est évident qu'une combinaison particulière de température et de travail par compression met le matériau dans une condition de très haute ductilité temporaire, très haute par rapport à la ductilité dans la condition de non-traitement. La ductilité est temporaire dans le sens qu'elle est maintenue uniquement tant que la croissance du grain est empêchée et qu'elle est présente uniquement pendant le procédé de fabrication de l'alliage.
Une fois le procédé de fabrication terminé et l'article traité thermiquement pour produire la croissance du grain et pour remettre l'alliage dans sa condition originale de résistance élevée, aucune température ensuite rencontrée dans son milieu de travail ne remettra l'alliage dans une condition de très haute ductilité.
Par conséquent, dans le procédé de fabrication, une croissance importante du grain dans l'alliage devrait être évitée, non seulement pendant le travail initial de la billette, mais aussi pendant le procédé de forgeage. I1 a été trouvé que l'alliage sous forme de billette doit être travaillé par compression à une température qui est entre la température normale de recristallisation du matériau et celle-ci moins 2500 C. En plus, le forgeage doit être réalisé à une température approchant la température normale de recristallisation. Pour cette raison, un écart de la pratique normale de forgeage est indiqué. Excepté dans des circonstances exceptionnelles, le forgeage sera réalisé en atmosphère inerte en utilisant des matrices chauffées aux températures de forgeage, et en utilisant des lubrifiants pour températures élevées.
Les matrices chaudes utilisées dans les opérations de forgeage de nos jours furent en un alliage TRW 2278 , un alliage pour coulée à base de nickel, analogue par rapport à la composition et la résistance à l'alliage Mar
M 200 . Ceux versés dans la technique comprendront que d'autres matériaux appropriés pourront également être utilisés. Cependant une couverture composée d'un gaz de protection est de préférence utilisée dans la technique de forgeage; d'autres matériaux pour les matrices comme l'alliage à base de molybdène TZM sont également appropriés. En plus, à cause de l'utilisation d'une atmosphère inerte, les matrices ont été chauffées par des bobines d'induction. Toutefois, de nombreuses méthodes alternatives de chauffage des matrices ont été trouvées satisfaisantes.
Les paramètres de fabrication pour la production de billettes sont choisis de façon que l'effet combiné de chauffage résultant de la chaleur appliquée ou alimentée d'une source de chaleur extérieure et de la chaleur engendrée à l'intérieur du matériau en fonction de l'usinage ne résulte pas en un accroissement de température suffisant pour provoquer une croissance substantielle du grain. Par conséquent, la règle générale est que plus le travail ou le façonnage en une seule passe est grand, plus la température préférée de travail est moindre. Dans les procédés plus préférés, la réduction totale exigée est effectuée en plusieurs passes.
Dans le travail original, du fait de la relation évidente des paramètres du procédé avec la température de recristallisation de l'alliage, on a d'abord pensé que la recristallisation devrait être évitée dans les opérations de façonnage à froid à température élevée et de forgeage.
Une analyse subséquente du matériau façonné à froid à température élevée révélait que le matériau a été façonné à chaud, et de là, il y a eu recristallisation alors même que la grosseur de grain était trop petite pour être visible par microscopie à la lumière conventionnelle. Apparem ment la recristallisation se déroule simultanément avec le façonnage à froid à température élevée mais en empêchant substantiellement la croissance du grain.
En ce qui concerne la réduction totale nécessaire pour obtenir la ductilité temporaire désirée, il apparaît qu'une réduction d'au moins de 4 à 1 représente en pratique le minimum requis à la température de travail la plus préférée. Aucune limite de travail maximum n'a été trouvée, excepté bien entendu dans la mesure où il en résulte une accumulation de chaleur interne pendant le procédé, tel que précédemment discuté.
Au début le travail de compression était réalisé par extrusion, particulièrement dans le cas de l'alliage IN 100 .
Une revue de la microstructure des divers alliages extrudés Waspaloy et Astroloy révélait que dans quelques cas la ductilité conformément aux prévisions n'était pas réalisée, cela étant dû à l'accumulation interne de chaleur résultant du travail compressif. En d'autres termes, la combinaison de la chaleur appliquée extérieurement en même temps que celle produite intérieurement pendant le travail avait pour résultat une croissance excessive du grain.
Le travail d'extrusion indiquait que, en dépendant à un certain degré de la température de travail, la réduction totale peut être réalisée avantageusement en 2 ou plusieurs opérations d'extrusion. En outre, puisque l'accumulation de chaleur interne pendant les opérations de laminage et de forgeage est moindre que celle engendrée par l'extrusion, ces formes de travail compressif peuvent être utilisées avantageusement pour produire la réduction nécessaire, particulièrement dans le cas de l'alliage Waspaloy et de l'alliage Astroloy , ou pour compléter le travail produit par d'autres méthodes.
On a appliqué ces techniques décrites à des quantités et formes commerciales des matériaux divers et la ductilité temporaire fut produite. Une série de lingots de 30,5 cm de diamètre des deux alliages Waspaloy et Astroloy étaient réduits en carrés à angles arrondis de 22,85cm en utilisant des températures conventionnelles de laminage. Le matériau fut réduit d'un barreau carré de 22,86 cm en un morceau rond de 8,89 cm par une combinaison de laminage et forgeage avec matrice.
Les paramètres de procédé particulièrement préférés pour l'alliage IN 100 , l'alliage Astroloy , l'alliage Waspaloy et l'alliage Titane 8-1-1 sont donnés en dessous. Une variété de matériaux de départ ont été utilisés, comprenant un produit en poudre de l'alliage IN 100 et un lingot à grain fin fondu sous vide par induction de l'alliage IN 100 , un lingot avec une grosseur de grain contrôlée fondu sous vide par induction et ensuite fondu sous vide avec électrode consommable de deux alliages Waspaloy et Astroloy et un lingot de Titane 8-1 - 1 fondu deux fois sous vide avec électrode consommable.
Dans le cas de l'alliage IN 100 par exemple, une réduction minimum en billette de 5 à 1 est requise à une température entre 10930 C et 11490 C. Le forgeage avec matrice est accompli de préférence avec une température de la matrice et une température du matériau de 10380 C à 10930 C en atmosphère inerte à une vitesse de déformation d'approximativement 0,5 cm/cm/min.
Avec l'alliage Astroloy par exemple, la réduction minimum en billette est de 4 à 1 à une température entre 9950 C et 10930 C. Le forgeage avec matrice est réalisé de préférence à 10380 C et la vitesse de déformation est de 0,5 cm/cm/min.
L'alliage Waspaloy par exemple est réduit en forme de billette avec une réduction d'au moins 4 à 1 à une température entre 941oC et 995OC et forgé à 9820 C à une vitesse de déformation de 0,5 cm/cm/min.
L'alliage Titane 8-1-1 par exemple est réduit avec une réduction d'au moins 4 à 1 à une température entre 7040 C et 9270 C et forgé à environ 9270 C à une vitesse de déformation de 0,5 cm/cm/min.
Pour la réalisation de dimensions très exactes, il apparaît être avantageux pour tous les alliages d'utiliser de très faible vitesse de déformation, peut-être 0,05 cm/ cm/min.
Le mécanisme métallurgique exact par lequel les résultats susmentionnés sont obtenus n'a pas encore été complètement déterminé. Il a été mentionné dans la littérature que dans certains matériaux il existe un phénomène appelé superplasticité . (Voir par exemple un article dans Transactions of the ASM Vol. 53 (1965) de D.H. Avery et W.A. Backofin.) Dans le cas présent cependant, les considérations de base menant au développement de la composition chimique de l'alliage sont défavorables à une condition de superplasticité . La présente invention fournit un procédé par lequel les alliages réfractaires résistants peuvent être mis dans une condition de faible résistance et de haute ductilité temporaire, et forgés en des formes utiles, non en raison de leur composition chimique mais malgré leur composition chimique.
Et ceci est d'une importance fondamentale, étant donné qu'une condition inhérente de faible résistance et de haute ductilité qui existe à cause de la composition chimique de l'alliage à toute température dans le régime d'opération d'un moteur à réaction ne peut être tolérée. En d'autres tennes, il est d'une extrême importance que les conditions de faible résistance et de haute ductilité soient temporaires et désormais présentes uniquement pendant le procédé de fabrication.
Pour remettre l'alliage particulier dans sa condition normale de résistance élevée et dureté après l'opération de forgeage, le traitement thermique conventionnel de mise en solution, de stabilisation et de précipitation est tout ce qui est nécessaire. Dans le cas de l'alliage IN 100 ayant une température normale de recristallisation d'environ 11490 C, le traitement thermique préféré implique un traitement thermique de mise en solution à environ 11900 C pour produire une croissance du grain, suivi d'un traitement thermique de stabilisation et de précipitation. La température du traitement thermique de mise en solution pour les divers autres alliages spécialement mentionnés ici est donnée dans le tableau VIII.
Tableau Vlll
Température normale Traitement thermique
Alliage de recristallisation de solution
forgé ( c) (oQ (OC) Mar M 200 1218 1204 Inconel 718 968 954 Waspaloy 1010 1018 Astroloy . 1121 1121 Udimet 500 1052 1080 Rene 41 ... 1052 1066 Inconel X 954 982 Inconel 625 .. 954 982
D'après la description précédente il sera évident pour les techniciens que de nombreuses modifications aux modes de réalisation préférés et décrits sont possibles.
Par suite, il doit être bien entendu que ladite description est seulement indicative de caractères préférentiels en avantages.
Process for the manufacture of articles from refractory alloys
The present invention relates to the field of refractory alloys relating to the gas turbine industry, to which the present invention relates particularly, the engine construction criteria require the use of alloys having good resistance to high temperatures and resistance to corrosion by oxidation. To meet the need, a number of alloys have been developed and used.
Unfortunately, however, although the high temperature strength requirements have been met, these have generally been achieved only at the expense of the machinability of the alloys and in the manufacture of jet engines comprising several thousand individual parts of. A complicated shape with exact dimensions, the machinability of the alloy is a major factor in determining the extent of its utility. Although in many industries the solution to the machinability problem can be conveniently provided by changing the chemical composition of the alloy, there are so many related criteria imposed on gas turbine alloys that improvements in the manufacturing methods are made necessarily, despite the chemical composition of the alloys.
The process according to the present invention initially involves working by compressing the alloy at a temperature ordinarily below, but approaching the normal recrystallization temperature of the alloy, thereby producing a very fine grain size; then forging the material to the desired configuration in hot dies at a temperature below the normal recrystallization temperature, and subsequently heat treating the forged article to return the alloy to its high strength condition. In some cases the grain size after the initial working of the alloy is so fine that a magnification of 10,000 diameters is required to determine the grain structure.
According to one embodiment, the high strength alloys for gas turbines are worked by compression at a temperature which is between the normal recrystallization temperature of the alloy and the latter minus 2500 C, such as for example by extrusion at a ratio exceeding 4 to 1; forged in hot dies at a temperature between 7600 C and their normal recrystallization temperature, and then heat treated to return the alloys to their preferred condition of strength and hardness.
According to one embodiment, the strong precipitation-hardened nickel-based and titanium-based alloys are worked by compression and forged at a temperature below their normal recrystallization temperature in hot dies in an inert atmosphere, and subsequently heat treated. to restore their resistance.
Initial development work was directed towards improving the manufacturing techniques used for titanium-based alloys and precipitation-hardened nickel-based superalloys.
Typical elements of particular interest are the nickel base alloys designated in the industry as Mar M 200, IN 100, Inconel 718, Waspaloy, Astroloy, Udimet 500, Rene 41, Inconel X and Inconel 625 and alloys with titanium base Ti6A14Mo, Ti-8Al-lV and Ti-6A1-4Zr-2Mo. In what follows it will be convenient to refer to several of these alloys, whose nominal composition by weight is as follows:
IN 100:
: 10 O / o of chromium, 15 o / o of cobalt, 4.5 o / o of titanium, 5.5 O / o of aluminum, 3 / o of molybdenum, 0.17 oxo of carbon, 0.75 0% vanadium, 0.015% boron, 0.05% zirconium, the remainder being nickel.
Waspaloy: 19.5 chromium oxo, 13.5 cobalt oxo, 0.07 O / o carbon, 3 o / o titanium, 1.4 o / o aluminum, 40 / o molybdenum, 0.005oxo boron, 0.08 / o zirconium, the remainder being nfckel.
Astroloy: 15.50 / 0 chromium, 17 0 / o cobalt, 0.07 / o carbon, 3.5 e / o titanium, 4 o / o aluminum, 5 0 / o molybdenum, 0.025 o / o boron, the remainder being nickel.
Titanium 8-1-1: 7.9 O / o aluminum, 1 o / o molybdenum, 1 / o vanadium, the remainder being titanium.
Precipitation hardened alloys are those which have been consolidated by precipitation or aging of a second phase from a die which has been heated to a temperature high enough to take the second phase in solid solution. In the nickel base alloy system, the precipitated phase usually contains aluminum, titanium, or niobium or some combination of these elements. These alloys find particular utility in the hot section of gas turbines, the IN 100 alloy, for example, is often used for blades and fins, while the rotor of turbines is formed from the Waspaloy alloy. In general the alloys are strong and hard.
In terms of hardness, most nickel-based superalloys have a hardness at room temperature close to Rockwell C 38 to 44.
Low carbon structural steel has a Rockwell hardness of about C 20, high carbon tool steel has a hardness of about Rockwell C 65. Under high ductility condition, as discussed in more detail herein. -below, nickel-based superalloys have a hardness at room temperature close to Rockwell C 38 to 44.
Of the three nickel-based alloys described in detail, the IN 100 alloy is the strongest. This alloy specifically intended for casting applications is one of the most difficult alloys to work with using conventional forging practices. Because of its resistance to deformation and resistance to high temperatures, the alloy is normally used only in castings, with blades and fins being made of this alloy by lost wax casting techniques which can be adapted to provide elements with exact dimensions.
Although it is desirable to use the strength properties of this tool in other applications, such as turbine rotors, a finely crafted microstructure is usually preferred and therefore the IN 100 alloy is not now used. in the manufacture of rotors or the like. Even lower strength materials that can be forged, such as Waspaloy alloy, are only worked with great difficulty today in heavy presses and hammers and still into relatively simple shapes. Therefore, subsequent machining of most if not all surfaces is required.
The initial effort was directed towards improving manufacturing techniques for the IN 100 alloy, which as mentioned is one of the hardest alloys and, at the same time, one of the most difficult alloys to work by conventional techniques. Despite the fact that this alloy as a formula resists deformation, it was found that some combination of manufacturing parameters could be applied to the IN 100 alloy whereby it could be easily forged to exact dimensions and into very large shapes. complex.
Using the techniques discovered, it has been found that it is possible to stretch the IN 100 test samples to an elongation of more than 13000 / o. The results have been so promising that it is now considered to be perfectly possible to forge the 1N 100 alloy into components or parts such as turbine rotors, and forging can be accomplished in relatively conventional apparatus. What is perhaps even more significant is that it now appears probable that not only can these alloys be easily forged into elements such as turbine rotors, but also that the rotors and vanes can be formed into. a block.
It will be remembered that the chemical composition of the IN 100 alloy is the same as that of the alloy which was previously considered to be virtually unforgettable.
An illustration of the importance of improving the forgeability of alloys produced by the present technique is the fact that the Astroloy alloy processed according to the present invention can be forged by pressing into a rotor shape at 10380 C and with pressure. of approximately 84 kg / cm2, while the pressure required to forge the conventional Astroloy alloy at 11770 C is on the order of 3160 kg / cm2. This represents a pressure drop greater than 37 to 1, with a temperature drop of 1390 C.
Typical data of a number of tests carried out with the IN 100 alloy to determine the preferred manufacturing parameters are given in Table I.
Similar data are provided for the metals in Astroloy and in Waspaloy in Tables II and
III respectively and for the titanium-based alloy 8-1-1 in Table IV. The results of tensile tests for various materials are provided in the tables
V, m VI and VII.
Table I
Results of fracture tests for bars in IN 100
Temperature Temperature
Test Type Test reduction ratio Elongation Striction
Reduction reduction number (o C) (o C) (O / o) (oxo)
1 Extrusion 6: 1 1149 982 326 99+
2 10: 1 1149 982 187 87
3 16: 1 1149 982 46 53
4 6: 1 1149 plus 982 358 99+
6: 1093
5 10: 1 1149 plus 982 398 99+
5: 1093
Table I (continued)
Temperature Temperature
Test Type Test reduction ratio Elongation Striction
Reduction reduction number (o C) (o C) (%) (%)
6 Extrusion 10: 1 1149 plus 982 720 99+
10: 1093
7 16: 1 1149 more
16:
: 1 1093 871 45 50
899 240 90+
927 217 99+
982 556 99+
1038 1330 99+
1093 1220 99+
1149 230 90+
8 5.3: 1 1121 871 33 34
899 52 52
927 41 55
982 108 93
1038 125 93
1093 192 98
9 5.3: 1 1121 plus 982 147 93
Forging in 3 steps to. 1038 1038 254 99+
Table II
Results of fracture tests for bars in Astroloy
Temperature Temperature
Test Type Test reduction ratio Elongation Striction
Reduction reduction number (o C) (o C) (%) (/ o)
1 Lamination 2.6: 1 1052 plus 927 515 99+
2.8: 1 995 982 525 99+
1038 622 99+
2 2.6: 1 1038 927 387 99+
2.8: 1 1010 982 636 99+
1038 578 99+
1038 465 99
3 7.3: 1 1038 927 592 99+
982 620 99+
982 473 99+
1038 734 99+
1038 575 99+
4 7.3:
: 1 1052 927 420 99+
982 376 99+
1038 498 97 5 7.3 1 1066 927 406 99+
982 758 99+
1038 540 Steps
defec
tuosity
6 Extrusion 10: 1 1052 1052 64 55.8
Table 111
Breaking test results for Waspaloy bars
Temperature Temperature
Test Type Test reduction ratio Elongation Striction
Reduction reduction number (C) (o C) (%) (/ o)
1 Extrusion 10: 1 1038 941 12 42
995 111 81
1038 122 96
2 6: 1 995 995 62 99
6: 1 995 1038 86 99
3 6: 1 968 968 61 67
4 6: 1 941 941 75 79
941 1038 148 99
5 4: 1 941 941 152 98
4: 1 941 941 160 96
4: 1 941 982 148 98
4:
: 1 941 982 142 97
6 4: 1 941 plus 941 99 93
4: 1,941 plus 995 235 99+
1038 116 99+
7 Lamination 7.3: 1 982 plus 927 225 99+
3.9: 1 968 982 695 99+
1038 173 99+
Table IV
Results of fracture tests for 8-1-1 titanium alloy bars
Temperature Temperature
Test Type Test reduction ratio Elongation Striction
Reduction reduction number (o C) (o C) C) (%) (0 / o)
1 Extrusion 10: 1 927 816 221 99+
2 10: 1 871 816 303 99+
3 10: 1 816 816 322 98
10: 1 816 816 240 97
4 10: 1,760 760 228 99+
10: 1760 760 246 99+
10: 1. 760 816 229 99+
5 4: 1,760 760 177 98
4: 1,760,760 159 95
4: 1 816 177 97
6 4:
: 1 704 704 90 99+
704 121 95
816 253 99+
As the fracture tests were carried out in air, tests above 8160 C caused diffusion of oxygen into the metal thereby increasing strength and lowering ductility. This condition required a continuous increase in the load.
Table V
Results of tensile tests of bars in Astroloy
Temperature Temperature Resistance Speed
Test Type Flow test reduction ratio Elongation Strain strain
N reduction reduction (C) (C) (kg / cmê) (%) (%) (Min.)
1 Lamination 2.6: 1 1038 plus 927 4105 278 99.7 5.40
2.8: 11010
2 927 1975 283 99.7 0.67
3 982 2210 207 99.6 5.40
4 982 2490 473 99.7 5.40
5 982 1000 390 99.4 0.67
6 1038 1596 453 99.2 5.40
7 1038 930 1025 99.0 0.67
8 1038 594 790 98.3 0.20
9 1093 1142 267 99.1 5.40 10 1093 438 860 97.5 0.67 11 1149 988 163 99.2 5.40 12 1149 580 171 99.3 0.67 13 Lamination /.3:
: 1 1038 927 4710 81.3 99.4 5.40 14 927 2850 145 99.7 0.67 15 982 2370 188 99.5 5.40 16 982 1045 447 99.6 0.67 17 1038 1760 500 99.5 5.40 18 1038 773 1335 99.0 0.67 19 1038 337 0.20 20 1038 169 1275 99.0 0.07 21 1038 56.5 0.02 22 1093 1170 191 99.1 5.40 23 1093 610 584 97.0 0.67 24 1149 960 159 98.9 6.40 25 1149 580 147 99.2 0.67 Table V (continued)
Results of tensile tests of bars in Astroloy
Temperature Temperature Resistance Speed
Test Type Flow test reduction ratio Elongation Strain strain
Reduction reduction (C) (C) (kg / cmê) (%) (%) (Min.) 26 Forging 8.5:
: 1 1038 1038 829 470 99.3 0.67 27 956 500 99.6 28 984 410 99.5 29 745 915 99.4 30 815 747 99.7 31 766 910 99.7 32 790 896 99.7 33 740 685 99.6 34 910 460 99.7 35 883 484 99.6 36 780 667 99.5 37 1012 455 99.5 38 1026 350 99.5 39 724 668 99.5 40 620 * 530 99.4 41 593 * 530 99.5 42 684 * 420 99.6 43 745 * 732 99.6 44 780 * 535 99.6 45 689 * 648 99.7 46 675 * 383 99.7 47 809 * 355 99.6 48 794 * 302 99.8 49 773 * 450 99.7 50 752 * 517 99.7 51 886 * 390 99.6 52 Forging 8.5: 1 1066 1012 288 99.5 0.67 53 1150 248 99.4 Table V (continued)
Results of tensile tests of bars in Astroloy
Temperature Temperature Resistance Speed
Test Type Flow test reduction ratio Elongation Strain strain
Reduction reduction N (C) (C) (kg / cmê) (%) (%) (Min.) 54 Forging 8.5:
: 1 1066 1038 1145 410 99.2 0.67 55 1005 402 99.4 56 970 365 99.5 57 829 522 99.4 58 1130 448 99.4 59 1340 270 99.1 60 1065 500 99.2 61 1005 363 99.5 62 949 367 99.5 63 1090 321 99.5 64 1430 220 99.4 65 1095 460 99.4 66 998 532 99.5 67 928 * 315 99.6 68 928 * 500 99.7 69 949 * 215 99.6 70 Forging 8.5: 1 1038 1038 1020 * 272 99.6 71 914 * 260 99.6 0.67 72 1012 * 182 99.6 73 1012 * 345 99.6 74 970 * 202 99.5 75 970 * 452 99.5 76 1005 * 340 99.5 77 1026 * 381 99.6 78 998 * 313 99.6 * Cross samples Table VI
Results of tensile tests of bars in Astroloy
Temperature Temperature Resistance Speed
Test Type Flow test reduction ratio Elongation Strain strain
N reduction reduction (C) (C) (kg / cmê) (%) (%) (Min.)
1 Forging 8.5:
: 1 963 982 1575 101 99.7 0.67
2 1315 228 99.8
3 1520 169 99.8
4 1738 114 99.7
5 2010 65 99.6
6 2068 45 98.5
7 1357 119 99.4
8 1578 156 99.6
9 1739 83 99.1 10 1669 84 99.3 11 1645 90 99.6 12 1450 80 99.6 13 1990 100 99.1 14 2313 81 97.2 15 1120 295 99.8 16 1230 * 115 99.8 17 1100 * 140 99.7 18 1175 * 113 99.8 19 1145 * 166 99.7 20 1620 * 72 99.6 21 1400 * 135 99.7 22 1205 * 167 99.8 23 1675 * 70 99.7 24 1210 * 131 99.7 25 1290 * 147 99.7 26 1300 * 117 99.7 27 1090 * 107 99.6 28 Forging 8.5:
: 1 968 982 2299 * 76.5 99.7 0.67 Table VI (continued)
Results of tensile tests of bars in Astroloy
Temperature Temperature Resistance Speed
Test Type Flow test reduction ratio Elongation Strain strain
Reduction reduction (C) (C) (kg / cmê) (%) (%) (Min.) 29 1683 83.5 99.8 30 1695 150 99.8 31 1660 104 99.8 32 2033 85.6 99.7 33 1905 106 99.8 34 1835 114 99.7 35 1640 119 99.8 36 1590 104 99.8 37 1580 133 99.8 38 1893 94 99.7 39 1705 118 99.7 40 1465 182 99.8 41 1635 177 99.8 42 2104 87 99.7 43 1633 * 75.7 99.6 44 1435 * 93.5 99.7 45 1427 * 103 99.8 46 1557 * 75 99.8 47 1535 * 97.5 99.6 48 1546 * 110 99.7 49 1560 * 85 99.7 50 1675 * 82 99.5 51 1720 * 62 99.6 52 1315 * 119 99.7 53 1390 * 128 99.6 54 1590 * 73 99.5 * Crosswise scallops Table VII
Tensile test results of
Ti bars 8-1-1
Temperature Temperature Resistance Speed
Test Type Flow test reduction ratio Elongation Strain strain
N reduction reduction (C) (C) (kg / cmê) (%) (%) (Min.)
1 Extrusion 10: 1 927 816 2145 167 99.3 0.67
2 10: 1 927 927 438 370 99+ 0.07
3 10: 1 927 927 1115 394 99+ 0.67
4 10: 1 871 816 2435 81.4 98.9 0.67
5 10: 1 871 927 1180 256 98.9 0.67
6 10: 1 816 704 4220 34 89.3 0.67
7 10: 1 816 760 3146 125 99.6 0.67
8 10: 1 816 816 2271 101 99.3 0.67
9 10: 1 816 816 2299 102 99.1 0.67 10 10: 1 816 871 1788 180 98.8 0.67 11 10: 1 816 927 1195 197 99.1 0.67 12 4: 1 760 816 2453 133 98.9 0.67 13 4: 1 760 927 1195 132 98.8 0.67
In addition to the tests mentioned above, a number of real forging was carried out.
In one test, a bar made of an IN 100 nickel-based alloy consisting of chromium 10; cobalt 15; titanium 4.5; aluminum 5.5; molybdenum 3; carbon 0.17; vanadium 0.75; boron 0.015; zirconium 0.05; the remainder being nickel, was extruded at 11,210 C, using a reduction rate of 5.3 to 1 to produce a cylindrical billet 5.08cl in diameter and 10.16cm in length. It was pressed at 10,380 C in dies heated to a pressure of 40 tons with no residence time to produce a 13.55 cm diameter cake. A similar sample forged at 10380 C in dies heated at a pressure of 60 tons for 3 minutes yielded a wafer 15.25 cm in diameter.
After such a test it was discovered that the die had revealed a hairline crack which was exactly reproduced in the pressed wafer as a thin-walled burr. A further indication of the ductility of the material was the fact that the grain structure appearing on the surface of the die was reproduced on the outside of the wafer. In subsequent forging experiments a similarly produced billet was forged into a die constructed so as to cause the metal to flow diametrically inward and then axially forward into the die to form a thin annular rim at the end of the die. article in a hurry.
This particular forging experiment was chosen to represent one of the more difficult types of forging, and the inward and forward flow of the IN 100 material was achieved.
It is evident that a particular combination of temperature and compression work puts the material in a condition of very high temporary ductility, very high compared to ductility in the non-treatment condition. Ductility is temporary in the sense that it is maintained only as long as grain growth is inhibited and is present only during the alloy manufacturing process.
Once the manufacturing process is complete and the article heat treated to produce grain growth and to restore the alloy to its original condition of high strength, no temperature subsequently encountered in its working environment will restore the alloy to a condition. of very high ductility.
Therefore, in the manufacturing process, large growth of grain in the alloy should be avoided, not only during the initial billet working, but also during the forging process. It has been found that the alloy in billet form must be worked by compression at a temperature which is between the normal recrystallization temperature of the material and this minus 2500 C. In addition, forging must be carried out at a temperature approaching normal recrystallization temperature. For this reason, a deviation from normal forging practice is indicated. Except in exceptional circumstances, forging will be performed in an inert atmosphere using dies heated to forging temperatures, and using high temperature lubricants.
The hot dies used in forging operations today were made of TRW 2278, a nickel-based casting alloy, similar in composition and strength to the Mar alloy.
M 200. Those skilled in the art will understand that other suitable materials may also be used. However, a blanket composed of a shielding gas is preferably used in the forging technique; other materials for the dies such as the molybdenum-based alloy TZM are also suitable. In addition, due to the use of an inert atmosphere, the dies were heated by induction coils. However, many alternative methods of heating the dies have been found to be satisfactory.
The manufacturing parameters for the production of billets are chosen such that the combined heating effect resulting from the heat applied or supplied from an external heat source and the heat generated inside the material depending on the machining does not result in an increase in temperature sufficient to cause substantial grain growth. Therefore, the general rule is that the greater the working or shaping in one pass, the lower the preferred working temperature. In more preferred processes, the total reduction required is effected in several passes.
In the original work, due to the obvious relationship of the process parameters with the recrystallization temperature of the alloy, it was initially thought that recrystallization should be avoided in high temperature cold forming and forging operations. .
Subsequent analysis of the cold formed material at elevated temperature revealed that the material was hot formed, and hence recrystallization occurred even though the grain size was too small to be visible by microscopy in conventional light. Apparently the recrystallization proceeds simultaneously with the cold working at elevated temperature but substantially inhibiting the growth of the grain.
With respect to the total reduction necessary to achieve the desired temporary ductility, it appears that a reduction of at least 4 to 1 is in practice the minimum required at the most preferred working temperature. No maximum working limit has been found, except of course to the extent that this results in internal heat build-up during the process, as previously discussed.
In the beginning, the compression work was carried out by extrusion, particularly in the case of the IN 100 alloy.
A review of the microstructure of the various extruded Waspaloy and Astroloy alloys revealed that in a few cases ductility as expected was not achieved, due to internal heat build-up resulting from compressive work. In other words, the combination of heat applied externally together with that produced internally during working resulted in excessive grain growth.
The extrusion work indicated that, depending to some degree on the working temperature, the total reduction can advantageously be achieved in 2 or more extrusion operations. Further, since the internal heat build-up during the rolling and forging operations is less than that generated by the extrusion, these forms of compressive work can be used advantageously to produce the necessary reduction, particularly in the case of Waspaloy alloy and Astroloy alloy, or to supplement the work produced by other methods.
These described techniques were applied to commercial quantities and forms of the various materials and temporary ductility was produced. A series of 12 inch diameter ingots of both Waspaloy and Astroloy alloys were reduced to 22.85cm rounded-angled squares using conventional rolling temperatures. The material was reduced from an 22.86 cm square bar into a 8.89 cm round piece by a combination of rolling and die forging.
Particularly preferred process parameters for the IN 100 alloy, Astroloy alloy, Waspaloy alloy and Titanium 8-1-1 alloy are given below. A variety of starting materials were used, including a powdered product of the IN 100 alloy and an induction-melted fine grain ingot of the IN 100 alloy, an ingot with a controlled grain size vacuum melted. by induction and then melted under vacuum with consumable electrode of two Waspaloy and Astroloy alloys and an ingot of Titanium 8-1 - 1 melted twice under vacuum with consumable electrode.
In the case of the IN 100 alloy for example, a minimum billet reduction of 5 to 1 is required at a temperature between 10930 C and 11490 C. Die forging is preferably accomplished with one die temperature and one die temperature. of the material from 10380 C to 10930 C in an inert atmosphere at a strain rate of approximately 0.5 cm / cm / min.
With the Astroloy alloy for example, the minimum billet reduction is 4 to 1 at a temperature between 9950 C and 10930 C. The forging with die is preferably carried out at 10380 C and the deformation rate is 0.5 cm. / cm / min.
The Waspaloy alloy for example is reduced to a billet form with a reduction of at least 4 to 1 at a temperature between 941oC and 995OC and forged at 9820 C at a strain rate of 0.5 cm / cm / min.
The Titanium 8-1-1 alloy for example is reduced with a reduction of at least 4 to 1 at a temperature between 7040 C and 9270 C and forged at about 9270 C at a strain rate of 0.5 cm / cm / min.
In order to achieve very exact dimensions, it appears to be advantageous for all the alloys to use very low strain rates, perhaps 0.05 cm / cm / min.
The exact metallurgical mechanism by which the aforementioned results are obtained has not yet been fully determined. It has been mentioned in the literature that in some materials there is a phenomenon called superplasticity. (See for example an article in Transactions of the ASM Vol. 53 (1965) by DH Avery and WA Backofin.) In the present case, however, the basic considerations leading to the development of the chemical composition of the alloy are unfavorable to a condition of superplasticity. The present invention provides a process by which strong refractory alloys can be brought into a condition of low strength and high temporary ductility, and forged into useful shapes, not because of their chemical composition but despite their chemical composition.
And this is of fundamental importance, since an inherent condition of low strength and high ductility which exists due to the chemical composition of the alloy at any temperature in the operating regime of a jet engine cannot be tolerated. In other words, it is of extreme importance that the conditions of low strength and high ductility are temporary and now only present during the manufacturing process.
To return the particular alloy to its normal condition of high strength and hardness after the forging operation, conventional heat treatment of solution, stabilization and precipitation is all that is required. In the case of the IN 100 alloy having a normal recrystallization temperature of about 11490 C, the preferred heat treatment involves dissolving heat treatment at about 11,900 C to produce grain growth, followed by heat treatment. stabilization and precipitation. The temperature of the dissolving heat treatment for the various other alloys specially mentioned herein is given in Table VIII.
Table Vlll
Normal temperature Heat treatment
Alloy recrystallization from solution
forged (c) (oQ (OC) Mar M 200 1218 1204 Inconel 718 968 954 Waspaloy 1010 1018 Astroloy. 1121 1121 Udimet 500 1052 1080 Rene 41 ... 1052 1066 Inconel X 954 982 Inconel 625 .. 954 982
From the foregoing description it will be obvious to those skilled in the art that many modifications to the preferred and described embodiments are possible.
Therefore, it should be understood that said description is only indicative of preferred characteristics in advantages.