EP0184949A1 - Process for the rejuvenation of nickel-based superalloy articles being at the end of their service life - Google Patents

Process for the rejuvenation of nickel-based superalloy articles being at the end of their service life Download PDF

Info

Publication number
EP0184949A1
EP0184949A1 EP85402131A EP85402131A EP0184949A1 EP 0184949 A1 EP0184949 A1 EP 0184949A1 EP 85402131 A EP85402131 A EP 85402131A EP 85402131 A EP85402131 A EP 85402131A EP 0184949 A1 EP0184949 A1 EP 0184949A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
temperature
creep
regeneration
treatment
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.)
Granted
Application number
EP85402131A
Other languages
German (de)
French (fr)
Other versions
EP0184949B2 (en
EP0184949B1 (en
Inventor
José Company
Alain Roger Leonnard
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Safran Aircraft Engines SAS
Original Assignee
Societe Nationale dEtude et de Construction de Moteurs dAviation SNECMA
SNECMA SAS
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=9309366&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=EP0184949(A1) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by Societe Nationale dEtude et de Construction de Moteurs dAviation SNECMA, SNECMA SAS filed Critical Societe Nationale dEtude et de Construction de Moteurs dAviation SNECMA
Publication of EP0184949A1 publication Critical patent/EP0184949A1/en
Application granted granted Critical
Publication of EP0184949B1 publication Critical patent/EP0184949B1/en
Publication of EP0184949B2 publication Critical patent/EP0184949B2/en
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Lifetime legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22FCHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/10Changing 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

Definitions

  • the invention relates to a method of heat treatment for parts arriving at the end of operating potential after having undergone damage by creep in particular; the aim of the method is to make them recover their initial properties in order to prolong their lifespan. It relates to parts made of heat-resistant alloy with a nickel base comprising a hardening phase Y I and applies in particular to the moving blades of a turbomachine.
  • the blades must be able to resist creep at high temperature because they are mounted on a disc rotating between 5,000 and 20,000 rpm while being exposed to hot gases from 900 ° C to 1300 ° C and oxidants leaving the combustion chamber .
  • the nickel-based superalloys used in aeronautics have a ⁇ 'hardening phase, the volume fraction of which can reach 70%.
  • the blades subjected to such mechanical and thermal stresses undergo permanent elongation by creep which inevitably leads to their systematic scrapping after a certain number of hours of use in order to avoid the risks of catastrophic rupture.
  • the high pressure turbine blades of a certain number of engines currently have their operating potential limited to about 800 hours by creep.
  • This creep deformation process resulting in a degradation of the microcrystalline structure is the production of a heat treatment method allowing the restoration of the initial structure under conditions compatible with the geometrical criteria of the parts.
  • the invention therefore has the second objective of carrying out a heat treatment which does not require the prior operation of removing the protective layer.
  • the method for regenerating parts of a nickel-based hot-resistant alloy comprising a hardening phase ⁇ ', the part having consumed at least part of its operating potential due in particular to damage by creep to high temperature, consists in maintaining the part at a temperature and for a sufficient time to re-dissolve at least 50% of the ⁇ phase
  • the method then consists in cooling the part at a controlled speed to a temperature below the precipitation range of the ⁇ 'phase, this speed being chosen as a function of the desired microstructural morphology.
  • patent FR 2 292 049 describes a method for extending the duration of the secondary creep of certain alloys; it consists of an unconstrained heat treatment, carried out at a temperature lower than that of dissolution of the compounds.
  • This temperature corresponds in practice to the maximum operating temperature of the room; moreover, maintaining the temperature is quite long because, according to the hypothesis put forward, it should allow the annihilation of the lacunar networks by a diffusion process.
  • This treatment limited in temperature, is certainly ineffective for parts which have operated at high temperatures, such as 1100 ° C., because it does not allow the regeneration of the microcrystalline structure because it excludes the re-solution of the cured compounds. - health. In addition, its duration makes it economically uninteresting in an industrial application.
  • Patent FR 2 313 459 relates to a method for improving the service performance of metal parts which have undergone permanent elongation. It consists in subjecting these parts, before the appearance of surface cracks, to hot isostatic compression, at a temperature lower than that where a magnification of the grains occurs, then to apply a treatment of re-solution of the phases followed by 'a hardening income.
  • the major advantage of compaction lies in the fact that it closes creep decohesions and non-emerging foundry pores. This technique is however quite cumbersome to implement, it is not justified in all cases.
  • the following heat treatment does not allow control of the precipitation mechanisms; it also does not take into account a deterioration of the protective layer on the surface; finally it does not allow an economical industrial application.
  • the IN 100 alloy of formula NK 15 CAT is a nickel-base cast alloy. Its composition is as follows: Cobalt 13 to 17%, Chromium 8 to 11%, aluminum 5 to 6%, titanium 4 to 5%, molybdenum 2 to 4%, vanadium 0.7 to 1.7%, Carbon O, 1 at 0.2% etc ...
  • the IN 100 is designed for long-term use at 1000 ° C and 1100 ° C in short duration. In all cases, its poor resistance to corrosion, in particular in a sulfurous atmosphere, requires protection, obtained for example by the vapor phase aluminization method of patent FR 1 433 497.
  • the IN 100 has a dendritic structure ⁇ - ⁇ 'decorated by eutectic aggregates and carbides.
  • the size of the basalt grain dendrites and the morphology of the hardening phase depend on the rate of cooling on casting, therefore on the local thickness of material in the part, and on the content of B and Zr. It varies from a few tenths to several mm for thicknesses ranging from 1 to lomm.
  • the matrix y hardened by the effect of a solid solution of Cr and Co in Ni crystallizes in the CFC system.
  • the maximum hardening comes from the precipitation of the ordered ⁇ 'phase, of type L12 (Cu 3 Au) similarly crystal system and consistent with the matrix. Its volume fraction is around 70%.
  • the approximate composition is (Ni, Co) 3 (Ti, Al).
  • the exceptional mechanical resistance when hot gives ⁇ 'to nickel-based superalloys comes essentially from the flow stress of this phase which has the remarkable property of increasing when the temperature increases.
  • the alloy is rich in ⁇ - ⁇ 'eutectic islands, located in interdendritic spaces.
  • the temperature of formation of these aggregates is linked to their chemistry during the passage of the solidus, and can vary within wide proportions.
  • the thermal analysis places it between 1210 and 1275 ° C depending in particular on the carbon content.
  • the first microstructural evolution observed consists in the precipitation of secondary intergranular carbides, around the primary carbides and at the ⁇ . ⁇ 'interfaces of the eutectics, after 50 h of operation ( Figures 1 and 1A) .
  • the precipitation intensifies to become intragranular.
  • phenomena of coalescence of the ⁇ 'phase lead to the gradual disappearance of the fine precipitated ⁇ '.
  • the size of the ⁇ 'globules reaches 3 to 4 ⁇ m and can double in the vicinity of eutectics, primary carbides and grain boundaries ( Figures 2 and 2A).
  • the examinations on thin blade show a particular arrangement of the interface dislocations ⁇ - ⁇ 'and M23 C6 - ⁇ ': tendency to an arrangement either parallel to the stress of centrifugal origin (figure 3), or in polygonization (figure 4) .
  • the microstructure at the leading edge in the middle of the blade has a dendritic appearance.
  • the interdendritic spaces are rich in eutectic and consist of precipitates significantly larger than in the heart of the dendrites.
  • the geometry of certain foundry pores reveals a beginning of deformation, as already observed after 800 hours; the coalescence of the ⁇ 'phase causes the disappearance of the fine precipitates.
  • FIGS. 5A to D give in summary a schematic representation of the process of damage by creep of the alloy subjected to a stress of 130 MPa and a temperature of 1000 ° C., in particular observed on test pieces.
  • FIG. 5A shows the state of the structure after aluminization, there are 3 populations of ⁇ ': relatively coarse particles of interdendritic ⁇ ', fine particles of dendritic ⁇ 'and very fine particles uniformly distributed obtained during cooling after aluminization treatment.
  • the alloy is subjected to a creep potential regeneration treatment comprising a thermal cycle erasing the microstructural effects of the deformation and leading to a microstructure approaching that of the front alloy. solicitation.
  • the part to be treated as it has been observed, that is to say after 1000 hours of operation, is placed in an oven, of vacuum puéféreuce in order to overcome the problems of oxidation. It is heated to a temperature chosen for re-dissolution in solution of a sufficient volume fraction of the hardening phase.
  • this temperature is also determined as a function of its compatibility with the protection maintenance; in fact a too high temperature would cause the diffusion of aluminum and the dilution of the layer of nickel aluminide.
  • this temperature was chosen at 1190 ° C but may vary depending on the case between 1160 ° C and 1220 ° C. The choice of temperature is also guided by the need for a sufficient margin with the melting temperature of the eutectic for industrial application.
  • the part After maintaining at a temperature of 190 ° C. for one hour under vacuum, it was cooled. the part by injecting a flow of inert gas, argon, into the furnace. The flow rate was controlled in order to control the cooling rate of the part to a temperature below the precipitation range of the ⁇ phase.
  • the set of microstructures obtained is represented in FIG. 6. It is observed that the argon coolings lead to the precipitation of two populations of ⁇ , and that the volume fraction of "large” ⁇ , increases while decreases the content of fine constituents, at the same time as the cooling rate decreases. Microstructural observation reveals a complex phenomenon of "germination-growing” and “growth-coalescence", the respective kinetics of which vary according to the local chemical composition of the matrix giving rise to ⁇ '. There is therefore a compromise between the volume fractions of large ⁇ 'and of fine ⁇ ' allowing the best mechanical behavior to be obtained as a function of the criteria sought.
  • Tests were also carried out on test pieces in order to characterize them in creep.
  • the IN 100 alloy test pieces underwent: 0.5%, 1% and 3% elongation under a stress of 130 MPa at 1000 ° C; in engine operating equivalent, 1% elongation is equivalent to 800 hours of operation for the above conditions.
  • the test pieces are regenerated and then reassembled in creep.
  • the test results are presented in FIG. 10. It is observed that, under the test conditions, the alloy present after regeneration of the primary and secondary creep stages, the more reduced the greater the pre-deformation.
  • the maximum gain in treatment is obtained after a pre-deformation of 0.5%.
  • the time to obtain 1% elongation is 83 + 10 hours, the time to obtain this same elongation after treatment with 0.5% elongation goes to 103 + 16 hours, i.e. a gain of 24% .
  • the gain is similar on the break time. It is 145 hours normally and goes to 180 hours after regeneration at 0.5% elongation.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
  • Manufacture And Refinement Of Metals (AREA)
  • Chemically Coating (AREA)
  • Solid-Sorbent Or Filter-Aiding Compositions (AREA)

Abstract

La méthode de régénération de pièces en superalliage base nickel telles que des aubes de turbomachine arrivant en fin de potentiel de fonctionnement à cause d'un endommagement par fluage notamment, consiste à maintenir la pièce pendant 1 heure au moins à une température suffisante pour remettre en solution une fraction volumique de phase γ' supérieure à 50% puis d'en contrôler la précipitation par pilotage de la vitesse de refroidissement afin de régénérer sa morphologie microstructurale. Cette méthode par la régénération des propriétés de fluage permet un gain de 30% de la durée de vie des pièces. Enfin cette méthode est compatible avec la protection initiale qui conserve à l'alliage une bonne résistance à la corrosion.The method for regenerating parts made of nickel-based superalloys such as turbomachine blades arriving at the end of operating potential, in particular due to damage by creep, consists in keeping the part for at least 1 hour at a temperature sufficient to restore solution a volume fraction of γ 'phase greater than 50% and then control its precipitation by controlling the cooling rate in order to regenerate its microstructural morphology. This method by regenerating the creep properties allows a gain of 30% in the life of the parts. Finally, this method is compatible with the initial protection which keeps the alloy good resistance to corrosion.

Description

L'invention se rapporte à une méthode de traitement thermique pour des pièces arrivant en fin de potentiel de fonctionnement après avoir subi un endommagement par fluage notamment ; le but de la méthode est de leur faire récupérer leurs propriétés initiales afin d'en prolonger la durée de vie. Elle concerne les pièces en alliage résistant à chaud à base nickel comportant une phase durcissante YI et s'applique en particulier aux aubes mobiles de turbomachine.The invention relates to a method of heat treatment for parts arriving at the end of operating potential after having undergone damage by creep in particular; the aim of the method is to make them recover their initial properties in order to prolong their lifespan. It relates to parts made of heat-resistant alloy with a nickel base comprising a hardening phase Y I and applies in particular to the moving blades of a turbomachine.

Les aubes doivent pouvoir résister au fluage à haute température car elles sont montées sur un disque tournant entre 5 000 et 20 000 t/mn tout en étant exposées aux gaz chauds de 900°C à 1300°C et oxydants sortant de la chambre de combustion. On s'est donc orienté vers les alliages coulés, permettant l'optimisation de leur composition chimique et susceptible d'un durcissement important par précipitation en vue d'améliorer la résistance à la rupture par fluage. Les superalliages à base nickel utilisés en aéronautique comportent une phase durcissante γ' dont la fraction volumique peut atteindre 70%.The blades must be able to resist creep at high temperature because they are mounted on a disc rotating between 5,000 and 20,000 rpm while being exposed to hot gases from 900 ° C to 1300 ° C and oxidants leaving the combustion chamber . We therefore turned to cast alloys, allowing the optimization of their chemical composition and susceptible to significant hardening by precipitation in order to improve the resistance to rupture by creep. The nickel-based superalloys used in aeronautics have a γ 'hardening phase, the volume fraction of which can reach 70%.

Cependant en cours de fonctionnement les aubes soumises à de tels efforts mécaniques et thermiques subissent un allongement permanent par fluage qui conduit fatalement à leur mise au rebut systématique après un certain nombre d'heures d'utilisation afin d'éviter les risques de rupture catastrophique. Par exemple les aubes de turbine haute pression d'un certain nombre de moteurs voient actuellement leur potentiel de fonctionnement limité à 800 heures environ par le fluage.However, during operation, the blades subjected to such mechanical and thermal stresses undergo permanent elongation by creep which inevitably leads to their systematic scrapping after a certain number of hours of use in order to avoid the risks of catastrophic rupture. For example, the high pressure turbine blades of a certain number of engines currently have their operating potential limited to about 800 hours by creep.

Ce processus de déformation par fluage se traduisant par une dégradation de la structure micrccristalline l'invention a pour objet la réalisation d'une méthode de traitement thermique permettant la restauration de la structure initiale dans des conditions compatibles avec les critères géométriques des pièces.This creep deformation process resulting in a degradation of the microcrystalline structure the object of the invention is the production of a heat treatment method allowing the restoration of the initial structure under conditions compatible with the geometrical criteria of the parts.

Ces alliages conçus pour une utilisation à haute température présentent une mauvaise tenue à la corrosion au delà de 900°C, notamment en atmosphère sulfurante ; ils nécessitent donc une protection superficielle qui peut être un revêtement d'aluminiure de nickel obtenu par voie thermochimique. Le problème posé par ce type de protection est qu'un traitement thermique de la pièce au delà d'une certaine température et d'une certaine durée entraîne une diffusion intermétallique modifiant sa composition chimique et ses propriétés. Pour éviter ceci, il suffit normalement d'un traitement préalable d'enlèvement de cette couche. Mais cette opération est apparue impossible sur des aubes de turbine pourvues de canaux internes de refroidissement car elle réduirait de façon prohibitive leur épaisseur de parois déjà minces.These alloys designed for use at high temperature exhibit poor corrosion resistance above 900 ° C., in particular in a sulphurous atmosphere; they therefore require surface protection which may be a coating of nickel aluminide obtained thermochemically. The problem posed by this type of protection is that a heat treatment of the part beyond a certain temperature and a certain duration causes an intermetallic diffusion modifying its chemical composition and its properties. To avoid this, it is normally sufficient to have a prior treatment for removing this layer. But this operation appeared impossible on turbine blades provided with internal cooling channels because it would prohibitively reduce their thickness of already thin walls.

L'invention a donc pour second objectif la réalisation d'un traitement thermique ne nécessitant pas l'opération préalable d'enlèvement de la couche de protection.The invention therefore has the second objective of carrying out a heat treatment which does not require the prior operation of removing the protective layer.

Conformément à l'invention, la méthode de régénération de pièces en alliage résistant à chaud à base nickel comportant une phase durcissante γ', la pièce ayant consommé une partie au moins de son potantiel de fonctionnement à cause notamment d'un endommagement par fluage à température élevée, consiste à maintenir la pièce à une température et pendant une durée suffisantes pour remettre en solution au moins 50 % de la phase αAccording to the invention, the method for regenerating parts of a nickel-based hot-resistant alloy comprising a hardening phase γ ', the part having consumed at least part of its operating potential due in particular to damage by creep to high temperature, consists in maintaining the part at a temperature and for a sufficient time to re-dissolve at least 50% of the α phase

cette température étant inférieure à la température de fusion de l'eutectique ; la méthode consiste à refroidir ensuite la pièce à vitesse contrôlée jusqu'à une température inférieure au domaine de précipitation de la phase γ', cette vitesse étant choisie en fonction de la morphologie microstructurale désirée.this temperature being lower than the melting point of the eutectic; the method then consists in cooling the part at a controlled speed to a temperature below the precipitation range of the γ 'phase, this speed being chosen as a function of the desired microstructural morphology.

Lors de travaux antérieurs, des traitements de régénération ont déjà été mis au point. Par exemple le brevet FR 2 292 049 décrit un procédé pour prolonger la durée du fluage secondaire de certains alliages ; il consiste en un traitement thermique sans contrainte, mené à une température inférieure à celle de mise en solution des composés. Cette température correspond dans la pratique à la température maximale de fonctionnement de la pièce ; par ailleurs le maintien en température est assez long car il doit permettre, selon l'hypothèse émise, l'annihilation des réseaux lacunaires par un processus de diffusion. Ce traitement, limité en température, est certainement inéfficace pour des pièces ayant fonctionné à de hautes températures, telle que 1100°C, car il ne permet pas la régénération de la structure microcristalline du fait qu'il exclut la remise en solution des composés durcis- sants. De plus sa durée le rend économiquement inintéressant dans une application industrielle.During previous work, regeneration treatments have already been developed. For example, patent FR 2 292 049 describes a method for extending the duration of the secondary creep of certain alloys; it consists of an unconstrained heat treatment, carried out at a temperature lower than that of dissolution of the compounds. This temperature corresponds in practice to the maximum operating temperature of the room; moreover, maintaining the temperature is quite long because, according to the hypothesis put forward, it should allow the annihilation of the lacunar networks by a diffusion process. This treatment, limited in temperature, is certainly ineffective for parts which have operated at high temperatures, such as 1100 ° C., because it does not allow the regeneration of the microcrystalline structure because it excludes the re-solution of the cured compounds. - health. In addition, its duration makes it economically uninteresting in an industrial application.

Le brevet FR 2 313 459 porte sur un procédé d'amélioration de la tenue en service de pièces métalliques ayant subi un allongement permanent. Il consiste à soumettre ces pièces, avant l'apparition de criques de surface, à une compression isostatique à chaud, à une température inférieure à celle où se produit un grossissement des grains, puis à appliquer un traitement de remise en solution des phases suivi d'un revenu de durcissement. L'intérêt majeur du compactage réside dans le fait qu'il referme les décohésions de fluage et les pores de fonderie non débouchants. Cette technique est cependant de mise en oeuvre assez lourde, elle ne se justifie pas dans tous les cas. De plus le traitement thermique qui suit ne permet pas de maîtriser les mécanismes de précipitation ; il ne tient pas compte non plus d'une détérioration de la couche de protection en surface ; enfin il ne permet pas une application industrielle économique.Patent FR 2 313 459 relates to a method for improving the service performance of metal parts which have undergone permanent elongation. It consists in subjecting these parts, before the appearance of surface cracks, to hot isostatic compression, at a temperature lower than that where a magnification of the grains occurs, then to apply a treatment of re-solution of the phases followed by 'a hardening income. The major advantage of compaction lies in the fact that it closes creep decohesions and non-emerging foundry pores. This technique is however quite cumbersome to implement, it is not justified in all cases. In addition, the following heat treatment does not allow control of the precipitation mechanisms; it also does not take into account a deterioration of the protective layer on the surface; finally it does not allow an economical industrial application.

La description qui suit permettra de mieux comprendre l'invention et ses avantages par rapport à l'art antérieur. Elle se réfère à l'alliage de dénomination commerciale IN 100 mais on comprendra que la méthode est plus générale et sa portée ne se limite pas à cet alliage.

  • - Les figures 1 et 1A sont des microphotographies réalisées au microscope électronique d'une aube après 50 heures de fonctionnement sur moteur.
  • - Les figures 2 et 2A sont des microphotographies analogues aux précédentes pour une aube ayant fonctionné 800 heures.
  • - Les figures 3 et 4 sont des microphotographies révélant l'aspect des dislocations d'interface γ - γ' après 800 heures de fonctionnement.
  • - Les figures 5A à D donnent une représentation schématique du processus d'endommagement par fluage.
  • - La figure 6 montre l'évolution microstructurale de l'alliage en fonction de la vitesse de refroidissement après un maintien a 1190°C pendant 1 heure sous vide.
  • - Les figures 7, 8 et 9 montrent l'effet microstructural du traitement de régénération : la figure 7 est une microphotographie d'une aube neuve, la figure 8 d'une aube ayant fonctionné 1000 heures et la figure 9 d'une aube régénérée après 1000 heures de fonctionnement.
  • - la figure 10 représente dans un repère temps-allongement le comportement en fluage d'une éprouvette respectivement sans régénération et avec régénération à 0,5% d'allongement.
The following description will better understand the invention and its advantages over the prior art. It refers to the alloy with the trade name IN 100 but it will be understood that the method is more general and its scope is not limited to this alloy.
  • - Figures 1 and 1A are photomicrographs taken with an electron microscope of a blade after 50 hours of operation on the engine.
  • - Figures 2 and 2A are microphotographs similar to the previous ones for a dawn having operated 800 hours.
  • - Figures 3 and 4 are photomicrographs revealing the appearance of γ - γ 'interface dislocations after 800 hours of operation.
  • - Figures 5A to D give a schematic representation of the damage process by creep.
  • - Figure 6 shows the microstructural evolution of the alloy as a function of the cooling rate after maintaining at 1190 ° C for 1 hour under vacuum.
  • - Figures 7, 8 and 9 show the microstructural effect of the regeneration treatment: Figure 7 is a photomicrograph of a new blade, Figure 8 of a blade having operated for 1000 hours and Figure 9 of a blade regenerated after 1000 hours of operation.
  • - Figure 10 shows in a time-elongation mark the creep behavior of a test piece respectively without regeneration and with regeneration at 0.5% elongation.

L'alliage IN 100 de formule NK 15 CAT est un alliage coulé base nickel. Sa composition est la suivante : Cobalt 13 à 17 %, Chrome 8 à 11 %, aluminium 5 à 6 %, titane 4 à 5 %, molybdène 2 à 4 %, vanadium 0,7 à 1,7 %, Carbone O,1 à 0,2 % etc...The IN 100 alloy of formula NK 15 CAT is a nickel-base cast alloy. Its composition is as follows: Cobalt 13 to 17%, Chromium 8 to 11%, aluminum 5 to 6%, titanium 4 to 5%, molybdenum 2 to 4%, vanadium 0.7 to 1.7%, Carbon O, 1 at 0.2% etc ...

Coulé sous vide à 1460°C, l'IN 100 est conçu pour une utilisation longue durée à 1000°C et 1100°C en courte durée. Dans tous les cas, sa mauvaise tenue à la corrosion, notamment en atmosphère sulfurante, nécessite une protection, obtenue par exemple par la méthode d'aluminisation en phase vapeur du brevet FR 1 433 497.Poured under vacuum at 1460 ° C, the IN 100 is designed for long-term use at 1000 ° C and 1100 ° C in short duration. In all cases, its poor resistance to corrosion, in particular in a sulfurous atmosphere, requires protection, obtained for example by the vapor phase aluminization method of patent FR 1 433 497.

D'un point de vue microstructural, l'IN 100 présente une structure dendritique γ- γ' décorée par des agrégats eutectiques et des carbures. La taille des dendrites du grain basaltique et la morphologie de la phase durcissante dépendent de la vitesse de refroidissement à la coulée, donc de l'épaisseur locale de matière dans la pièce, et de la teneur en B et Zr. Elle évolue de quelques dixièmes à plusieurs mm pour des épaisseurs allant de 1 à lomm.From a microstructural point of view, the IN 100 has a dendritic structure γ- γ 'decorated by eutectic aggregates and carbides. The size of the basalt grain dendrites and the morphology of the hardening phase depend on the rate of cooling on casting, therefore on the local thickness of material in the part, and on the content of B and Zr. It varies from a few tenths to several mm for thicknesses ranging from 1 to lomm.

La matrice y , durcie par effet de solution solide de Cr et Co dans le Ni cristallise dans le système C.F.C.. Le durcissement maximal provient de la précipitation de la phase γ', ordonnée, de type L12(Cu3Au) de même système cristallin et en cohérence avec la matrice. Sa fraction volumique est d'environ 70 %. La composition approximative est (Ni, Co)3 (Ti, Al). La résistance mécanique exceptionnelle à chaud que confère le α' aux superalliages base nickel provient essentiellement de la contrainte d'écoulement de cette phase qui a la propriété remarquable de croître lorsque la température augmente.The matrix y, hardened by the effect of a solid solution of Cr and Co in Ni crystallizes in the CFC system. The maximum hardening comes from the precipitation of the ordered γ 'phase, of type L12 (Cu 3 Au) similarly crystal system and consistent with the matrix. Its volume fraction is around 70%. The approximate composition is (Ni, Co) 3 (Ti, Al). The exceptional mechanical resistance when hot gives α 'to nickel-based superalloys comes essentially from the flow stress of this phase which has the remarkable property of increasing when the temperature increases.

Lorsque l'on considère les alliages γ- γ', la variation de la résistance mécanique en fonction de la température dépend évidemment de la fraction volumique de α', mais aussi de la morphologie des précipités, en raison du type d'obstacle au mouvement des dislocations qu'ils représentent.When considering the alloys γ- γ ', the variation of the mechanical resistance as a function of the temperature obviously depends on the volume fraction of α', but also on the morphology of the precipitates, due to the type of obstacle to movement dislocations they represent.

Par ailleurs, l'alliage est riche en ilots eutectiques γ-γ', localisés dans les espaces interdendritiques. La température de formation de ces agrégats est liée à leur chimie lors du passage du solidus, et peut varier dans de larges proportions. L'analyse thermique la situe entre 1210 et 1275°C en fonction notamment de la teneur en carbone.Furthermore, the alloy is rich in γ-γ 'eutectic islands, located in interdendritic spaces. The temperature of formation of these aggregates is linked to their chemistry during the passage of the solidus, and can vary within wide proportions. The thermal analysis places it between 1210 and 1275 ° C depending in particular on the carbon content.

Deux types de carbures sont observés dans l'IN 100. Les carbures primaires de type MC, riches en Ti ou Ti-Mo, sans relation d'orientation avec la matrice, apparaissant bien avant la fin de solidification de l'alliage. Les carbures secondaires, de type M 23 C6 riches en Cr et en relation d'orientation avec la matrice, précipitant à plus basse température entre 850 et 1000°C.Two types of carbides are observed in IN 100. Primary carbides of type MC, rich in Ti or Ti-Mo, without orientation relationship with the matrix, appearing well before the end of solidification of the alloy. Secondary carbides, type M 23 C6 rich in Cr and in orientation relationship with the matrix, precipitating at lower temperature between 850 and 1000 ° C.

Des expériences ont été menées sur des aubes aluminisées de turbine haute pression de turbomachine aéronautique en alliage IN 100, comportant des canaux internes pour le passage d'air réfrigérant. On rappelle que le principe de l'aluminisation est de maintenir la pièce à une température supérieure à 1000°C dans une atmosphère de fluorure d'aluminium au contact de la pièce, le gaz se dissocie en aluminium atomique à la surface et en fluor gazeux qui entretient la réaction. AL se combine avec le nickel de la pièce pour former l'aluminiure qui lui confère ses propriétés de résistance à l'oxydation.Experiments were carried out on aluminized blades of a high pressure turbine of an IN 100 alloy aeronautical turbomachine, comprising internal channels for the passage of refrigerant air. Remember that the principle of aluminization is to maintain the part at a temperature above 1000 ° C in an atmosphere of aluminum fluoride in contact with the part, the gas dissociates into atomic aluminum on the surface and into gaseous fluoride which maintains the reaction. AL combines with the nickel in the part to form the aluminide which gives it its oxidation resistance properties.

On a effectué des observations microstructurales sur ces aubes à l'état neuf puis successivement sur des aubes ayant fonctionné 50 h, 800 h et 1000 h. Les conditions de fonctionnement correspondent environ à une contrainte de 130 MPa et une température de 1000°C.Microstructural observations were made on these blades in new condition and then successively on blades having operated 50 h, 800 h and 1000 h. The operating conditions correspond approximately to a constraint of 130 MPa and a temperature of 1000 ° C.

L'aube neuve présente au bord d'attaque comme au bord de fuite une structure γ-γ'riche en eutectiques et carbures primaires. Deux populations de précipités γ' coexistent : γ' "grossier" de taille voisine de 2 µ m précipitant peu après la solidification de l'alliage, et γ' "fin", de taille voisine de 0,2µ m précipitant lors du refroidissement consécutif au traitement de protection. Au voisinage immédiat des eutectiques, seul le fin 'r est présent. Les carbures primaires précipitant alors que l'alliage n'est pas entièrement solidifié, sont repoussés dans les sites interdendritiques où sont localisés les joints de grains, qui se distinguent essentiellement par la différence d'orientation du γ' entre 2 grains contigus.The new dawn presents at the leading edge as at the trailing edge a γ-γ'riche structure in eutectics and primary carbides. Two populations of precipitates γ 'coexist: γ'"coarse" of size close to 2 µ m precipitating soon after the solidification of the alloy, and γ '"fine", of size close to 0.2 µ m precipitating during subsequent cooling protective treatment. In the immediate vicinity of eutectics, only the end ' r is present. The primary carbides precipitating while the alloy is not fully solidified, are repelled in the interdendritic sites where the grain boundaries are located, which are distinguished essentially by the difference in orientation of the γ 'between 2 contiguous grains.

Pour des aubes ayant fonctionné de 50 à 800 heures, la première évolution microstructurale observée consiste en la précipitation de carbures secondaires intergranulaires, autour des carbures primaires et aux interfaces γ.γ' des eutectiques, après 50 h de fonctionnement (figures 1 et lA). Pour des temps de fonctionnement croissant, la précipitation s'intensifie pour devenir intragranulaire. Parallèlement, des phénomènes de coalescence de la phase γ'entrainent la disparition progressive des fins précipités γ'.For blades having operated from 50 to 800 hours, the first microstructural evolution observed consists in the precipitation of secondary intergranular carbides, around the primary carbides and at the γ.γ 'interfaces of the eutectics, after 50 h of operation (Figures 1 and 1A) . For increasing operating times, the precipitation intensifies to become intragranular. At the same time, phenomena of coalescence of the γ 'phase lead to the gradual disappearance of the fine precipitated γ'.

Après 800 h de fonctionnement, la taille des globules γ' atteint 3 à 4µ m et peut doubler au voisinage des eutectiques, carbures primaires et joints de grains (figures 2 et 2A).After 800 h of operation, the size of the γ 'globules reaches 3 to 4 μm and can double in the vicinity of eutectics, primary carbides and grain boundaries (Figures 2 and 2A).

Les examens sur lame mince montrent un arrangement particulier des dislocations d'interface γ-γ' et M23 C6 - γ': tendance à un arrangement soit parallèle à la contrainte d'origine centrifuge (figure 3), soit en polygonisation (figure 4).The examinations on thin blade show a particular arrangement of the interface dislocations γ-γ 'and M23 C6 - γ': tendency to an arrangement either parallel to the stress of centrifugal origin (figure 3), or in polygonization (figure 4) .

Pour des aubes ayant fonctionné 1000 heures, la microstructure au bord d'attaque en mllieu de pale présente un aspectdendritique. Les espaces interdendritiques sont riches en eutectique et constitués de précipités sensiblement plus gros qu'au coeur des dendrites. La géométrie de certains pores de fonderie révèle un début de déformation, comme déjà observé après 800 heures ; la coalescence de la phase γ' entraîne la disparition des fins précipités.For blades having operated for 1000 hours, the microstructure at the leading edge in the middle of the blade has a dendritic appearance. The interdendritic spaces are rich in eutectic and consist of precipitates significantly larger than in the heart of the dendrites. The geometry of certain foundry pores reveals a beginning of deformation, as already observed after 800 hours; the coalescence of the γ 'phase causes the disappearance of the fine precipitates.

Les observations en micrographies électroniques en transmission confirment les observations faites après 800 heures de fonctionnement, à savoir:

  • - coalescence du γ'
  • - orientation des dislocations d'interface γ.γ' parallèlement à la contrainte centrifuge et polygonisation sur certains globules
  • - réseau dense et régulier de dislocations d'interface M23 C6 - γ' ou M23 C6 - γ
  • - pas d'ancrages des dislocations dans la matrice
Observations in transmission electron micrographs confirm observations made after 800 hours of operation, namely:
  • - coalescence of γ '
  • - orientation of the interface dislocations γ.γ 'parallel to the centrifugal constraint and polygonization on certain globules
  • - dense and regular network of interface dislocations M23 C6 - γ 'or M23 C6 - γ
  • - no anchoring of dislocations in the matrix

Les figures 5A à D donnent en résumé une représentation schématique du processus d'endommagement par fluage de l'alliage soumis à une contrainte de 130 MPa et une température de 1000°C, notamment observé sur des éprouvettes.FIGS. 5A to D give in summary a schematic representation of the process of damage by creep of the alloy subjected to a stress of 130 MPa and a temperature of 1000 ° C., in particular observed on test pieces.

La figure 5A montre l'état de la structure après aluminisation, on distingue 3 populations de γ': des particules relativement grossières de γ' interdendritique, des particules fines de γ' dendritique et des particules très fines uniformément réparties obtenues lors du refroidissement après le traitement d'aluminisation.FIG. 5A shows the state of the structure after aluminization, there are 3 populations of γ ': relatively coarse particles of interdendritic γ', fine particles of dendritic γ 'and very fine particles uniformly distributed obtained during cooling after aluminization treatment.

A la figure 5B après fluage primaire, on constate la disparition du très fin γ' et la précipitation de carbures secondaires.In FIG. 5B after primary creep, the disappearance of the very fine γ 'and the precipitation of secondary carbides are noted.

A la figure 5C après le début du fluage secondaire, on remarque la coalescence orientée du γ' dendritique.In FIG. 5C after the start of the secondary creep, we note the oriented coalescence of the dendritic γ '.

A la figure 5D en fin de fluage secondaire, la coalescence du γ' est plus marquée, elle est orientée pour le γ' dendritique et non orientée pour le γ' interdendritique.In FIG. 5D at the end of secondary creep, the coalescence of the γ 'is more marked, it is oriented for the dendritic γ' and not oriented for the interdendritic γ '.

L'étude de l'endommagement par fluage qui précède a donc révélé un ensemble de processus métallurgique gouvernant la déformation.The study of the damage by creep which precedes thus revealed a whole of metallurgical process governing the deformation.

Conformément à l'invention, on fait subir à l'alliage un traitement de régénération du potentiel de fluage comportant un cycle thermique effaçant les effets microstru- cturaux de la déformation et conduisant à une microstructure se rapprochant de celle de l'alliage avant sollicitation. La pièce à traiter, telle qu'elle a été observée, c'est à dire après 1000 heures de fonctionnement est placée dans un four, de puéféreuce sous vide afin de s'affranchir des problèmes d'exydation. Elle est chauffée à une température choisie pour remeture en solution une fraction volumique suffisante de la phase durcissante. Dans le cas présent d'aubes en elliage ON 100 protégées par aluminisation, cette température est également déterminée en fonction de sa compationlité avec le naintien de la protection ; en effet une température trop élevée entraînerait la diffusion de l'aluminium et la dilution de la couche d'aluminiure de nickel. Pour l'application présente, cette température a été choisie à 1190°C mais peut varier suivant les cas entre 1160°C et 1220°C. Le choix de la température est également gaidé par le besoin d'une marge suffisante avec la tempc ature de fusion de l'eutectique en vue d'une application industrielle.According to the invention, the alloy is subjected to a creep potential regeneration treatment comprising a thermal cycle erasing the microstructural effects of the deformation and leading to a microstructure approaching that of the front alloy. solicitation. The part to be treated, as it has been observed, that is to say after 1000 hours of operation, is placed in an oven, of vacuum puéféreuce in order to overcome the problems of oxidation. It is heated to a temperature chosen for re-dissolution in solution of a sufficient volume fraction of the hardening phase. In the present case of ON 100 elliage blades protected by aluminization, this temperature is also determined as a function of its compatibility with the protection maintenance; in fact a too high temperature would cause the diffusion of aluminum and the dilution of the layer of nickel aluminide. For the present application, this temperature was chosen at 1190 ° C but may vary depending on the case between 1160 ° C and 1220 ° C. The choice of temperature is also guided by the need for a sufficient margin with the melting temperature of the eutectic for industrial application.

Les essais ont montré qu'un maintien inférieur à 4 heures et de préférence de l'ordre d'une heure, suffisait pour remettre en solution une fraction volumique de phase γ' d'au moins 50 %, ce qui revient A détruire notamment les liaisons entre globules γ' quins étaisrt développées au cours de l'endommagement parslbageThe tests have shown that maintenance of less than 4 hours, preferably of the order of one hour, was sufficient to re-dissolve a volume fraction of γ 'phase of at least 50%, which amounts in particular to destroying the connections between globules γ 'quins étaisrt developed during the damage parslbage

Après ce maintien à une tempé 190°C pendant une heure sous vide, on a refroid. la pièce par injection d'un flux de gaz inerte, l'argon, dans le four. On en a contrôlé le débit afin de piloter la vitesse de refroidissement de la pièce jusqu'à une température inférieure au domaine de précipitation de la phase γ.After maintaining at a temperature of 190 ° C. for one hour under vacuum, it was cooled. the part by injecting a flow of inert gas, argon, into the furnace. The flow rate was controlled in order to control the cooling rate of the part to a temperature below the precipitation range of the γ phase.

Il est apparu qu'il n'était pas nécessaire de piloter le refroidissement jusqu'à la température ambiante ; en effet en dessous de 700°C, la vitesse de refroidissement n'avait aucune influence sur la précipitation.It appeared that it was not necessary to control the cooling to room temperature; indeed below 700 ° C, the cooling rate had no influence on the precipitation.

L'ensemble des microstructures obtenues est représenté à la figure 6. On observe que les refroidissements argon conduisent à la précipitation de deux populations de γ, et que la fraction volumique de "gros" γ, augmente tandis que diminue la teneur en fins constituants, en même temps que diminue la vitesse de refroidissement. L'observation microstructurale révèle un phénomène complexe de "germination-croissante" et "croissance-coalescence" dont les cinétiques respectives varient en fonction de la composition chimique locale de la matrice donnant naissance au γ'. Il existe donc un compromis entre les fractions volumiques de gros γ' et de fins γ' permettant d'obtenir le meilleur comportement mécanique en fonction des critères recherchés. En effet, une microstructure constituée uniquement de fins précipités γ' est favorable à la tenue en fluage, mais préjudiciable à la ductilité à froid et à chaud de l'alliage. Par opposition, un refroidissement lent, conduisant à une microstructure ne renfermant plus qu'une population de "gros" γ' n'apporterait aucun gain à la tenue en fluage. Suivant la morphologie que l'on désire obtenir, on peut piloter la vitesse entre 600°C/h et 2500"C/h. Dans l'application présente le meilleur choix était entre 1085°C/h et 1145°C/h dont la microstructure est à la figure 9. Dans ces conditions, il n'est plus possible de différencier une aube neuve (figure 7) d'une aube régénérée (figure 9) au seul examen de leur microstructure : distribution de ô - γ' identique dans les deux cas, absence de carbures secondaires, ces derniers ayant été dissous lors du traitement.The set of microstructures obtained is represented in FIG. 6. It is observed that the argon coolings lead to the precipitation of two populations of γ, and that the volume fraction of "large" γ, increases while decreases the content of fine constituents, at the same time as the cooling rate decreases. Microstructural observation reveals a complex phenomenon of "germination-growing" and "growth-coalescence", the respective kinetics of which vary according to the local chemical composition of the matrix giving rise to γ '. There is therefore a compromise between the volume fractions of large γ 'and of fine γ' allowing the best mechanical behavior to be obtained as a function of the criteria sought. Indeed, a microstructure consisting only of fine precipitates γ 'is favorable to the creep behavior, but detrimental to the cold and hot ductility of the alloy. In contrast, slow cooling, leading to a microstructure containing no more than a population of "large" γ 'would bring no gain to the creep behavior. According to the morphology which one wishes to obtain, one can control the speed between 600 ° C / h and 2500 "C / h. In the present application the best choice was between 1085 ° C / h and 1145 ° C / h including the microstructure is in Figure 9. Under these conditions, it is no longer possible to differentiate a new blade (Figure 7) from a regenerated blade (Figure 9) by simply examining their microstructure: identical distribution of ô - γ ' in both cases, absence of secondary carbides, the latter having been dissolved during treatment.

L'examen de l'effet du traitement sur la protection a permis de constater une augmentation de son épaisseur. Elle est due aux phénomènes de diffusion mis en jeu lors du traitement de mise en solution. Des essais en corrosion sulfurante par balayage par des gaz de combustion enrichis en chlore et en soufre ont été menés afin de comparer des aubes neuves aluminisées avec des aubes aluminisées ayant fonctionné 900 heures et traitées selon la méthode de l'invention. Après 250 heures, les observations permettent de conclure que l'efficacité de la protection n'est pas altérée par le traitement car si la cinétique de corrosion est accrue essentiellement par la diffusion de l'aluminium dans le substrat, elle est compensée par une augmentation de l'épaisseur du dépôt protecteur.Examining the effect of treatment on protection has allowed to note an increase in its thickness. It is due to the diffusion phenomena involved during the solution treatment. Sulfurizing corrosion tests by sweeping with combustion gases enriched in chlorine and sulfur were carried out in order to compare new aluminized blades with aluminized blades having operated 900 hours and treated according to the method of the invention. After 250 hours, observations make it possible to conclude that the effectiveness of the protection is not altered by the treatment because if the kinetics of corrosion is increased essentially by the diffusion of aluminum in the substrate, it is compensated by an increase of the thickness of the protective deposit.

Des essais ont également été effectués sur des éprouvettes afin de les caractériser en fluage. Les éprouvettes en alliage IN 100 ont subi : 0,5 %, 1 % et 3 % d'allongement sous une contrainte de 130MPa à 1000°C; en équivalent fonctionnement sur moteur, 1% d'allongement équivaut à 800 heures de fonctionnement pour les conditions précitées. Les éprouvettes sont régénérées puis remontées en fluage. Les résultats d'essai sont présentés figure 10. On observe que, dans les conditions d'essai, l'alliage présente après régénération des stades de fluage primaire et secondaire d'autant réduits que la prédéformation est importante.Tests were also carried out on test pieces in order to characterize them in creep. The IN 100 alloy test pieces underwent: 0.5%, 1% and 3% elongation under a stress of 130 MPa at 1000 ° C; in engine operating equivalent, 1% elongation is equivalent to 800 hours of operation for the above conditions. The test pieces are regenerated and then reassembled in creep. The test results are presented in FIG. 10. It is observed that, under the test conditions, the alloy present after regeneration of the primary and secondary creep stages, the more reduced the greater the pre-deformation.

Le gain maximal de traitement est obtenu après une prédéformation de 0,5 %. On constate que si le temps pour obtenir 1 % d'allongement est de 83 + 10 heures, le temps pour obtenir ce même allongement après un traitement à 0,5 % d'allongement passe à 103 + 16 heures soit un gain de 24 %.The maximum gain in treatment is obtained after a pre-deformation of 0.5%. We note that if the time to obtain 1% elongation is 83 + 10 hours, the time to obtain this same elongation after treatment with 0.5% elongation goes to 103 + 16 hours, i.e. a gain of 24% .

Le gain est semblable sur le temps de rupture. Il est de 145 heures normalement et passe à 180 heures après régénération à 0,5 % d'allongement.The gain is similar on the break time. It is 145 hours normally and goes to 180 hours after regeneration at 0.5% elongation.

Ces observations permettent d'établir que pour les éprouvettes, la durée du stade stationnaire prend fin peu avant 0,5 % d'allongement et représente la limite de déformation maximale pour entreprendre la régénération. Après 1 % d'allongement, les effets conjugués du développement des cavités et de la coalescence orientée du γ' tendent à diminuer l'efficacité du traitement.These observations make it possible to establish that for the test pieces, the duration of the stationary stage ends shortly before 0.5% elongation and represents the maximum deformation limit for undertaking the regeneration. After 1% elongation, the combined effects of the development of the cavities and the oriented coalescence of the γ 'tend to reduce the effectiveness of the treatment.

La comparaison des observations microstructurales entre éprouvettes et aubes où pour ces premières, des différences de morphologie en γ' dendritique et γ' interdendritique subsistent après traitement contrairement aux aubes, montrent que l'endommagement d'une aube en fin de potentiel est inférieur à celui d'une éprouvette après 0,5 % d'allongement, ce qui laisse pressentir un gain supérieur à celui déterminé sur éprouvette.The comparison of microstructural observations between test tubes and blades where, for these first, differences in morphology in γ 'dendritic and γ' interdendritic remain after treatment unlike the blades, show that the damage of a blade at the end of potential is less than that of a test piece after 0.5% elongation, which suggests a gain greater than that determined on the test piece.

Il ressort de l'exposé précédent qu'une aube ayant consommé son potentiel de fluage après 800 heures de fonctionnement est régénérée par un traitement thermique selon l'invention. Les examens comparés sur pièces et éprouvettes laissent espérer, compte tenu de leurs processus respectifs d'endomma jement, un gain supérieur à 30 % sur la durée de vie en service des aubes.It emerges from the preceding discussion that a blade having consumed its creep potential after 800 hours of operation is regenerated by a heat treatment according to the invention. Comparative examinations on parts and test specimens give hope, taking into account their respective damage processes, of a gain of more than 30% over the service life of the blades.

Lorsque les pièces ont dépassé le fluage secondaire mais qu'elles ne présentent pas de décohésions débouchantes, il est possible de combiner ce traitement avec un traitement préalable de compactage isostatique à chaud par ailleurs connu en soi et qui consiste en un maintien de 4 heures à 1190°C sous une pression au moins égale à 1000 bar.When the parts have exceeded the secondary creep but they do not show through decohesions, it is possible to combine this treatment with a prior treatment of isostatic hot compaction which is also known per se and which consists in maintaining for 4 hours at 1190 ° C under a pressure at least equal to 1000 bar.

Claims (7)

1. Méthode de régénération de pièces notamment d'aubes de turbomachine en alliage coulé base nickel comportant une phase durcissante γ`, en fin de potentiel de fonctionnement lié en particulier à l'endommagement par fluage caractérisée en ce qu'elle consiste à maintenir ladite pièce à une température et pendant un temps suffisant pour remettre en solution au moins 50 % de la fraction volumique de la phase durcissante γ', ladite température étant inférieure à la température de fusion de l'eutectique, ensuite à refroidir la pièce en contrôlant la vitesse jusqu'à une température inférieure au domaine de précipitation de la phase γ' en fonction de la morphologie microstructurale désirée.1. Method for regenerating parts, in particular turbine blades of nickel-base cast alloy comprising a hardening phase γ`, at the end of the operating potential linked in particular to damage by creep, characterized in that it consists in maintaining said part at a temperature and for a sufficient time to dissolve at least 50% of the volume fraction of the hardening phase γ ', said temperature being lower than the melting temperature of the eutectic, then to cool the part by controlling the speed up to a temperature below the precipitation range of the γ 'phase as a function of the desired microstructural morphology. 2. Méthode de régénération de pièces en alliage NK 15 CAT, de dénomination commerciale IN 100, selon la revendication précédente caractérisée en ce que la température de remise en solution est comprise entre 1160°C et 1220°C, et le temps de maintien à cette température compris en 1 h et 4 h.2. Method for regenerating parts of NK 15 CAT alloy, with trade name IN 100, according to the preceding claim, characterized in that the solution solution temperature is between 1160 ° C and 1220 ° C, and the holding time at this temperature included in 1 h and 4 h. 3. Méthode de régénération selon la revendication 2 caractérisée en ce que la vitesse de refroidissement est comprise entre 600°C/h et 2500°C/h et qu'elle est pilotée jusqu'à une température de la pièce inférieure à 700°C.3. Regeneration method according to claim 2 characterized in that the cooling rate is between 600 ° C / h and 2500 ° C / h and that it is controlled up to a room temperature below 700 ° C . 4. Méthode de régénération sel"n la revendication 3 caractérisée en ce que la vitesse de refroidissement est comprise entre 1085°C/h et 1145°C/h.4. Salt regeneration method " claim 3 characterized in that the cooling rate is between 1085 ° C / h and 1145 ° C / h. 5. Méthode de régénération selon l'une des revendications précédentes d'une pièce ayant subi un traitement de protection contre la corrosion notamment par aluminisation, caractérisée en ce que la température de remise en solution est choisie inférieure à la température de dilution critique du dépôt de protection de telle sorte que la protection soit encore efficace après le traitement.5. Method of regeneration according to one of the preceding claims of a part having undergone a treatment of protection against corrosion in particular by aluminization, characterized in that the solution solution temperature is chosen to be lower than the critical dilution temperature of the protective deposit so that the protection is still effective after the treatment. 6. Méthode de régénération selon la revendication précédente caractérisée en ce que la température de remise en solution est comprise entre 1185°C et 1195°C.6. Regeneration method according to the preceding claim characterized in that the solution solution temperature is between 1185 ° C and 1195 ° C. 7. Méthode de régénération selon l'une des revendications précédentes pour des pièces présentant des décohésions non débouchantes caractérisées en ce que on leur fait subir un traitement préalable de compactage isostatique à chaud.7. Method of regeneration according to one of the preceding claims for parts having non-emerging decohesions characterized in that they are subjected to a prior treatment of hot isostatic compaction.
EP85402131A 1984-11-08 1985-11-06 Process for the rejuvenation of nickel-based superalloy articles being at the end of their service life Expired - Lifetime EP0184949B2 (en)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
FR8416974 1984-11-08
FR8416974A FR2572738B1 (en) 1984-11-08 1984-11-08 METHOD FOR REGENERATING NICKEL-BASED SUPERALLOY PARTS AT THE END OF OPERATING POTENTIAL

Publications (3)

Publication Number Publication Date
EP0184949A1 true EP0184949A1 (en) 1986-06-18
EP0184949B1 EP0184949B1 (en) 1989-07-19
EP0184949B2 EP0184949B2 (en) 1992-08-26

Family

ID=9309366

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP85402131A Expired - Lifetime EP0184949B2 (en) 1984-11-08 1985-11-06 Process for the rejuvenation of nickel-based superalloy articles being at the end of their service life

Country Status (7)

Country Link
US (1) US4753686A (en)
EP (1) EP0184949B2 (en)
JP (1) JPS61119661A (en)
CA (1) CA1275230C (en)
DE (1) DE3571650D1 (en)
FR (1) FR2572738B1 (en)
IL (1) IL76930A (en)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0937784A1 (en) * 1998-02-23 1999-08-25 Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. Property recovering method for ni-base heat resistant alloy

Families Citing this family (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5498484A (en) * 1990-05-07 1996-03-12 General Electric Company Thermal barrier coating system with hardenable bond coat
JP3069580B2 (en) * 1995-09-08 2000-07-24 科学技術庁金属材料技術研究所長 Remaining life extension method of single crystal material by reheat treatment
EP1094131B1 (en) * 1999-10-23 2004-05-06 ROLLS-ROYCE plc A corrosion protective coating for a metallic article and a method of applying a corrosion protective coating to a metallic article
EP1398393A1 (en) * 2002-09-16 2004-03-17 ALSTOM (Switzerland) Ltd Property recovering method
RU2459885C1 (en) * 2011-07-15 2012-08-27 Общество с ограниченной ответственностью "Производственное предприятие Турбинаспецсервис" Method of reduction thermal treatment of articles from refractory nickel alloys
CN105274459A (en) * 2014-07-23 2016-01-27 中国人民解放军第五七一九工厂 Method for recovering structure and performance of nickel-based superalloy through vacuum heat treatment
WO2017029856A1 (en) 2015-08-18 2017-02-23 国立研究開発法人物質・材料研究機構 Ni-based superalloy part recycling method
JP2019112702A (en) * 2017-12-26 2019-07-11 三菱日立パワーシステムズ株式会社 Nickel-based alloy regeneration member and manufacturing method of regenerated member

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3817796A (en) * 1970-06-30 1974-06-18 Martin Marietta Corp Method of increasing the fatigue resistance and creep resistance of metals and metal body formed thereby
FR2292049A1 (en) * 1974-11-25 1976-06-18 Israel Aircraft Ind Ltd PROCESS FOR EXTENSION OF THE DURATION OF SECONDARY CREEP OF CERTAIN ALLOYS, BY HEAT TREATMENT

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3310440A (en) * 1964-10-21 1967-03-21 United Aircraft Corp Heat treatment of nickel base alloys
CH594480A5 (en) * 1975-06-03 1978-01-13 Bbc Brown Boveri & Cie
JPS52120913A (en) * 1976-04-06 1977-10-11 Kawasaki Heavy Ind Ltd Heat treatment for improving high temperature low cycle fatigue strength of nickel base cast alloy
US4161412A (en) * 1977-11-25 1979-07-17 General Electric Company Method of heat treating γ/γ'-α eutectic nickel-base superalloy body
US4328045A (en) * 1978-12-26 1982-05-04 United Technologies Corporation Heat treated single crystal articles and process
FR2503188A1 (en) * 1981-04-03 1982-10-08 Onera (Off Nat Aerospatiale) MONOCRYSTALLINE SUPERALLIAGE WITH MATRIX MATRIX BASED ON NICKEL, PROCESS FOR IMPROVING WORKPIECES IN THIS SUPERALLIATION AND PARTS OBTAINED THEREBY

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3817796A (en) * 1970-06-30 1974-06-18 Martin Marietta Corp Method of increasing the fatigue resistance and creep resistance of metals and metal body formed thereby
FR2292049A1 (en) * 1974-11-25 1976-06-18 Israel Aircraft Ind Ltd PROCESS FOR EXTENSION OF THE DURATION OF SECONDARY CREEP OF CERTAIN ALLOYS, BY HEAT TREATMENT

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
CHEMICAL ABSTRACTS, vol. 93, no. 6, 1980, page 336, abrégé no. 52040c, Columbus, Ohio, US; M.D. ROSS et al.: "Rejuvenation of turbine blade material by thermal treatment", & GOV. REP. ANNOUNCE. INDEX (U.S.) 1980, 80(6), 1063 *

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0937784A1 (en) * 1998-02-23 1999-08-25 Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. Property recovering method for ni-base heat resistant alloy
US6171417B1 (en) 1998-02-23 2001-01-09 Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. Property recovering method for Ni-base heat resistant alloy

Also Published As

Publication number Publication date
US4753686A (en) 1988-06-28
IL76930A0 (en) 1986-04-29
FR2572738A1 (en) 1986-05-09
CA1275230C (en) 1990-10-16
EP0184949B2 (en) 1992-08-26
DE3571650D1 (en) 1989-08-24
FR2572738B1 (en) 1987-02-20
IL76930A (en) 1988-08-31
EP0184949B1 (en) 1989-07-19
JPH046789B2 (en) 1992-02-06
JPS61119661A (en) 1986-06-06

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CA2583140C (en) Nickel-based alloy
EP0971041B1 (en) Single crystal nickel-based superalloy with high solvus gamma prime phase
FR2666379A1 (en) REINFORCEMENT RING FOR ENVIRONMENTALLY RESISTANT SINGLE CRYSTALLINE GAS TURBINE.
EP3710610B1 (en) Nickel-based superalloy, single-crystal blade and turbomachine
EP0184949B1 (en) Process for the rejuvenation of nickel-based superalloy articles being at the end of their service life
FR2625753A1 (en) METHOD FOR THERMALLY TREATING NICKEL SUPERALLIAGE AND FATIGUE RESISTANT SUPERALLIATION ARTICLE
CA3041411A1 (en) Superalloy based on nickel, monocrystalline blade and turbomachine
Harris et al. Development of two rhenium-containing superalloys for single-crystal blade and directionally solidified vane applications in advanced turbine engines
EP3710611B1 (en) Nickel-based superalloy, single-crystal blade and turbomachine
EP1211335B1 (en) Nickel based superalloy having a very high resistance to hot corrosion for single crystal turbine blades of industrial turbines
JP2001240950A (en) Method of regeneration treatment for hot zone parts
WO2019234345A1 (en) Nickel-based superalloy, single-crystal blade and turbomachine
JPS6362582B2 (en)
EP1211336B1 (en) Nickel based superalloy for single crystal turbine blades of industrial turbines having a high resistance to hot corrosion
WO2022269177A1 (en) Nickel-based superalloy, single-crystal blade and turbomachine
WO2024047315A1 (en) Nickel-based superalloy, single-crystal blade and turbine engine
FR3121453A1 (en) NICKEL-BASED SUPERALLOY, SINGLE-CRYSTALLINE BLADE AND TURBOMACHINE
WO2022269158A1 (en) Nickel-based superalloy, single-crystal blade and turbomachine
FR3117507A1 (en) METHOD FOR MANUFACTURING A MONOCRYSTALLINE SUPERALLOY PART
EP4367278A1 (en) Nickel-based superalloy, single-crystal guide vane and turbine engine
FR3117506A1 (en) METHOD FOR MANUFACTURING A MONOCRYSTALLINE SUPERALLOY PART
EP4192635A1 (en) Protection against oxidation or corrosion of a hollow part made of a superalloy
FR3113255A1 (en) Protection against oxidation or corrosion of a hollow superalloy part

Legal Events

Date Code Title Description
PUAI Public reference made under article 153(3) epc to a published international application that has entered the european phase

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009012

17P Request for examination filed

Effective date: 19851123

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): BE DE FR GB

17Q First examination report despatched

Effective date: 19880511

GRAA (expected) grant

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009210

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: B1

Designated state(s): BE DE FR GB

GBT Gb: translation of ep patent filed (gb section 77(6)(a)/1977)
REF Corresponds to:

Ref document number: 3571650

Country of ref document: DE

Date of ref document: 19890824

PLBI Opposition filed

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009260

26 Opposition filed

Opponent name: MTU MOTOREN- UND TURBINEN-UNION MUENCHEN GMBH

Effective date: 19900419

PUAH Patent maintained in amended form

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009272

STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: PATENT MAINTAINED AS AMENDED

27A Patent maintained in amended form

Effective date: 19920826

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: B2

Designated state(s): BE DE FR GB

GBTA Gb: translation of amended ep patent filed (gb section 77(6)(b)/1977)
REG Reference to a national code

Ref country code: GB

Ref legal event code: IF02

REG Reference to a national code

Ref country code: FR

Ref legal event code: TP

Ref country code: FR

Ref legal event code: CD

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: FR

Payment date: 20031020

Year of fee payment: 19

Ref country code: BE

Payment date: 20031020

Year of fee payment: 19

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: GB

Payment date: 20031105

Year of fee payment: 19

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: DE

Payment date: 20040130

Year of fee payment: 19

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: GB

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20041106

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: BE

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20041130

BERE Be: lapsed

Owner name: SOC. D'ETUDE ET DE CONSTRUCTION DE MOTEURS D'AVIAT

Effective date: 20041130

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: DE

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20050601

GBPC Gb: european patent ceased through non-payment of renewal fee

Effective date: 20041106

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: FR

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20050729

REG Reference to a national code

Ref country code: FR

Ref legal event code: ST

BERE Be: lapsed

Owner name: SOC. D'ETUDE ET DE CONSTRUCTION DE MOTEURS D'AVIAT

Effective date: 20041130