EP0792945B1 - Procédé de traitement thermique d'un superalliage à base de nickel - Google Patents
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- EP0792945B1 EP0792945B1 EP19970400438 EP97400438A EP0792945B1 EP 0792945 B1 EP0792945 B1 EP 0792945B1 EP 19970400438 EP19970400438 EP 19970400438 EP 97400438 A EP97400438 A EP 97400438A EP 0792945 B1 EP0792945 B1 EP 0792945B1
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
Definitions
- the present invention relates to a process for heat treatment of a nickel-based superalloy whose chemical composition in weight percentages is in accordance with either EP-B-0 237 378 and belongs to the following field: Cr 11 to 13; Co 8 to 17; Mo 6 to 8; Nb less than or equal to 1.5; Ti 4 to 5; Al 4 to 5; Hf less than or equal to 1; C, B, Zr each less than or equal to 500 ppm; No complement to 100, i.e.
- FR 95.09653 which corresponds to EP-A-758 684 and FR-A-2 737 733 and belongs to the following field: Cr 12 to 15; Co 14.5 to 15.5; Mo 2 to 4.5; W o to 4.5; Al 2.5-4; Ti 4 to 6; Hf less than or equal to 0.5; C 100 to 300 ppm; B 100 to 500 PPm; Zr 200 to 700 ppm; No complement to 100.
- alloys are used in particular for the manufacture of highly stressed parts intended for aircraft engines, for example rotor discs.
- parts of this type can in particular be produced at using processing techniques from powders and their shaping calls for forging operations.
- Heat treatments applied to the front parts job routinely include a layoff treatment in solution and quenching followed by a treatment of aging.
- Documents US-A-5,547,523, US-A-5,529,643, EP-A-787,815 and EP-A-726,333 disclose superalloys subjected to intermediate heat treatments (between forging and supersolvus treatment).
- the invention applies in particular in cases where is performed a supersolvus heat treatment comprising a complete solution of gamma-prime precipitates at one temperature between + 5 ° C and + 25 ° C above the gamma-prime solvus temperature for a period of maintenance between 1 hour and 4 hours.
- the final grain size depends on a succession of stages that are: the possible pre-treatment of powders, densification by spinning, isothermal forging, the final heat treatment.
- the parameters metallurgical and thermomechanical that can influence the recrystallization are numerous and interdependent. Let us quote: gamma-prime phase precipitation, distribution oxycarbon, the rate of deformation, the speed of deformation, stress, time, temperature.
- the grain enlargement phenomenon caused by the heat treatment mentioned above can correspond to the following scheme: the gamma-prime precipitates which before the supersolvus heat treatment blocked the grain boundaries dissolve and the grain boundaries, released, migrate then are generally again anchored by very fine precipitates, oxycarbons, preferentially located at the old powder boundaries.
- the result sought in this case is to obtain grains of uniform size, in particular of 50 ⁇ m on average, corresponding to a so-called normal grain growth.
- thermomechanical cycle comprising at least one hot forging operation, carried out at a temperature between the gamma-prime solvus temperature minus 95 ° C and the gamma-prime solvus temperature minus 45 ° C , at a rational strain rate between 5.10 -5 s -1 and 2.10 -2 s -1 and at a rational strain rate greater than 0.1 and a supersolvus heat treatment, carried out at a temperature between the solvent temperature gamma-prime plus 5 ° C and the gamma-prime solvent temperature plus 25 ° C and for a period of between 1 and 4 hours, an intermediate heat treatment succeeding the hot forging operation which is followed by cooling of the room and carried out at a temperature between the
- results referred to and previously described are also obtained, according to the invention, by performing at the end of the hot forging operation, i.e. from the moment when the alloy is still at the temperature of forging an isothermal hold at a temperature between the gamma-prime solvent temperature minus 95 ° C and the gamma-prime solvent temperature minus 30 ° C for a period between 1 and 60 minutes.
- the processing Thermal can be done in two separate stages.
- the first step consisting of isothermal maintenance at a temperature between the gamma-prime solvus temperature minus 95 ° C and the gamma-prime solvent temperature minus 30 ° C is carried out at the end of the forging operation at hot i.e. at the moment when the alloy is still at the forging temperature, for a period between 1 and 30 minutes after which the room is cooled.
- the second step then consists of a heat treatment carried out at a temperature between the solvent temperature gamma-prime minus 95 ° C and the gamma-prime solvent temperature minus 30 ° C of the superalloy and for a duration included between 1 and 24 hours, followed by heat treatment supersolvus.
- the alloy M has the following nominal chemical composition in weight percentages:
- the gamma-prime phase solution temperature or solvent temperature of the alloy is 1195 ° C.
- the material studied comes from powders atomized with argon and densified by spinning at 1120 ° C.
- Four rollers A, B, C, D were forged by isothermal forging at 1120 ° C under the conditions of deformation, on the ordinate, and speed of deformation, on the abscissa, represented by the respective curves 1,2,3 and 4 of FIG. 1, thus covering domains greater than 0.1 in deformation and from 10 -4 s -1 to 8.10 -3 s -1 in deformation speed.
- Other tests have been carried out in traction and are represented by points 5,6,7,8,9,10,11,12 and 13 in FIG. 1.
- FIG. 2 shows a microstructure with some very large grains obtained after a standard supersolvus heat treatment carried out at 1205 ° C for 4 hours after a tensile test at 1120 ° C corresponding to a deformation rate of 7.10 -3 s -1 and a deformation of 0.62.
- a sample is subjected to a one hour heat treatment at 1120 ° C. before applying the standard supersolvus heat treatment, as above.
- Figure 3 shows the microstructure obtained in this case, having smaller grains and showing the appearance of colonies of small grains.
- microstructure obtained, represented in FIG. 4 is then homogeneous, totally devoid of very large grains and medium size grain is about 50 ⁇ m.
- the heat treatment process according to the invention therefore provides a state of use of the material concerned with a microstructure ensuring the compromise sought after for the mechanical characteristics of use, especially for parts intended for aeronautical use such as rotating aircraft engine parts, outfit satisfactory in creep and good propagation resistance of cracks at high temperatures.
- a tensile test piece just after having been deformed under critical conditions leading to the presence of very large grains on the final state namely a temperature of 1120 ° C and a deformation rate of 7.10 -3 s -1 , was maintained at 1120 ° C for 10 minutes.
- the microstructure obtained is homogeneous and does not have very large grains, as shown in Figure 5.
- maintaining temperature without intermediate cooling of the room, can be achieved by keeping the part in the tooling forging, at forging temperature.
- maintaining at the end of the forging operation can be performed in an oven, a temperature between the solvent temperature gamma-prime minus 95 ° C and the gamma-prime solvent temperature minus 30 ° C.
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Description
La présente invention concerne un procédé de traitement
thermique d'un superalliage à base de nickel dont la
composition chimique en pourcentages pondéraux est conforme
soit à EP-B-0 237 378 et appartient au domaine suivant :
Cr 11 à 13; Co 8 à 17; Mo 6 à 8; Nb inférieur ou égal à 1,5;
Ti 4 à 5; Al 4 à 5; Hf inférieur ou égal à 1; C,B,Zr chacun
inférieur ou égal à 500ppm; Ni complément à 100, soit à la
demande FR 95.09653 qui correspond à EP-A-758 684 et à FR-A-2 737 733 et appartient au domaine suivant :
Cr 12 à 15 ; Co 14,5 à 15,5 ; Mo 2 à 4,5 ; W o à 4,5 ; Al 2,5 à 4 ; Ti 4 à 6 ; Hf inférieur ou égal à 0,5 ; C 100 à 300 ppm ; B 100 à 500 PPm ; Zr 200 à 700 ppm ; Ni complément à 100.
Cr 12 à 15 ; Co 14,5 à 15,5 ; Mo 2 à 4,5 ; W o à 4,5 ; Al 2,5 à 4 ; Ti 4 à 6 ; Hf inférieur ou égal à 0,5 ; C 100 à 300 ppm ; B 100 à 500 PPm ; Zr 200 à 700 ppm ; Ni complément à 100.
Ces alliages sont notamment utilisés pour la fabrication de
pièces fortement sollicitées destinées à des moteurs d'avion,
par exemple des disques de rotor. De manière connue en soi,
les pièces de ce type peuvent notamment être élaborées à
l'aide de techniques de mise en oeuvre à partir de poudres et
leur mise en forme fait appel à des opérations de forgeage.
Les traitements thermiques appliqués sur les pièces avant
emploi comportent de manière courante un traitement de mise
en solution et trempe suivi d'un traitement de
vieillissement. Les documents US-A-5 547 523, US-A-5 529 643, EP-A-787 815 et EP-A-726 333 divulguent des superalliages soumis aux traitements thermiques intermédiaires (entre le forgeage et le traitement supersolvus).
L'invention s'applique en particulier dans les cas où est
effectué un traitement thermique supersolvus comportant une
mise en solution complète des précipités gamma-prime à une
température comprise entre +5°C et +25°C au dessus de la
température de solvus gamma-prime pendant une durée de
maintien comprise entre 1 heure et 4 heures.
Ces traitements permettent en effet une optimisation de la
microstructure des alliages vers des structures à gros grains
dont l'influence favorable a été démontrée sur la tenue en
fluage et en propagation de fissures aux hautes températures
nécessitées par la recherche d'amélioration des performances
des moteurs d'avions.
La taille de grain finale dépend d'une succession d'étapes
industrielles que sont : le prétraitement éventuel des
poudres, la densification par filage, le forgeage isotherme,
le traitement thermique final. De plus, les paramètres
métallurgiques et thermomécaniques pouvant influencer la
recristallisation sont nombreux et interdépendants. Citons :
la précipitation de phase gamma-prime, la distribution
d'oxycarbures, le taux de déformation, la vitesse de
déformation, la contrainte, le temps, la température.
Le phénomène de grossissement du grain provoqué par le
traitement thermique rappelé ci-dessus peut répondre au
schéma suivant :
les précipités gamma-prime qui avant le traitement thermique supersolvus bloquaient les joints de grains se dissolvent et les joints de grains, libérés, migrent puis sont généralement de nouveau ancrés par de très fins précipités, les oxycarbures, situés préférentiellement aux anciennes limites de poudres. Le résultat recherché dans ce cas est d'obtenir des grains de taille homogène, notamment de 50µm en moyenne, correspondant à une croissance de grains dite normale.
les précipités gamma-prime qui avant le traitement thermique supersolvus bloquaient les joints de grains se dissolvent et les joints de grains, libérés, migrent puis sont généralement de nouveau ancrés par de très fins précipités, les oxycarbures, situés préférentiellement aux anciennes limites de poudres. Le résultat recherché dans ce cas est d'obtenir des grains de taille homogène, notamment de 50µm en moyenne, correspondant à une croissance de grains dite normale.
Toutefois, un grossissement de grain dit anormal conduisant à
la croissance d'un ou de plusieurs très gros grains de
plusieurs centaines de micromètres au détriment des autres a
été observé sous l'influence des divers paramètres
précédemment rappelés. La microstructure très hétérogène qui
en résulte est préjudiciable à une bonne tenue des pièces et
notamment à la tenue en fatigue. Un des buts de l'invention
est d'éviter cette croissance dite anormale de grain tout en
conservant les avantages liés à une microstructure d'alliage
dite à gros grains.
Ces résultats sont obtenus, conformément à l'invention, en
appliquant à des pièces forgées en un superalliage à base de
nickel conforme à EP-B-0.237.378 ou à la demande FR 95.09653 qui correspond à EP-A-758 684 et à FR-A-2 737 733
suivant un cycle thermomécanique comportant au moins une
opération de forgeage à chaud, effectué à une température
comprise entre la température de solvus gamma-prime moins
95°C et la température de solvus gamma-prime moins 45°C, à
une vitesse de déformation rationnelle comprise entre 5.10-5s-1
et 2.10-2s-1 et à un taux de déformation rationnelle
supérieur à 0,1 et un traitement thermique supersolvus,
effectué à une température comprise entre la température de
solvus gamma-prime plus 5°C et la température de solvus
gamma-prime plus 25°C et à une durée comprise entre 1 et 4
heures, un traitement thermique intermédiaire succédant à
l'opération de forgeage à chaud qui est suivie d'un
refroidissement de la pièce et effectué à une température
comprise entre la température de solvus gamma-prime moins
95°C et la température de solvus gamma-prime moins 30°C et à
une durée comprise entre 1 et 24 heures.
Dans certaines applications particulières, les résultats
visés et précédemment décrits sont également obtenus,
conformément à l'invention, en effectuant à la fin de
l'opération de forgeage à chaud c'est à dire à partir de
l'instant où l'alliage est encore à la température de
forgeage un maintien isotherme à une température comprise
entre la température de solvus gamma-prime moins 95°C et la
température de solvus gamma-prime moins 30°C pour une durée
comprise entre 1 et 60 minutes.
Suivant une autre variante de l'invention, le traitement
thermique peut s'effectuer en deux étapes distinctes. La
première étape consistant en un maintien isotherme à une
température comprise entre la température de solvus gamma-prime
moins 95°C et la température de solvus gamma-prime
moins 30°C est effectué à la fin de l'opération de forgeage à
chaud c'est à dire à l'instant où l'alliage est encore à la
température de forgeage, pour une durée comprise entre 1 et
30 minutes après quoi, la pièce est refroidie. La deuxième
étape consiste alors en un traitement thermique effectué à
une température comprise entre la température de solvus
gamma-prime moins 95°C et la température de solvus gamma-prime
moins 30°C du superalliage et à une durée comprise
entre 1 et 24 heures, suivi d'un traitement thermique
supersolvus.
D'autres caractéristiques et avantages de l'invention seront
mieux compris à la lecture de la description qui va suivre
des modes de réalisation de l'invention, en référence aux
dessins annexés sur lesquels :
- la figure 1 représente les conditions d'essais de forgeage et de traction effectués sur des échantillons du matériau étudié à 1120°C, en vitesses de déformation en abscisses et en déformation en ordonnées ;
- la figure 2 représente la reproduction d'une microphotographie d'une microstructure d'éprouvette soumise au traitement standard dans les conditions antérieures à l'invention ;
- les figures 3 et 4 représentent, de manière analogue à la figure 2, une microstructure d'éprouvettes traitées dans les conditions de l'invention ;
- la figure 5 représente, de manière analogue aux figures 2, 3 et 4 une microstructure d'éprouvette traitée dans les conditions d'une variante de l'invention.
Pour la réalisation des essais, un superalliage M à base de
nickel dont la composition chimique est conforme à la
définition donnée par EP-B-0.237.378 a été choisi. L'alliage
M présente la composition chimique nominale suivante en
pourcentages pondéraux :
Co 15,7; Cr 11,5; Mo 6,5; Al 4,35; Ti 4,35; B 0,015; C 0,015;
Hf 0,45; Ni complément à 100.
La température de mise en solution de la phase gamma-prime ou température de solvus de l'alliage est 1195°C.
La température de mise en solution de la phase gamma-prime ou température de solvus de l'alliage est 1195°C.
Le matériau étudié provient de poudres atomisées à l'argon et
densifiées par filage à 1120°C.
Quatre galets A, B, C, D ont été forgés par forgeage isotherme à 1120°C dans les conditions de déformation, en ordonnées, et de vitesse de déformation, en abscisses, représentées par les courbes respectives 1,2,3 et 4 de la figure 1, couvrant ainsi des domaines supérieurs à 0,1 en déformation et de 10-4s-1 à 8.10-3s-1 en vitesse de déformation. D'autres essais ont été effectués en traction et sont représentés par les points 5,6,7,8,9,10,11,12 et 13 sur la figure 1.
A la suite du traitement thermique supersolvus standard défini pour le matériau comportant soit un maintien à 1205°C pendant 4 heures, soit un maintien à 1200°C pendant 2 heures, des structures à très gros grains, de l'ordre du mm par exemple, ont été observées. Les essais ont montré l'influence de l'état d'écrouissage pour la croissance des très gros grains dans le matériau concerné. La figure 2 montre une microstructure présentant quelques très gros grains obtenue après un traitement thermique standard supersolvus effectué à 1205°C pendant 4 heures après un essai de traction à 1120°C correspondant à une vitesse de déformation de 7.10-3s-1 et une déformation de 0,62.
De manière remarquable et conforme à l'invention, un échantillon est soumis à un traitement thermique d'une heure à 1120°C avant de lui appliquer le traitement thermique standard supersolvus, comme ci-dessus. La figure 3 montre la microstructure obtenue dans ce cas, présentant des grains moins gros et montrant l'apparition de colonies de petits grains.
Quatre galets A, B, C, D ont été forgés par forgeage isotherme à 1120°C dans les conditions de déformation, en ordonnées, et de vitesse de déformation, en abscisses, représentées par les courbes respectives 1,2,3 et 4 de la figure 1, couvrant ainsi des domaines supérieurs à 0,1 en déformation et de 10-4s-1 à 8.10-3s-1 en vitesse de déformation. D'autres essais ont été effectués en traction et sont représentés par les points 5,6,7,8,9,10,11,12 et 13 sur la figure 1.
A la suite du traitement thermique supersolvus standard défini pour le matériau comportant soit un maintien à 1205°C pendant 4 heures, soit un maintien à 1200°C pendant 2 heures, des structures à très gros grains, de l'ordre du mm par exemple, ont été observées. Les essais ont montré l'influence de l'état d'écrouissage pour la croissance des très gros grains dans le matériau concerné. La figure 2 montre une microstructure présentant quelques très gros grains obtenue après un traitement thermique standard supersolvus effectué à 1205°C pendant 4 heures après un essai de traction à 1120°C correspondant à une vitesse de déformation de 7.10-3s-1 et une déformation de 0,62.
De manière remarquable et conforme à l'invention, un échantillon est soumis à un traitement thermique d'une heure à 1120°C avant de lui appliquer le traitement thermique standard supersolvus, comme ci-dessus. La figure 3 montre la microstructure obtenue dans ce cas, présentant des grains moins gros et montrant l'apparition de colonies de petits grains.
Lorsque le traitement thermique intermédiaire à 1120°C est
prolongé à 24 heures avant d'effectuer comme précédemment le
traitement thermique standard supersolvus, la microstructure
obtenue, représenté sur la figure 4 est alors homogène,
totalement dépourvue de très gros grains et la taille moyenne
des grains est d'environ 50µm.
Le procédé de traitement thermique conforme à l'invention
permet par conséquent d'obtenir un état d'emploi du matériau
concerné présentant une microstructure assurant le compromis
recherché pour les caractéristiques mécaniques d'utilisation,
notamment pour les pièces destinées à un usage aéronautique
tel que des pièces tournantes de moteur d'avion, une tenue
satisfaisante en fluage et une bonne tenue en propagation de
fissures aux hautes températures.
Suivant une variante de l'invention, au lieu d'effectuer le
traitement thermique intermédiaire dans les conditions
précédemment définies, dans un autre essai, une éprouvette de
traction juste après avoir été déformée dans des conditions
critiques conduisant à la présence de très gros grains sur
l'état final, à savoir une température de 1120°C et une
vitesse de déformation de 7.10-3s-1, a été maintenue à 1120°C
pendant 10 minutes. Après traitement thermique standard
supersolvus, la microstructure obtenue est homogène et ne
présente pas de très gros grains, comme le montre la figure
5.
Pour des applications de forgeage de pièces, le maintien en
température, sans refroidissement intermédiaire de la pièce,
peut être réalisé en maintenant la pièce dans l'outillage de
forgeage, à la température de forgeage. En variante et en
fonction des applications particulières, le maintien à la fin
de l'opération de forgeage peut être réalisé dans un four, à
une température comprise entre la température de solvus
gamma-prime moins 95°C et la température de solvus gamma-prime
moins 30°C.
Claims (3)
- Procédé de traitement thermique d'un superalliage à base de nickel dont la composition chimique en pourcentages pondéraux appartient aux domaines suivants :
Cr 11 à 13; Co 8 à 17; Mo 6 à 8; Ti 4 à 5; Al 4 à 5, Nb inférieur ou égal à 1,5 ; Hf inférieur ou égal à 1 ; C,B,Zr chacun inférieur ou égal à 500 ppm ; Ni complément à 100, ou Cr 12 à 15 ; Co 14,5 à 15,5 ; Mo 2 à 4,5 ; W 0 à 4,5 ; Al 2,5 à 4 ; Ti 4 à 6 ; Hf inférieur ou égal à 0,5 ; C 100 à 300 ppm ; B 100 à 500 ppm ; Zr 200 à 700 ppm ; Ni complément à 100,
appliqué à des pièces forgées suivant un traitement thermomécanique comportant une opération de forgeage à chaud, effectué à une température comprise entre la température de solvus gamma-prime moins 95°C du superalliage et la température de solvus gamma-prime moins 45°C du superalliage, à une vitesse de déformation rationnelle comprise entre 5.10-5 s-1 et 2.10-2 s-1 et à un taux de déformation rationnelle supérieur à 0,1 et un traitement thermique supersolvus, effectué à une température comprise entre la température de solvus gamma-prime plus 5°C du superalliage et la température de solvus gamma-prime plus 25°C du superalliage et à une durée comprise entre 1 et 4 heures caractérisé en ce qu'un traitement thermique intermédiaire, succédant à l'opération de forgeage à chaud qui est suivie d'un refroidissement de la pièce, est effectué à une température comprise entre la température de solvus gamma-prime moins 95°C et la température de solvus gamma-prime moins 30°C du superalliage et à une durée comprise entre 1 à 24 heures. - Procédé de traitement thermique d'un superalliage à base de nickel dont la composition chimique en pourcentages pondéraux appartient aux domaines suivants :
Cr 11 à 13; Co 8 à 17; Mo 6 à 8; Ti 4 à 5; Al 4 à 5; Nb inférieur ou égal à 1,5; Hf inférieur ou égal à 1; C,B,Zr chacun inférieur ou égal à 500 ppm ; Ni complément à 100, ou Cr 12 à 15 ; Co 14,5 à 15,5 ;
Mo 2 à 4,5 ; W O à 4,5 ; Al 2,5 à 4 ; Ti 4 à 6 ; Hf inférieur ou égal à 0,5 ; C 100 à 300 ppm ; B 100 à 500 ppm ; Zr 200 à 700 ppm ; Ni complément à 100,
appliqué à des pièces forgées suivant un traitement thermomécanique comportant une opération de forgeage à chaud, effectué à une température comprise entre la température de solvus gamma-prime moins 95°C du superalliage et la température de solvus gamme-prime moins 45°C du superalliage, à une vitesse de déformation rationnelle comprise entre 5.10-5 s-1 et 2.10-2 s-1 et à un taux de déformation rationnelle supérieur à 0,1 et un traitement thermique supersolvus, effectué à une température comprise entre la température de solvus gamma-prime plus 5°C du superalliage et la température de solvus gamma-prime plus 25°C du superalliage et à une durée comprise entre 1 et 4 heures caractérisé en ce qu'un maintien isotherme à une température comprise entre la température de solvus gamma-prime moins 95°C et la température de solvus gamma-prime moins 30°C, est effectué à la fin de l'opération de forgeage à chaud c'est à dire à partir de l'instant où l'alliage est encore à la température de forgeage, pour une durée comprise entre 1 et 60 minutes. - Procédé de traitement thermique d'un superalliage à base de nickel dont la composition chimique en pourcentages pondéraux appartient aux domaines suivants :
Cr 11 à 13; Co 8 à 17; Mo 6 à 8; Ti 4 à 5; Al 4 à 5;
Nb inférieur ou égal à 1,5; Hf inférieur ou égal à 1 ; C,B,Zr chacun inférieur ou égal à 500 ppm ; Ni complément à 100, ou Cr 12 à 15 ; Co 14,5 à 15,5 ; Mo 2 à 4,5 ; W 0 à 4,5 ; Al 2,5 à 4 ; Ti 4 à 6 ; Hf inférieur ou égal à 0,5 ; C 100 à 300 ppm ; B 100 à 500 ppm ; Zr 200 à 700 ppm ; Ni complément à 100,
appliqué à des pièces forgées suivant un traitement thermo-mécanique comportant une opération de forgeage à chaud, effectué à une température comprise entre la température de solvus gamma-prime moins 95°C du superalliage et la température de solvus gamma-prime moins 45°C du superalliage, à une vitesse de déformation rationnelle comprise entre 5.10-5s-1 et 2.102s-1 et à un taux de déformation rationelle supérieur à 0,1 et un traitement thermique supersolvus, effectué à une température comprise entre la température de solvus gamma-prime plus 5°C du superalliage et la température de solvus gamma-prime plus 25°C du superalliage et à une durée comprise entre 1 et 4 heures caractérisé en ce qu'un maintien isotherme à une température comprise entre la température de solvus gamma-prime moins 95°C et la température de solvus gamma-prime moins 30°C est effectué à la fin de l'opération de forgeage à chaud c'est à dire à partir de l'instant où l'alliage est encore à la température de forgeage, pour une durée comprise entre 1 et 60 minutes puis, après refroidissement de la pièce, un traitement thermique est effectué à une température comprise entre la température de solvus gamma-prime moins 95°C et la température de solvus gamma-prime moins 30°C du superalliage et à une durée comprise entre 1 et 24 heures.
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| FR9602534 | 1996-02-29 | ||
| FR9602534A FR2745588B1 (fr) | 1996-02-29 | 1996-02-29 | Procede de traitement thermique d'un superalliage a base de nickel |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| EP0792945A1 EP0792945A1 (fr) | 1997-09-03 |
| EP0792945B1 true EP0792945B1 (fr) | 1998-12-02 |
Family
ID=9489707
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| EP19970400438 Expired - Lifetime EP0792945B1 (fr) | 1996-02-29 | 1997-02-27 | Procédé de traitement thermique d'un superalliage à base de nickel |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP0792945B1 (fr) |
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