EP2510131A1 - Procede de fabrication de superalliages de nickel de type inconel 718 - Google Patents

Procede de fabrication de superalliages de nickel de type inconel 718

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EP2510131A1
EP2510131A1 EP10801646A EP10801646A EP2510131A1 EP 2510131 A1 EP2510131 A1 EP 2510131A1 EP 10801646 A EP10801646 A EP 10801646A EP 10801646 A EP10801646 A EP 10801646A EP 2510131 A1 EP2510131 A1 EP 2510131A1
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superalloy
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nickel
grains
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Gilbert Michel Marin Leconte
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Safran Aircraft Engines SAS
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SNECMA SAS
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    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
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    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/056—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 10% but less than 20%

Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing nickel superalloys Inconel type 718.
  • the Inconel 718 Nickel base superalloy (NC19FeNb) is widely used for the manufacture of parts in advanced applications, particularly in aeronautics for rotating parts of turbomachines, housings, rings.
  • the mechanical characteristics of use of these parts depend on the intrinsic characteristics of the alloy (chemical composition) of this part but also on the microstructure of the part, in particular the grain size.
  • the grain size governs in particular the characteristics of oligocyclic fatigue, tensile strength, and creep.
  • a microstructure whose grains are fine makes it possible to obtain the best properties of fatigue and traction, while guaranteeing good creep resistance.
  • This fine grain size is currently obtained by means of heat treatment and forgings ranges that produce grain recrystallization mechanisms.
  • the aim of the invention is to propose a manufacturing process that makes it possible to limit the appearance of coarse grains during the production of the part.
  • M and 6> is the distance between points M and M 'after forging, is at least equal to a minimum value D m , and in that said nickel superalloy does not undergo heat treatment at a temperature above a threshold temperature T s equal to 750 ° C after said quenching.
  • the coarse grains still present in the superalloy are converted back into fine grains, and no new coarse grains are formed within the superalloy.
  • the nickel superalloy is also subjected to an income directly after quenching following the last forging step.
  • FIG. 1 schematically shows the manufacturing method according to the invention
  • FIG. 2 shows schematically an example of the manufacturing method according to the invention.
  • Inconel 718 nickel superalloys are considered in the present invention.
  • thermomechanical treatments intended to give this billet a structure and a shape in accordance with the specifications.
  • the coarse equiaxial grains which result from a static magnification of the fine grains, for example because the alloy is maintained at a temperature higher than the temperature ⁇ -solvus.
  • magnification can be avoided by performing the forging operations of the alloy processing range at temperatures below the ⁇ -solvus temperature.
  • the inventors have also found the presence within the alloy of coarse grains "exploded", whose contours are very irregular. It is supposed that these grains are generally formed at temperatures below the temperature of 6-solvus, and that it is the energy stored following hardening during the forging operation above, when the deformation is carried out at temperatures below the temperature of ⁇ -solvus (for example below 1000 ° C.), which causes this bursting of the grains. This stored energy is then "released” in the form of an early and uncontrolled migration of grain boundaries, which generates these "burst" grains.
  • the last forging step (referenced 1 in FIG. 1) is carried out at a temperature T lower than the temperature ⁇ -solvus, and in addition that at any point M of this nickel superalloy the local deformation rate D is at least equal to a minimum value D m .
  • the rate of local deformation D characterizes the local deformation at a point M of a material. It is defined by the relation
  • ⁇ ⁇ is the initial distance between this point M and a point M 'close to M
  • ô f is the distance between the points M and M' after forging.
  • the condition that the local deformation rate D is at least equal to a minimum value D m in a region of the superalloy makes it possible to recrystallize the "exploded" grains into fine grains in this region.
  • certain regions of this part may undergo larger deformations than other regions.
  • the fact that the above condition on the local strain rate D is valid at any point M of the superalloy makes it possible to ensure that the "bursted" grains are recrystallized in fine grains throughout the volume of the superalloy.
  • the minimum value D m is equal to 0.7.
  • the minimum value D m is equal to 0.8 or 0.9.
  • the superalloy is quenched from the forging temperature T to room temperature T A.
  • the quenching is carried out at a speed of the order of 15 ° C./min, the tests carried out by the inventors having demonstrated that the mechanical characteristics were best optimized at this quenching speed.
  • water quenching is carried out.
  • the superalloy does not undergo heat treatment at a temperature above a threshold temperature T s equal to 750 ° C.
  • the superalloy is not dissolved because it takes place at a temperature above the threshold temperature T s .
  • the superalloy can undergo a direct income (step referenced 2 in FIG. 1) after the quenching following the last forging.
  • the superalloy is heated to a temperature of 720 ° C for 8 hours, then cooled to a temperature of 620 ° C for 8 hours, before being cooled to room temperature. This situation is shown in Figure 2.
  • the superalloy Before the last forging step according to the invention, the superalloy may have undergone no other, another, or several other forging steps, with for each, several, one or none of these steps a forging temperature greater than the temperature ⁇ -solvus.
  • all the forging steps preceding the last forging step are performed at temperatures below the ⁇ -solvus temperature.
  • the size of all the grains of the superalloy is between 5 and 30 ⁇ ,
  • the size of all the grains of the superalloy is between 5 and 20 ⁇ . This finer average grain size results in a superalloy whose fatigue life and elastic limit are further improved.

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Abstract

L'invention concerne un procédé de fabrication de superalliages de nickel de type Inconel 718. La dernière étape de forgeage que subit ce superalliage de nickel est telle qu'elle s'effectue à une température T inférieure à la température d-solvus, qu'en tout point M de ce superalliage de nickel le taux de déformation local D est au moins égal à une valeur minimale Dm, et en ce que ce superalliage de nickel ne subit pas de traitement thermique à une température supérieure à une température seuil Ts égale à 750 °C après cette trempe.

Description

PROCEDE DE FABRICATION DE
SUPERALLIAGES DE NICKEL DE TYPE INCONEL 718
La présente invention concerne un procédé de fabrication de superalliages de nickel de type Inconel 718.
Le superalliage base Nickel Inconel 718 (NC19FeNb) est couramment utilisé pour la fabrication de pièces dans des applications de pointe, notamment en aéronautique pour des pièces tournantes de turbomachines, des carters, des anneaux. Les caractéristiques mécaniques d'usage de ces pièces dépendent des caractéristiques intrinsèques de l'alliage (composition chimique) de cette pièce mais aussi de la microstructure de la pièce, en particulier de la taille de grain. En effet, la taille de grain gouverne notamment les caractéristiques de fatigue oligocyclique, de résistance à la traction, et de fluage. Une microstructure dont les grains sont fins (par exemple avec une taille de grains comprise sensiblement entre 5 à 20 pm) permet d'obtenir les meilleures propriétés de fatigue et de traction, tout en garantissant une bonne tenue en fluage.
Cette taille de grain fine est obtenue actuellement au moyen de gammes de traitements thermiques et de forgeages de la pièce qui produisent des mécanismes de recristallisation des grains.
Cependant, avec les gammes actuelles, on observe fréquemment sur des pièces en superalliage de nickel des zones de grains grossiers (c'est-à-dire des grains dont la taille est bien supérieure à la taille des grains fins). Ces zones sont indésirables car elles sont à l'origine d'une diminution des propriétés mécaniques de ces pièces.
Ces zones de grains grossiers apparaissent même lorsque les gammes comprennent des opérations de forgeage en dessous de la température o-solvus (température de remise en solution des précipités S), alors que de telles opérations sont réputées sans effet sur la microstructure finale de l'alliage, car elles sont supposées en théorie garantir une absence de croissance des grains.
L'invention vise à proposer un procédé de fabrication qui permette de limiter l'apparition de grains grossiers pendant la fabrication de la pièce.
Ce but est atteint grâce au fait que la dernière étape de forgeage que subit ledit superalliage de nickel est telle qu'elle s'effectue à une température T inférieure à la température o-solvus, qu'en tout point M de ce superalliage de nickel le taux de déformation local D, défini par D = Ln(i )où ¾ est la distance initiale entre le point M et un point M' voisin de
M et 6> est la distance entre les points M et M' après forgeage, est au moins égal à une valeur minimale Dm, et en ce que ledit superalliage de nickel ne subit pas de traitement thermique à une température supérieure à une température seuil Ts égale à 750°C après ladite trempe.
Grâce à ces dispositions, les grains grossiers encore présents dans le superalliage sont retransformés en grains fins, et il ne se forme pas de nouveaux grains grossiers au sein du superalliage.
Avantageusement le superalliage de nickel subit en outre un revenu directement après la trempe suivant la dernière étape de forgeage.
Ainsi, les propriétés de résilience du superalliage sont améliorées tandis que ses autres propriétés mécaniques ne sont pas sensiblement diminuées. L'opération de revenu a lieu à une température suffisamment basse pour qu'il ne se recrée pas de grains grossiers au sein du superalliage.
L'invention sera bien comprise et ses avantages apparaîtront mieux, à la lecture de la description détaillée qui suit, d'un mode de réalisation représenté à titre d'exemple non limitatif. La description se réfère aux dessins annexés sur lesquels :
- la figure 1 montre schématiquement le procédé de fabrication selon l'invention,
- la figure 2 montre schématiquement un exemple du procédé de fabrication selon l'invention.
On considère dans la présente invention des superalliages de nickel de type Inconel 718.
Dans le procédé selon l'invention, on part d'une billette qui a déjà subi des traitements thermomécaniques, destinés à donner à cette billette une structure et une forme conformes aux spécifications.
En examinant des superalliages de nickel de l'art antérieur dont la microstructure présente des grains grossiers, les inventeurs ont constatés que ces grains grossiers étaient de deux natures différentes.
Ainsi, on distingue d'une part les grains équiaxes grossiers, qui résultent d'un grossissement statique des grains fins, par exemple parce que l'alliage est maintenu à une température supérieure à la température δ-solvus. Un tel grossissement peut être évité en effectuant les opérations de forgeage de la gamme de traitement de l'alliage à des températures inférieures à la température ô-solvus.
De façon inattendue, les inventeurs ont également constaté la présence au sein de l'alliage de grains grossiers "éclatés", dont les contours sont très irréguliers. Il est supposé que ces grains se forment en général à des températures inférieures à la température de 6-solvus, et que c'est l'énergie emmagasinée suite à l'écrouissage lors de l'opération de forge précédente, lorsque la déformation est réalisée à des températures inférieures à la température de ô-solvus (par exemple inférieures à 1000°C), qui provoque cet éclatement des grains. Cette énergie emmagasinée est alors "libérée" sous forme d'une migration précoce et non contrôlée des joints de grain, ce qui génère ces grains "éclatés".
Selon l'invention, comme représenté en figure 1, on fait en sorte que dans la gamme de forgeage que subit le superalliage, la dernière étape de forgeage (référencée 1 sur la figure 1) s'effectue à une température T inférieure à la température δ-solvus, et en outre qu'en tout point M de ce superalliage de nickel le taux de déformation local D est au moins égal à une valeur minimale Dm.
Le taux de déformation local D caractérise la déformation locale en un point M d'un matériau. Il est défini par la relation
où δί est la distance initiale entre ce point M et un point M' voisin de M, et ôf est la distance entre les points M et M' après forgeage.
La réalisation de cette dernière étape de forgeage à une température T inférieure à la température δ-solvus permet d'éviter la formation de grains équiaxes grossiers.
De plus, la condition que le taux de déformation local D est au moins égal à une valeur minimale Dm dans une région du superalliage permet de recristalliser les grains "éclatés" en grains fins dans cette région. Lors de l'étape de forgeage, selon la forme finale donnée à la pièce, certaines régions de cette pièce peuvent subir des déformations plus importantes que d'autres régions. Le fait que la condition ci-dessus sur le taux de déformation local D soit valable en tout point M du superalliage permet de s'assurer que les grains "éclatés" sont recristallisés en grains fins dans tout le volume du superalliage.
Par exemple, la valeur minimale Dm est égale à 0,7.
Alternativement, la valeur minimale Dm est égale à 0,8 ou 0,9.
Après ce forgeage, le superalliage subit une trempe depuis la température de forgeage T jusqu'à température ambiante TA.
Avantageusement la trempe est effectuée à une vitesse de l'ordre de 15°C/min, les essais réalisés par les inventeurs ayant démontré que les caractéristiques mécaniques étaient le mieux optimisées à cette vitesse de trempe. De préférence il est effectué une trempe à eau.
De plus, après cette trempe suivant cette étape finale de forgeage, le superalliage ne subit pas traitement thermique à une température supérieure à une température seuil Ts égale à 750°C.
En effet, un traitement thermique à une température supérieure à la température seuil Ts est susceptible de créer des grains "éclatés" au sein du superalliage.
En particulier, le superalliage ne subit pas de mise en solution car celle-ci a lieu à une température supérieure à la température seuil Ts.
En revanche, le superalliage peut subir directement un revenu (étape référencée 2 sur la figure 1) après la trempe suivant le dernier forgeage.
Par exemple, le superalliage est chauffé à une température de 720°C pendant 8 heures, puis refroidit jusqu'à une température de 620°C pendant 8 heures, avant d'être refroidi jusqu'à température ambiante. Cette situation est représentée sur la figure 2.
Avant la dernière étape de forgeage selon l'invention, le superalliage peut avoir subi aucun autre, une autre, ou plusieurs autres étapes de forgeage, avec pour chacune, plusieurs, une, ou aucune de ces étapes une température de forgeage supérieure à la température δ-solvus.
Avantageusement, toutes les étapes de forgeage précédant la dernière étape de forgeage sont réalisées à des températures inférieures à la température δ-solvus.
Des simulations numériques ont été réalisées par les inventeurs et montrent que, à l'issue du procédé selon l'invention, la taille des grains est effectivement réduite.
Par exemple, à l'issue du procédé selon l'invention, la taille de tous les grains du superalliage est comprise entre 5 et 30 μπη, Avantageusement, à l'issue du procédé selon l'invention, la taille de tous les grains du superalliage est comprise entre 5 et 20 μηι. Cette taille moyenne des grains plus fine se traduit par un superalliage dont la durée de vie en fatigue et la limite élastique sont encore améliorées.

Claims

REVENDICATIONS
1. Procédé de fabrication de superalliages de nickel de type Inconel 718 caractérisé en ce que la dernière étape de forgeage que subit ledit superalliage de nickel est telle qu'elle s'effectue à une température T inférieure à la température 6-solvus, qu'en tout point M de ce superalliage de nickel le taux de déformation local D est au moins égal à une valeur minimale Dm, et en ce que ledit superalliage de nickel ne subit pas de traitement thermique à une température supérieure à une température seuil Ts égale à 750°C après ladite trempe.
2. Procédé de fabrication selon la revendication 1 caractérisé en ce que la valeur minimale Dm du taux de déformation local est égale à 0,7.
3. Procédé de fabrication selon la revendication 1 ou 2 caractérisé en ce que ledit superalliage de nickel subit en outre un revenu directement après la trempe suivant ladite étape de forgeage.
4. Procédé de fabrication selon la revendication 1 ou 2 caractérisé en ce que toutes les étapes de forgeage précédant ladite dernière étape de forgeage sont réalisées à des températures inférieures à la température δ-solvus.
5. Procédé de fabrication selon l'une quelconque des revendications 1 à 4 caractérisé en ce que, à l'issue dudit procédé, la taille de tous les grains dudit superalliage est comprise entre 5 et 30 pm.
6. Procédé de fabrication selon la revendication 5 caractérisé en ce que, à l'issue dudit procédé, la taille de tous les grains dudit superalliage est comprise entre 5 et 20 pm.
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