FR2513269A1 - Composition et traitement thermique pour alliage destine a des moulages monocristallins - Google Patents
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Abstract
L'INVENTION CONCERNE UNE COMPOSITION D'ALLIAGE A BASE DE NICKEL POUR LA REALISATION DE PIECES DE MACHINES EXPOSEES A DES CONTRAINTES ET A DES TEMPERATURES ELEVEES SOUS FORME DE MOULAGES MONOCRISTALLINS, CETTE COMPOSITION ETANT, EN EN POIDS: CR 810; CO 015; TI 12 NB 1,53; AL 56,5; W 310,5; MO 03,5; TA 03,5; HF 00,5; V 01,5; C 0,0150,05; B 00,01; ZR 00,05; COMPLEMENT: NICKEL IMPURETES. L'ALLIAGE EST SOUMIS A UN TRAITEMENT THERMIQUE CONSISTANT A LE CHAUFFER A 13001320 C PUIS A LE MAINTENIR A 870 C PENDANT 16 H, AVEC UNE PHASE INTERMEDIAIRE FACULTATIVE A 10801120 C PENDANT 1 H.
Description
La présente invention concerne un alliage approprié à la réalisation de moulages coulés monocristallins ainsi que les pièces moulées faites d'un tel alliage
Dans la fabrication de pièces moulées en alliages à base de nickel, destinées à être utilisées à des températures élevées dans des conditions sévères de contraintes et d'attaque par corrosion, on a constaté que les moulages monocristallins possedaient des possibilités avantageuses en ce qui concerne la conjonction de leur longévité et de leur résistance aux températures élevées . Le domaine dans lequel ces possibilités sont principalement utilisées est celui des parties les plus échauffées des moteurs à turbine à gaz telles que les aubes de guidage de distributeur et les aubes mobiles de turbine .Mais les alliages spé ciaux A base de nickel communément utilisés, bien que très au point comme matières constitutives de moulages équiaxiaux classiques, comportent des catégories d'élément6 constitutifs susceptibles d'avoir une influence néfaste sur les propriétés d'un moulage monocristallin fait des mêmes matières
Partant d'un alliage spécial moderne à base de nickel, les auteurs de la présente invention ont conçu une gamme de compositions d'alliages douées d'excellentes propriétés lorsqu'on les utilise sous forme d'un moulage monocristallin
L'alliage selon l'invention, approprié à être utilisé sous forme de moulage monocristallin, est constitué par les composants ci-après dans les proportions indiquées en en poids
Chrome 8 à 10 ffi Cobalt O à 15%
Titane + v Niobium 1,5 à 3 % Aluminium 5 à 6,5 %
Tungstène 3 à 10,5 % molybdène 0 à 3,5 %
Tantale 0 à 3,5 % Hafnium 0 à 0,5 %
Vanadium 0 à 1,5 % Carbone 0,015 à 0,05 %
Bore 0 à 0,01 % Zirconium 0 à 0,05 %
Le complément étant constitué par du nickel et des impuretés occasionnelles
De préférence, l'alliage selon l'invention sera constitué par les composants ci-après dans les proportions indiquées en en poids
Chrome 8 à 10 % Cobalt 2 à 11 %
Titane + 1/2 Niobium 1 ,7 à 2,6 % Aluminium 5,25 à 5,75 %
Tungstène 8,5 à 10,5 % Tantale 2,5 à 3,2 %
Carbone 0,015 à 0,05 % Bore 0 à 0,01 %
Zirconium 0 à 0,01 %
Le complément étant constitué par du nickel et des impuretés occasionnelles
L'alliage selon l'invention pourrs être chauffé en solution à une température d'environ 1300 C ; dans certains cas spé civiques, par exemple, le traitement thermique s'est effectué à une température comprise entre 1260 C et 1320 C pendant quatre heures, suivi d'un refroidissement par soufflage de gaz et d'un traitement effectué d'abord à 1090 C pendant une heure puis à 870 C pendant seize heures
L'invention concerne également une pièce coulée monocristalline faite de l'alliage selon l'invention, et en particulier une aube mobile de turbine à gaz, obtenue par coulée, monocristalline, faite de l'alliage selon l'invention
Des essais effectués ont confirmé les propriétés des 81- lier selon l'invention ; ces essais sont décrits ci-après en se référant aux dessins annexés dans lesquels - la figure 1 est un diagramme représentant la longévité
sous contrainte de plusieurs éprouvettes d'essai de
l'alliage selon l'invention à une première température,
basse ; et - la figure 2 est un diagramme semblable à celui de la
figure 1 représentant cette même longévité à une seconde
température, plus élevée
Pour l'essai des alliages selon l'invention, on a ralisé des éprouvettes d'essai des divers alliages sous forme monocristalline coulée .Il existe deux procédé fondamen- taux de réalisation de moulages monooristallins ; ces procédés sont bien connus et comportent, soit l'emploi d'un germe cristallin, soit le recours à une solidification directionnelle suivie d'un parcours labyrinthique servant à sélectionner un cristal unique de l'alliage qui se développera pour former l'éprouvette d'essai
Bien que l'un ou l'autre procédé eut pu être utilisé, les auteurs de l'invention ont considéré comme commode d'utiliser le second et, par conséquent, pour chacun des allia ges essayés, il a été réalisé une éprouvette d'essai sous forme d'un cristal unique . A titre de référence, une éprouvette d'essai semblable a été réalisée sous forme d'une matière constitutive directionnellement solidifiée .Comme on le comprendra, la matière directionnellement solidifiée consiste en une pluralité de grains individuels, tous parallèles ; ce genre de matière possède, en général, de meilleures propriétés que celles qu'offrirait un mélange équiaxial classique fait du même alliage
Les dessins annexés montrent les résultats comparatifs de dix éprouvettes d'essai monocristallines et d'une éprou vette de référence directionnellement solidifiée, dont les durées de résistance avant rupture ont été notée, d'abord å un- certaine température (7600C) puis à une température plus élevée (1040oC) .
Dans la fabrication de pièces moulées en alliages à base de nickel, destinées à être utilisées à des températures élevées dans des conditions sévères de contraintes et d'attaque par corrosion, on a constaté que les moulages monocristallins possedaient des possibilités avantageuses en ce qui concerne la conjonction de leur longévité et de leur résistance aux températures élevées . Le domaine dans lequel ces possibilités sont principalement utilisées est celui des parties les plus échauffées des moteurs à turbine à gaz telles que les aubes de guidage de distributeur et les aubes mobiles de turbine .Mais les alliages spé ciaux A base de nickel communément utilisés, bien que très au point comme matières constitutives de moulages équiaxiaux classiques, comportent des catégories d'élément6 constitutifs susceptibles d'avoir une influence néfaste sur les propriétés d'un moulage monocristallin fait des mêmes matières
Partant d'un alliage spécial moderne à base de nickel, les auteurs de la présente invention ont conçu une gamme de compositions d'alliages douées d'excellentes propriétés lorsqu'on les utilise sous forme d'un moulage monocristallin
L'alliage selon l'invention, approprié à être utilisé sous forme de moulage monocristallin, est constitué par les composants ci-après dans les proportions indiquées en en poids
Chrome 8 à 10 ffi Cobalt O à 15%
Titane + v Niobium 1,5 à 3 % Aluminium 5 à 6,5 %
Tungstène 3 à 10,5 % molybdène 0 à 3,5 %
Tantale 0 à 3,5 % Hafnium 0 à 0,5 %
Vanadium 0 à 1,5 % Carbone 0,015 à 0,05 %
Bore 0 à 0,01 % Zirconium 0 à 0,05 %
Le complément étant constitué par du nickel et des impuretés occasionnelles
De préférence, l'alliage selon l'invention sera constitué par les composants ci-après dans les proportions indiquées en en poids
Chrome 8 à 10 % Cobalt 2 à 11 %
Titane + 1/2 Niobium 1 ,7 à 2,6 % Aluminium 5,25 à 5,75 %
Tungstène 8,5 à 10,5 % Tantale 2,5 à 3,2 %
Carbone 0,015 à 0,05 % Bore 0 à 0,01 %
Zirconium 0 à 0,01 %
Le complément étant constitué par du nickel et des impuretés occasionnelles
L'alliage selon l'invention pourrs être chauffé en solution à une température d'environ 1300 C ; dans certains cas spé civiques, par exemple, le traitement thermique s'est effectué à une température comprise entre 1260 C et 1320 C pendant quatre heures, suivi d'un refroidissement par soufflage de gaz et d'un traitement effectué d'abord à 1090 C pendant une heure puis à 870 C pendant seize heures
L'invention concerne également une pièce coulée monocristalline faite de l'alliage selon l'invention, et en particulier une aube mobile de turbine à gaz, obtenue par coulée, monocristalline, faite de l'alliage selon l'invention
Des essais effectués ont confirmé les propriétés des 81- lier selon l'invention ; ces essais sont décrits ci-après en se référant aux dessins annexés dans lesquels - la figure 1 est un diagramme représentant la longévité
sous contrainte de plusieurs éprouvettes d'essai de
l'alliage selon l'invention à une première température,
basse ; et - la figure 2 est un diagramme semblable à celui de la
figure 1 représentant cette même longévité à une seconde
température, plus élevée
Pour l'essai des alliages selon l'invention, on a ralisé des éprouvettes d'essai des divers alliages sous forme monocristalline coulée .Il existe deux procédé fondamen- taux de réalisation de moulages monooristallins ; ces procédés sont bien connus et comportent, soit l'emploi d'un germe cristallin, soit le recours à une solidification directionnelle suivie d'un parcours labyrinthique servant à sélectionner un cristal unique de l'alliage qui se développera pour former l'éprouvette d'essai
Bien que l'un ou l'autre procédé eut pu être utilisé, les auteurs de l'invention ont considéré comme commode d'utiliser le second et, par conséquent, pour chacun des allia ges essayés, il a été réalisé une éprouvette d'essai sous forme d'un cristal unique . A titre de référence, une éprouvette d'essai semblable a été réalisée sous forme d'une matière constitutive directionnellement solidifiée .Comme on le comprendra, la matière directionnellement solidifiée consiste en une pluralité de grains individuels, tous parallèles ; ce genre de matière possède, en général, de meilleures propriétés que celles qu'offrirait un mélange équiaxial classique fait du même alliage
Les dessins annexés montrent les résultats comparatifs de dix éprouvettes d'essai monocristallines et d'une éprou vette de référence directionnellement solidifiée, dont les durées de résistance avant rupture ont été notée, d'abord å un- certaine température (7600C) puis à une température plus élevée (1040oC) .
Le Tableau I, ci-après, indique les compositions des diverses éprouvettes d'essai ; on notera toutefois, en ce qui concerne l'alliage no 9, que l'analyse réelle aurait pu différer légèrement des chiffres théoriques indiqués TABLEAU I
Cr Co Ti Al W Ta Hf C B Zr
Ref. 8,7 9,8 1,6 5,4 9,9 2,5 1,23 0,166 0,014 0,038
1 8,7 9,8 1,6 5,4 9,9 2,5 1,23 0,166 0,014 0,038
2 8,6 10, 1,6 5,3 10 2,6 0,51 0,015 0* 0*
3 8,5 10 1,6 5,3 9,9 2,55 0,94 0,015 0* 0*
4 8,7 10 1,6 5,5 9,7 2,4 1,16 0,015 0* 0*
5 8,6 9,9 1,6 5,4 10 2,55 1,15 0,015 0* 0,035
6 8,5 10,2 1,6 5,2 9,8 2,6 1,18 0,15 0* 0*
7 8,8 9,9 1,6 5,5 9,7 2,6 1,15 0,015 0,015 0*
8 8,6 5,1 1,74 5,45 9,9 2,35 0* 0,015 0* 0*
9 9 0* 1,6 5,5 10 2,5 0* 0,015 0* 0* 10 8,75 10 1,71 5,23 9,84 2,73 0* 0,015 0* 0* * On notera qu'il est impossible d'éliminer toute frace de ces élément et qu'il en restera fatalement dans l'alliage.
Cr Co Ti Al W Ta Hf C B Zr
Ref. 8,7 9,8 1,6 5,4 9,9 2,5 1,23 0,166 0,014 0,038
1 8,7 9,8 1,6 5,4 9,9 2,5 1,23 0,166 0,014 0,038
2 8,6 10, 1,6 5,3 10 2,6 0,51 0,015 0* 0*
3 8,5 10 1,6 5,3 9,9 2,55 0,94 0,015 0* 0*
4 8,7 10 1,6 5,5 9,7 2,4 1,16 0,015 0* 0*
5 8,6 9,9 1,6 5,4 10 2,55 1,15 0,015 0* 0,035
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7 8,8 9,9 1,6 5,5 9,7 2,6 1,15 0,015 0,015 0*
8 8,6 5,1 1,74 5,45 9,9 2,35 0* 0,015 0* 0*
9 9 0* 1,6 5,5 10 2,5 0* 0,015 0* 0* 10 8,75 10 1,71 5,23 9,84 2,73 0* 0,015 0* 0* * On notera qu'il est impossible d'éliminer toute frace de ces élément et qu'il en restera fatalement dans l'alliage.
Ce tableau I montre que l'alliage 1 est identique à l'ai- liage de référence ; les différences éventuelles de propriétés sont donc dues à la différence de structure entre un moulage monocristallin (alliage 1) et un moulage directionnellement solidifié (alliage de référence) . Chacun des autres alliages démontre l'effet d'une variation de la constitution de la matière composant l'alliage . On remartuera que les alliages 2, 8, 9 et 10 se situent dans le domaine de l'invention tandis que l'alliage 1 et les alliages 3 à 7 se situent hors de ce domaine
Dans tous les cas représentés en traits continus sur les figures 1 et 2, les alliages ont été traités thermiquement en solution à une température de 870oC pendant seize heures.
Dans tous les cas représentés en traits continus sur les figures 1 et 2, les alliages ont été traités thermiquement en solution à une température de 870oC pendant seize heures.
On devra noter que tous les alliages selon l'invention peuvent être traités thermiquement à une température plus élevée que les autres alliages figurant sur le diagramme
I1E peuvent, par exemple, être traités en solution à 1320OC au dessus de la température de solvus, bien que toujours en dessous du point de début de fusion . En comparant les résultats des divers alliages, on ne doit pas oublier que les traits continus représentent les meilleurs résultats possibles pour les alliages situés en dehors du domaine de l'invention, mais pas pour les alliages 2, 8, 9 et 10 qui sont conformes à l'invention . Les résultats optima, pour les alliages 8, 9 et 10 sont indiqués en traits interromrus ; on ne possède pas les résultats concernant l'alliage 2 mais il est évident que ce dernier peut donner de meilleurs résultats que ceux représentés
La figure 1 des dessins annexés représente la longévité des éprouvettes d'essai des hivers alliages, lesquels sont maintenus sous une charge de 730 mégapascals (MPa) å une température de 760OC .
I1E peuvent, par exemple, être traités en solution à 1320OC au dessus de la température de solvus, bien que toujours en dessous du point de début de fusion . En comparant les résultats des divers alliages, on ne doit pas oublier que les traits continus représentent les meilleurs résultats possibles pour les alliages situés en dehors du domaine de l'invention, mais pas pour les alliages 2, 8, 9 et 10 qui sont conformes à l'invention . Les résultats optima, pour les alliages 8, 9 et 10 sont indiqués en traits interromrus ; on ne possède pas les résultats concernant l'alliage 2 mais il est évident que ce dernier peut donner de meilleurs résultats que ceux représentés
La figure 1 des dessins annexés représente la longévité des éprouvettes d'essai des hivers alliages, lesquels sont maintenus sous une charge de 730 mégapascals (MPa) å une température de 760OC .
C'est là un procédé courant de détermination des pro > rié- tés de résistance avant rupture d'un alliage et il ne sera donc pas exposé ici plus en détail
On remarquera que la longévité de l'alliage de référence est inférieure à 80 heures tandis que celle du meme alliage sous forme monocristalline (alliage 1) est presque double
Le premier alliage selon l'invention (alliage 2) a une longévité approchant de 260 heures, ce qui constitue une amélioration considérable . Les alliages 3, 4-et 5, qui ne font pas partie de l'invention, n'atteignent pas ce chiffre maximum bien que leurs longévités respectives de plus de 200, plus de 200, et plus de 230 heures, révèlent une amélioration
Les alliages 6 et 7 se situent en dehors du domaine de l'invention du fait de la forte teneur en carbone pour l'alliage 6 et du fait de la forte teneur en bore pour l'alliage 7 . Ni l'un ni l'autre ne valent l'alliage 1 et, en ce qui concerne l'alliage 7, sa longévité est presque aussi courte que celle de l'alliage de référence .Par contre, les alliages 8 et 10 remontent à des niveaux de longévité tels Xue ceux des alliages 3 et-4 (plus de 200 heures) tandis que l'alliage 9, qui est à la limite du domaine de l'invention du fait de sa très faible teneur en cobalt, n'est pas supérieur à l'alliage de référence il est intéressant de no-ter que cet alliage est assez instable après une trempe prolongée de 500 heures à des températures élevées comprises entre 850 et 1050oC . Les indices plus favorables, atteints après traitement à haute température (représentés en traits interrompus), sont discutés ci-après .
On remarquera que la longévité de l'alliage de référence est inférieure à 80 heures tandis que celle du meme alliage sous forme monocristalline (alliage 1) est presque double
Le premier alliage selon l'invention (alliage 2) a une longévité approchant de 260 heures, ce qui constitue une amélioration considérable . Les alliages 3, 4-et 5, qui ne font pas partie de l'invention, n'atteignent pas ce chiffre maximum bien que leurs longévités respectives de plus de 200, plus de 200, et plus de 230 heures, révèlent une amélioration
Les alliages 6 et 7 se situent en dehors du domaine de l'invention du fait de la forte teneur en carbone pour l'alliage 6 et du fait de la forte teneur en bore pour l'alliage 7 . Ni l'un ni l'autre ne valent l'alliage 1 et, en ce qui concerne l'alliage 7, sa longévité est presque aussi courte que celle de l'alliage de référence .Par contre, les alliages 8 et 10 remontent à des niveaux de longévité tels Xue ceux des alliages 3 et-4 (plus de 200 heures) tandis que l'alliage 9, qui est à la limite du domaine de l'invention du fait de sa très faible teneur en cobalt, n'est pas supérieur à l'alliage de référence il est intéressant de no-ter que cet alliage est assez instable après une trempe prolongée de 500 heures à des températures élevées comprises entre 850 et 1050oC . Les indices plus favorables, atteints après traitement à haute température (représentés en traits interrompus), sont discutés ci-après .
La figure 2, à laquelle on se réfère maintenant, montre les résultats obtenu au cours d'essais semblables aux précédents mais effectués à une température plus élevée (1040OC) et sous une charge inférieure correspondante (128 MPa) . On voit que le comportement des alliages est sensiblement identique à leur comportement à la température plus basse . Par exemple,- l'alliage monocristallin 1 est semblable à l'alliage de référence, et les alliages 2 à 5 révèlent une amélioration considérable sur ces deux premiers . L'alliage 6 est beaucoup moins bon et l'alliage 9 est à peine meilleur tandis que l'alliage 8 semble promettre beaucoup dans ces conditions et présente en fait un ensemble bien équilibré de propriétés, surtout quand il est traité thermiquement (voir plus bas) .L'alliage 7 est semblable à l'alliage 5 dans ces conditions de température, mais ses médiocres performances à la température plus basse lui constituent un handicap
Bien que la longévité avant rupture soit un facteur très important de l'utilité d'un alliage, ce n'est pas le seul paramètre à considérer et les modifications apportées aux alliages, conformément à la présente invention, ne semblent pas devoir affecter de façon néfaste les paramètres significatifs des alliages mais on a constaté, au contrei- re, qu'elles en amélioraient quelques uns
Par exemple, le point de débùt de fusion est relevé par les teneur6 moindres en bore, en zirconium et en hafnium qui abaissent le point de fusion .Ceci présente un double avantage, du fait que cela permet, ipso facto, d'élever la température de travail de~l'alliage, et du fait que cela permet d'atplinuer un traitement thermique en solution à une température plus élevée . L'élévation de la température du traitement thermique élève le degré auquel la phase renforçante #' entre en solution et allonge plus encore la longévité avant rupture .Les alliages selor l'invention possèdent en général un eventail de tempéra- tures au dessus de la température de solvus rais en dessous du point de début de fusion à l'intérieur duquel ils peuvent être soumis à un traitement thermique .Une forme particulièrement commode d'un tel traitement thermique consiste en une chauffe à une température comprise entre 1260 et 1320 C pendant quatre heures, suivie d'une chauffe à une température de 870 C pendant seize heures
Le Tableau II ci-après montre l'augmentation du point de début de fusion et la résistance des alliages avant rupture obtenus, sur les alliages selon l'invention, Far l'application de ce traitement thermique à plus haute température . On notera que, la longévité avant rupture étant, ici aussi, indiquée pour les conditions ayant permis d'obtenir les résultats représentés aux figures 1 et 2, les résultats sont comparables .Le traitement thermique modifié consiste en un refroidissment depuis la température de traitement en solution jusqu'à la température ambiante suivi d'un traitement thermique de mûrissement à une température inférieure T A B L E A U II
Bien que la longévité avant rupture soit un facteur très important de l'utilité d'un alliage, ce n'est pas le seul paramètre à considérer et les modifications apportées aux alliages, conformément à la présente invention, ne semblent pas devoir affecter de façon néfaste les paramètres significatifs des alliages mais on a constaté, au contrei- re, qu'elles en amélioraient quelques uns
Par exemple, le point de débùt de fusion est relevé par les teneur6 moindres en bore, en zirconium et en hafnium qui abaissent le point de fusion .Ceci présente un double avantage, du fait que cela permet, ipso facto, d'élever la température de travail de~l'alliage, et du fait que cela permet d'atplinuer un traitement thermique en solution à une température plus élevée . L'élévation de la température du traitement thermique élève le degré auquel la phase renforçante #' entre en solution et allonge plus encore la longévité avant rupture .Les alliages selor l'invention possèdent en général un eventail de tempéra- tures au dessus de la température de solvus rais en dessous du point de début de fusion à l'intérieur duquel ils peuvent être soumis à un traitement thermique .Une forme particulièrement commode d'un tel traitement thermique consiste en une chauffe à une température comprise entre 1260 et 1320 C pendant quatre heures, suivie d'une chauffe à une température de 870 C pendant seize heures
Le Tableau II ci-après montre l'augmentation du point de début de fusion et la résistance des alliages avant rupture obtenus, sur les alliages selon l'invention, Far l'application de ce traitement thermique à plus haute température . On notera que, la longévité avant rupture étant, ici aussi, indiquée pour les conditions ayant permis d'obtenir les résultats représentés aux figures 1 et 2, les résultats sont comparables .Le traitement thermique modifié consiste en un refroidissment depuis la température de traitement en solution jusqu'à la température ambiante suivi d'un traitement thermique de mûrissement à une température inférieure T A B L E A U II
<SEP> Type <SEP> Point <SEP> de <SEP> début <SEP> Traitement <SEP> Longévité <SEP> Longévité
<tb> <SEP> d'altlage <SEP> de <SEP> fusion <SEP> thermique <SEP> sous <SEP> 730 <SEP> MPa <SEP> à <SEP> sous <SEP> 128 <SEP> MPa <SEP> à
<tb> <SEP> 760 <SEP> C <SEP> 1040 <SEP> C
<tb> <SEP> Al <SEP> liage <SEP> 1 <SEP> 1180 <SEP> C <SEP> 16 <SEP> h <SEP> à <SEP> 870 <SEP> C <SEP> 145 <SEP> h <SEP> 104 <SEP> h
<tb> <SEP> Alltage <SEP> 9 <SEP> 1320 <SEP> C <SEP> 16 <SEP> h <SEP> à <SEP> 870 <SEP> C <SEP> 75 <SEP> h <SEP> 109 <SEP> h
<tb> <SEP> 1 <SEP> h <SEP> à <SEP> 1320 C <SEP> + <SEP> 187 <SEP> h <SEP> 284 <SEP> h
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<tb> <SEP> Alliage <SEP> 8 <SEP> 1320 <SEP> C <SEP> 16 <SEP> h <SEP> à <SEP> 870 <SEP> C <SEP> 216 <SEP> h <SEP> 203 <SEP> h
<tb> <SEP> 1 <SEP> h <SEP> à <SEP> 1320 C <SEP> + <SEP> 435 <SEP> h <SEP> 325 <SEP> h
<tb> <SEP> 16 <SEP> h <SEP> à <SEP> 870 <SEP> C
<tb> <SEP> Alliage <SEP> 10 <SEP> 1300 <SEP> C <SEP> 16 <SEP> h <SEP> à <SEP> 870 <SEP> C <SEP> 210 <SEP> h <SEP> 177 <SEP> h
<tb> <SEP> 1 <SEP> h <SEP> à <SEP> 1300 <SEP> C <SEP> +
<tb> <SEP> 16 <SEP> h <SEP> à <SEP> 870 <SEP> C
<tb>
Ces résultats, concernant les alliages 8, 9 et 10, sont représentés en traits interrompus sur les diagrammes des figures 1 et 2 ; on pourra y voir que ces trois alliages révèlent tous des propriétés meilleures que celles des alliages n'appartenant pas au domaine de l'invention . On pourrait escompter que l'alliage 2, qui peut également subir un traitement thermique dans les aubages, révèlera une amélioration semblable bien que, dans son cas, la teneur en hafnium, proche de la limite, ramène le point de début de l'usion dangereusement proche de la température de traitement thermique .Le réglage de la température devra donc être extrtmement précis
On notera qu'entre le traitement initial à haute température de la solution et le traitement ultérieur de murisse- ment à une température inférieure, l'éprouvette a été refroidie jusqu'à la température ambiante . les auteurs de la présente invention ont constaté que cette phase de refroidissement et la vitesse à laquelle elle se déroule pouvaient entraîner des différences importantes dans les propriétés finales .C'est ainsi qu'une vitesse de refroidissement de 70 à 200oC par minute, au cours de cette phase, pouvait entratner une amélioration sensible de ces propriétés
Il ressort clairement du tableau précédent qu'une augmentation considérable de la longévité avant rupture pouvait s'obtenir au moyen d'un traitement thermique à température élevée en solution . C'est t;ut particulièrement le cas de l'alliage 8 qui est proche de l'alliage optimal
On notera également que, dans le cas des alliages 8 et 10, la teneur en titane, qui est de 1,7 fi ou plus, est assez élevée .Les auteurs de l'invention considèrent cette teneur comme très importante et le tableau III, qui suit, montre les résultats d'essais effectués en vue de le démontrer
Les auteurs de l'invention estiment également que les propriétés des alliages, telles qu'elles apparaissent après le traitement thermique, peuvent être encore améliores par une phase intermédiaire de traitement venant s'intercaler entre le traitement en solution et le traitement de mûrissement . Cette phase intermédiaire consistera à maintenir l'alliage à une température comprise, approximativement,entre 1080 et 1120 C pendant une heure environ entre ces deux traitements thermiques .Au cours d'essais effectués sur un alliage nominalement identique à l'alliage 8, on a constaté qu'un traitement thermique en solution à 1300 C pendant quatre heures suivi d'un refroidissement à la température ambiante au moyen d'une soufflante, puis à 1080 C pendant une heure, et enfin à 870oC pendant seize heures donnait une longévité avant rupture de 180 heures à une température de 750oC et sous une charge de 850 MPa
Tandis que le m8me alliage, soumis à la mme suite de traitements thermiques mais à une phase de traitement intermédiaire à 1090oC pendant une heure, possédait une longévité de 200 heures dans les mimes conditions, et qu'un troisième essai, dans lequel la phase intermédiaire se faisait à 11000C pendant une heure, révélait une longévité de 170 heures . On devra noter que ces résultats ne peuvent pas être comparés directement à ceux du tableau II puisque les conditions d'essais étaient différentes, mais qu'ils démontrent une amélioration des propriétés des alliages T A B L E A U III
<tb> <SEP> d'altlage <SEP> de <SEP> fusion <SEP> thermique <SEP> sous <SEP> 730 <SEP> MPa <SEP> à <SEP> sous <SEP> 128 <SEP> MPa <SEP> à
<tb> <SEP> 760 <SEP> C <SEP> 1040 <SEP> C
<tb> <SEP> Al <SEP> liage <SEP> 1 <SEP> 1180 <SEP> C <SEP> 16 <SEP> h <SEP> à <SEP> 870 <SEP> C <SEP> 145 <SEP> h <SEP> 104 <SEP> h
<tb> <SEP> Alltage <SEP> 9 <SEP> 1320 <SEP> C <SEP> 16 <SEP> h <SEP> à <SEP> 870 <SEP> C <SEP> 75 <SEP> h <SEP> 109 <SEP> h
<tb> <SEP> 1 <SEP> h <SEP> à <SEP> 1320 C <SEP> + <SEP> 187 <SEP> h <SEP> 284 <SEP> h
<tb> <SEP> 16 <SEP> h <SEP> à <SEP> 870 <SEP> C
<tb> <SEP> Alliage <SEP> 8 <SEP> 1320 <SEP> C <SEP> 16 <SEP> h <SEP> à <SEP> 870 <SEP> C <SEP> 216 <SEP> h <SEP> 203 <SEP> h
<tb> <SEP> 1 <SEP> h <SEP> à <SEP> 1320 C <SEP> + <SEP> 435 <SEP> h <SEP> 325 <SEP> h
<tb> <SEP> 16 <SEP> h <SEP> à <SEP> 870 <SEP> C
<tb> <SEP> Alliage <SEP> 10 <SEP> 1300 <SEP> C <SEP> 16 <SEP> h <SEP> à <SEP> 870 <SEP> C <SEP> 210 <SEP> h <SEP> 177 <SEP> h
<tb> <SEP> 1 <SEP> h <SEP> à <SEP> 1300 <SEP> C <SEP> +
<tb> <SEP> 16 <SEP> h <SEP> à <SEP> 870 <SEP> C
<tb>
Ces résultats, concernant les alliages 8, 9 et 10, sont représentés en traits interrompus sur les diagrammes des figures 1 et 2 ; on pourra y voir que ces trois alliages révèlent tous des propriétés meilleures que celles des alliages n'appartenant pas au domaine de l'invention . On pourrait escompter que l'alliage 2, qui peut également subir un traitement thermique dans les aubages, révèlera une amélioration semblable bien que, dans son cas, la teneur en hafnium, proche de la limite, ramène le point de début de l'usion dangereusement proche de la température de traitement thermique .Le réglage de la température devra donc être extrtmement précis
On notera qu'entre le traitement initial à haute température de la solution et le traitement ultérieur de murisse- ment à une température inférieure, l'éprouvette a été refroidie jusqu'à la température ambiante . les auteurs de la présente invention ont constaté que cette phase de refroidissement et la vitesse à laquelle elle se déroule pouvaient entraîner des différences importantes dans les propriétés finales .C'est ainsi qu'une vitesse de refroidissement de 70 à 200oC par minute, au cours de cette phase, pouvait entratner une amélioration sensible de ces propriétés
Il ressort clairement du tableau précédent qu'une augmentation considérable de la longévité avant rupture pouvait s'obtenir au moyen d'un traitement thermique à température élevée en solution . C'est t;ut particulièrement le cas de l'alliage 8 qui est proche de l'alliage optimal
On notera également que, dans le cas des alliages 8 et 10, la teneur en titane, qui est de 1,7 fi ou plus, est assez élevée .Les auteurs de l'invention considèrent cette teneur comme très importante et le tableau III, qui suit, montre les résultats d'essais effectués en vue de le démontrer
Les auteurs de l'invention estiment également que les propriétés des alliages, telles qu'elles apparaissent après le traitement thermique, peuvent être encore améliores par une phase intermédiaire de traitement venant s'intercaler entre le traitement en solution et le traitement de mûrissement . Cette phase intermédiaire consistera à maintenir l'alliage à une température comprise, approximativement,entre 1080 et 1120 C pendant une heure environ entre ces deux traitements thermiques .Au cours d'essais effectués sur un alliage nominalement identique à l'alliage 8, on a constaté qu'un traitement thermique en solution à 1300 C pendant quatre heures suivi d'un refroidissement à la température ambiante au moyen d'une soufflante, puis à 1080 C pendant une heure, et enfin à 870oC pendant seize heures donnait une longévité avant rupture de 180 heures à une température de 750oC et sous une charge de 850 MPa
Tandis que le m8me alliage, soumis à la mme suite de traitements thermiques mais à une phase de traitement intermédiaire à 1090oC pendant une heure, possédait une longévité de 200 heures dans les mimes conditions, et qu'un troisième essai, dans lequel la phase intermédiaire se faisait à 11000C pendant une heure, révélait une longévité de 170 heures . On devra noter que ces résultats ne peuvent pas être comparés directement à ceux du tableau II puisque les conditions d'essais étaient différentes, mais qu'ils démontrent une amélioration des propriétés des alliages T A B L E A U III
Alliage <SEP> Compoaition <SEP> de <SEP> l'alliage <SEP> (en <SEP> % <SEP> en <SEP> poids) <SEP> Eyentail <SEP> de <SEP> Traitement <SEP> Charge <SEP> de <SEP> Longéyité <SEP> avant
<tb> <SEP> Cr <SEP> Al <SEP> Ti <SEP> Co <SEP> W <SEP> Ta <SEP> C <SEP> traitement <SEP> en <SEP> rupsute <SEP> en <SEP> rupture <SEP> en
<tb> <SEP> thermique <SEP> en <SEP> solution <SEP> MPa/RC <SEP> h
<tb> <SEP> 0 <SEP> C
<tb> <SEP> 11 <SEP> 8,7 <SEP> 5,32 <SEP> 1,77 <SEP> 5,14 <SEP> 9,65 <SEP> 2,36 <SEP> 0,01 <SEP> 1260-1320 <SEP> Th <SEP> à <SEP> 1320 C, <SEP> 730/760 <SEP> 435
<tb> <SEP> refroid,air <SEP> +
<tb> <SEP> 16 <SEP> h <SEP> à <SEP> 870 C <SEP> 128/1050 <SEP> 325
<tb> <SEP> 12 <SEP> 8,57 <SEP> 5,44 <SEP> 1,48 <SEP> 5,02 <SEP> 9,86 <SEP> 2,12 <SEP> 0,015 <SEP> 1260-1320 <SEP> Th <SEP> à <SEP> 1320 C, <SEP> 730/760 <SEP> 110
<tb> <SEP> refroid.air <SEP> +
<tb> <SEP> 16 <SEP> h <SEP> à <SEP> 870 C <SEP> 128/1040 <SEP> 103
<tb> <SEP> 13 <SEP> 8,40 <SEP> 5,41 <SEP> 1,45 <SEP> 5,04 <SEP> 9,3 <SEP> 3,01 <SEP> 0,01 <SEP> 1280-1310 <SEP> 2h <SEP> à <SEP> 1300 C, <SEP> 730/760 <SEP> 268
<tb> <SEP> refrold.air <SEP> +
<tb> <SEP> 16 <SEP> h <SEP> à <SEP> 870 C <SEP> 128/1040 <SEP> 241
<tb> <SEP> 14 <SEP> 8,38 <SEP> 5,43 <SEP> 2,13 <SEP> 4,91 <SEP> 9,24 <SEP> 2,98 <SEP> 0,015 <SEP> 1290-1300 <SEP> 4h <SEP> à <SEP> 1300 C <SEP> 730/760 <SEP> 598
<tb> <SEP> refroid,air <SEP> +
<tb> <SEP> 16h <SEP> à <SEP> 870 C <SEP> 128/040 <SEP> 497
<tb> 1 ressort de l'examen du Tableau III précédent qu'il a ét procédé à l'essai de plusieurs alliages . L'alliage 11 est à peu près identique à l'alliage optimal 8 du Tableau
I .Les différences importantes entre les alliages 11 et 12 résident dans la réduction de la teneur en titane, de 1,77 à 1,48, et de la teneur en tantale, de 2,36 à 2,12
On voit que la résistance avant rupture de l'alliage 12 est infiniment moindre que celle de l'alliage 11
Dans l'alliage 13, la teneur en tantale est ramenée à 3,01 et, eion que ceci ait un certain effet sur les proprié- tés de cet alliage, celles-ci ne sont pas ramenées au niveau de celles de l'alliage 11 . Par contre, l'alliage 14, dont la teneur en titane, 2,13 , est élevée, possède des propriétés non seulement égales mais très supérieures à celles de l'alliage 11
Tous ces essais amenent à conclure que les propriétés de l'alliage changent brusquement lorsque la teneur en titane passe de 1,5 à 1,6 % . Aux environs de 1,5 , ces propriétés conviennent, mais à 1,6 % ou plus, elles deviennent excellentes . Les auteurs de l'invention pensent que ceci peut s'expliquer par un changement dans le mécanisme de la déformation produit par un changement dans les éléments constitutifs de l'alliage
On notera que les alliages selon l'invention sont définis comme ayant une teneur en titane plus 1/2 de niobium supérieure à 1,5 , et non en titane seul .Ceci est dû à la conviction que le niobium peut servir à remplacer le titane an quantités atoriques équivalentes, ce qui implique qu'environ deux parties en poids de niobium devront remplacer une partie en poids de titane . D'où la conclusion qu'il est indistensable de maintenir la teneur en titane plus i de celle en niobium dans les limites spécifiées
Cette conception est concrétisée dans la composition des trois premiers alliages, dénommés alliages 15, 16 et 17, du Tableau IV qui suit et dans lequel les proportions des constituants sont exprimées en % en poids
L'alliage 13 représente une composition optimale, tandis que les alliages 14 et 15 ont des compositions dans les quelles le titane a été remplacé, totalement ou partiellement, par du niobium . Cette substitution permet un durcissement de la phase y de l'alliage
Un effet semblable est obtenu, dans les alliages 16 et 17, en remplaçant le tantale par du titane . Dans les alliages 18 et 19, la phase y est durcie en remplaçant le tungstène par du vanadium, ce qui donne un alliage de plus grande résistance mécanique mais de résistance un peu molndre à l'oxydation .Dans les alliages 20 et 21, on obtient le même résultat en remplaçant le tungstène par du molybdène
Dans l'alliage 22, l'équilibre de l'alliage est modifié par l'emploi d'aluminium plus du titane à la place du tung sterne, ce qui amollit la phase y mais améliore d'autres propriétés de l'alliage
Enfin, dans les alliages 22, 23 et 24, l'équilibre de l'alliage est modifie par une modifieation de la teneur en co- balt
On notera que certains de ces alliages comportent une addit ion délibérée de bore ou de zirconium T A B L E A U IV
Alliage Cr Co Ti Al W Ta Mo Nb V C
15 8,5 5 2,2 5,5 9,5 2,8 -- -- -- 0,015
16 8,5 5 1,1 5,5 9,5 2,8 -- 2,1 -- 0,015
17 8,5 5 -- 5,5 9,5 2,8 -- 4,3 -- 0,015
18 8,5 5 2,6 5,5 9,5 1,4 -- -- -- 0,015
19 8,5 5 2,9 5,5 9,5 -- -- -- -- 0,015
20 8,5 5 2,2 5,5 7,75 2,8 -- -- 0,5 0,015
21 8,5 5 2,2 5,5 6,5 2,8 -- -- 1,0 0,015
22 8,5 5 2,2 5,5 6,6 2,8 1,5 -- -- 0,015
23 8,5 5 2,2 5,5 3,8 2,8 3,0 -- -- 0,015
24 8,5 5 2,5 6,25 3,2 2,8 -- -- -- 0,015
25 8,5 - 2,2 5,5 9,5 2,8 -- -- -- 0,015
26 8,5 10 2,2 5,5 9,5 2,8 -- -- -- 0,015
27 8,5 15 2,2 5.5 9,5 2,8 -- -- -- 0,015
Bien que les résultats ci-dessus soient axés sur le tro- priétés de résistance avant rupture, l'expérience a @rouvé que les autres paramètres des alliages se trouvaient également améliorés On a, par exemple, constaté qu'en em- ployant du tantale à la place du tungstène et du molybdène comme durcissants de la solution solide, on améliorait la résistance de l'alliage à la corrosion et à l'oxydation L'imcortance de cette addition d tantale a été démontrée par des essais comoaratifs d'alliages contenant, ou non, du tantale .C'est ainsi qu'en ce ui concerne l'alliage nQ 10, la longévité avant rupture, sous une charge de 730 MPa et à une température de 7600-C, était de 210 heures tandis que cette longévité, sous une charge de 128 MPa et à une température de 1040 C, était de 177 heures (se re- porter au Tableau II) . Des éprouvettes, faites d'un alliage nominalement identique ais sans tantale, ont présenté des longévités respectives de 67 et 51 heures
Visiblement, le tantale est indispensable dans les teneurs indiquées et l'on peut penser qu'en fait des additions de tantale atteignant, ou dépassant légèrement, 3 % peuvent être avantageuses . D'autres essais de la résistance des alliages à l'oxydation ont confirmé l'importance de l'addition de tantale .C'est ainsi que trois éprouvettes, l'une faite de l'alliage de référence, une seconde de l'alliage no 8 sans tantale, et une troisième de cet al- liage no 8 dans lequel le tantale avait été remplacé par du tungstène, ont été laissées pendant 90 heures, à une température de 1050 C, dans une atmosphère d'air addition- née de 4 parties par million de sel .Après ce zéjour, l'alliage de référence révélait une attaque de 140 tandi que les deux autres éprouvettes révélaient une attaque plus sévère de 200 Ln outre, les faibles teneurs en carbone ne dorent naissance qu'à des particules de carbure assez petites, excluant les carbures scriptiques de grandes dimensions qui pourraient diminuer la résistance à l'oxydation des alliages spéciaux à base d- nickel recouverts d'aluminures
C'est ainsi que des essais de résistance à la corrosion, effectues sur une matière isotropique enduite d'aluminure, mais par ailleurs identique à la matière de l'alliage de référence, ont révélé qu'avec des carbures fins la longévit de l'alliage était plus que double de celle de l'alliage normal
On a également constaté que la résilience des alliages selon l'invention se trouve considérablement améliorée par comparaison avec celle d'un alliage non modifié, di rectionnellew.ent solidifié .On pense que cet effet est dû à l'absence de carbures scriptiques
La stabilité de l'alliage, qui est déterminée par les te rieurs en aluminium, en titane, en chrome, en tungstène et en cobalt, n'est pas sérieusement affectée par les modifications indiquées, et l'on comprendra qu'en utilisant des compositions dont les éléments constitutifs se trouvent aux limites extrêmes des gammes de proportions revendiquées, il est possible d'obtenir des alliages de moindre stabilité mais cependant très utiles I1 ressort donc de l'exposé qui pr--cède que les alliages confortes à l'invention révelent des propriétés appropriées pour des pinces de tachine travaillant dans des conditione de fortes cont@aintes et de hautes températures, telles que les aubes mobiles des motears à turbine à gaz mais que ces propriétés les rendent utilisables dans de nombreux autres cas, tels que par exemple les autres parties de ces moteurs
<tb> <SEP> Cr <SEP> Al <SEP> Ti <SEP> Co <SEP> W <SEP> Ta <SEP> C <SEP> traitement <SEP> en <SEP> rupsute <SEP> en <SEP> rupture <SEP> en
<tb> <SEP> thermique <SEP> en <SEP> solution <SEP> MPa/RC <SEP> h
<tb> <SEP> 0 <SEP> C
<tb> <SEP> 11 <SEP> 8,7 <SEP> 5,32 <SEP> 1,77 <SEP> 5,14 <SEP> 9,65 <SEP> 2,36 <SEP> 0,01 <SEP> 1260-1320 <SEP> Th <SEP> à <SEP> 1320 C, <SEP> 730/760 <SEP> 435
<tb> <SEP> refroid,air <SEP> +
<tb> <SEP> 16 <SEP> h <SEP> à <SEP> 870 C <SEP> 128/1050 <SEP> 325
<tb> <SEP> 12 <SEP> 8,57 <SEP> 5,44 <SEP> 1,48 <SEP> 5,02 <SEP> 9,86 <SEP> 2,12 <SEP> 0,015 <SEP> 1260-1320 <SEP> Th <SEP> à <SEP> 1320 C, <SEP> 730/760 <SEP> 110
<tb> <SEP> refroid.air <SEP> +
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<tb> <SEP> 13 <SEP> 8,40 <SEP> 5,41 <SEP> 1,45 <SEP> 5,04 <SEP> 9,3 <SEP> 3,01 <SEP> 0,01 <SEP> 1280-1310 <SEP> 2h <SEP> à <SEP> 1300 C, <SEP> 730/760 <SEP> 268
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<tb> <SEP> 16 <SEP> h <SEP> à <SEP> 870 C <SEP> 128/1040 <SEP> 241
<tb> <SEP> 14 <SEP> 8,38 <SEP> 5,43 <SEP> 2,13 <SEP> 4,91 <SEP> 9,24 <SEP> 2,98 <SEP> 0,015 <SEP> 1290-1300 <SEP> 4h <SEP> à <SEP> 1300 C <SEP> 730/760 <SEP> 598
<tb> <SEP> refroid,air <SEP> +
<tb> <SEP> 16h <SEP> à <SEP> 870 C <SEP> 128/040 <SEP> 497
<tb> 1 ressort de l'examen du Tableau III précédent qu'il a ét procédé à l'essai de plusieurs alliages . L'alliage 11 est à peu près identique à l'alliage optimal 8 du Tableau
I .Les différences importantes entre les alliages 11 et 12 résident dans la réduction de la teneur en titane, de 1,77 à 1,48, et de la teneur en tantale, de 2,36 à 2,12
On voit que la résistance avant rupture de l'alliage 12 est infiniment moindre que celle de l'alliage 11
Dans l'alliage 13, la teneur en tantale est ramenée à 3,01 et, eion que ceci ait un certain effet sur les proprié- tés de cet alliage, celles-ci ne sont pas ramenées au niveau de celles de l'alliage 11 . Par contre, l'alliage 14, dont la teneur en titane, 2,13 , est élevée, possède des propriétés non seulement égales mais très supérieures à celles de l'alliage 11
Tous ces essais amenent à conclure que les propriétés de l'alliage changent brusquement lorsque la teneur en titane passe de 1,5 à 1,6 % . Aux environs de 1,5 , ces propriétés conviennent, mais à 1,6 % ou plus, elles deviennent excellentes . Les auteurs de l'invention pensent que ceci peut s'expliquer par un changement dans le mécanisme de la déformation produit par un changement dans les éléments constitutifs de l'alliage
On notera que les alliages selon l'invention sont définis comme ayant une teneur en titane plus 1/2 de niobium supérieure à 1,5 , et non en titane seul .Ceci est dû à la conviction que le niobium peut servir à remplacer le titane an quantités atoriques équivalentes, ce qui implique qu'environ deux parties en poids de niobium devront remplacer une partie en poids de titane . D'où la conclusion qu'il est indistensable de maintenir la teneur en titane plus i de celle en niobium dans les limites spécifiées
Cette conception est concrétisée dans la composition des trois premiers alliages, dénommés alliages 15, 16 et 17, du Tableau IV qui suit et dans lequel les proportions des constituants sont exprimées en % en poids
L'alliage 13 représente une composition optimale, tandis que les alliages 14 et 15 ont des compositions dans les quelles le titane a été remplacé, totalement ou partiellement, par du niobium . Cette substitution permet un durcissement de la phase y de l'alliage
Un effet semblable est obtenu, dans les alliages 16 et 17, en remplaçant le tantale par du titane . Dans les alliages 18 et 19, la phase y est durcie en remplaçant le tungstène par du vanadium, ce qui donne un alliage de plus grande résistance mécanique mais de résistance un peu molndre à l'oxydation .Dans les alliages 20 et 21, on obtient le même résultat en remplaçant le tungstène par du molybdène
Dans l'alliage 22, l'équilibre de l'alliage est modifié par l'emploi d'aluminium plus du titane à la place du tung sterne, ce qui amollit la phase y mais améliore d'autres propriétés de l'alliage
Enfin, dans les alliages 22, 23 et 24, l'équilibre de l'alliage est modifie par une modifieation de la teneur en co- balt
On notera que certains de ces alliages comportent une addit ion délibérée de bore ou de zirconium T A B L E A U IV
Alliage Cr Co Ti Al W Ta Mo Nb V C
15 8,5 5 2,2 5,5 9,5 2,8 -- -- -- 0,015
16 8,5 5 1,1 5,5 9,5 2,8 -- 2,1 -- 0,015
17 8,5 5 -- 5,5 9,5 2,8 -- 4,3 -- 0,015
18 8,5 5 2,6 5,5 9,5 1,4 -- -- -- 0,015
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22 8,5 5 2,2 5,5 6,6 2,8 1,5 -- -- 0,015
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24 8,5 5 2,5 6,25 3,2 2,8 -- -- -- 0,015
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27 8,5 15 2,2 5.5 9,5 2,8 -- -- -- 0,015
Bien que les résultats ci-dessus soient axés sur le tro- priétés de résistance avant rupture, l'expérience a @rouvé que les autres paramètres des alliages se trouvaient également améliorés On a, par exemple, constaté qu'en em- ployant du tantale à la place du tungstène et du molybdène comme durcissants de la solution solide, on améliorait la résistance de l'alliage à la corrosion et à l'oxydation L'imcortance de cette addition d tantale a été démontrée par des essais comoaratifs d'alliages contenant, ou non, du tantale .C'est ainsi qu'en ce ui concerne l'alliage nQ 10, la longévité avant rupture, sous une charge de 730 MPa et à une température de 7600-C, était de 210 heures tandis que cette longévité, sous une charge de 128 MPa et à une température de 1040 C, était de 177 heures (se re- porter au Tableau II) . Des éprouvettes, faites d'un alliage nominalement identique ais sans tantale, ont présenté des longévités respectives de 67 et 51 heures
Visiblement, le tantale est indispensable dans les teneurs indiquées et l'on peut penser qu'en fait des additions de tantale atteignant, ou dépassant légèrement, 3 % peuvent être avantageuses . D'autres essais de la résistance des alliages à l'oxydation ont confirmé l'importance de l'addition de tantale .C'est ainsi que trois éprouvettes, l'une faite de l'alliage de référence, une seconde de l'alliage no 8 sans tantale, et une troisième de cet al- liage no 8 dans lequel le tantale avait été remplacé par du tungstène, ont été laissées pendant 90 heures, à une température de 1050 C, dans une atmosphère d'air addition- née de 4 parties par million de sel .Après ce zéjour, l'alliage de référence révélait une attaque de 140 tandi que les deux autres éprouvettes révélaient une attaque plus sévère de 200 Ln outre, les faibles teneurs en carbone ne dorent naissance qu'à des particules de carbure assez petites, excluant les carbures scriptiques de grandes dimensions qui pourraient diminuer la résistance à l'oxydation des alliages spéciaux à base d- nickel recouverts d'aluminures
C'est ainsi que des essais de résistance à la corrosion, effectues sur une matière isotropique enduite d'aluminure, mais par ailleurs identique à la matière de l'alliage de référence, ont révélé qu'avec des carbures fins la longévit de l'alliage était plus que double de celle de l'alliage normal
On a également constaté que la résilience des alliages selon l'invention se trouve considérablement améliorée par comparaison avec celle d'un alliage non modifié, di rectionnellew.ent solidifié .On pense que cet effet est dû à l'absence de carbures scriptiques
La stabilité de l'alliage, qui est déterminée par les te rieurs en aluminium, en titane, en chrome, en tungstène et en cobalt, n'est pas sérieusement affectée par les modifications indiquées, et l'on comprendra qu'en utilisant des compositions dont les éléments constitutifs se trouvent aux limites extrêmes des gammes de proportions revendiquées, il est possible d'obtenir des alliages de moindre stabilité mais cependant très utiles I1 ressort donc de l'exposé qui pr--cède que les alliages confortes à l'invention révelent des propriétés appropriées pour des pinces de tachine travaillant dans des conditione de fortes cont@aintes et de hautes températures, telles que les aubes mobiles des motears à turbine à gaz mais que ces propriétés les rendent utilisables dans de nombreux autres cas, tels que par exemple les autres parties de ces moteurs
Claims (1)
- 8. Traitement thermique en solution selon la Revendication7, caractérisé en ce qu'il consiste à chauffer leditalliage à une température d'environ 1300 C pendant 4heures, à le refroidir à une température d'environ870 C, et à le maintenir à cette température pendant16 heures 9. Traitement thermique selon une quelconque des Revendications 7 ou 8, caractérisé en ce qu'il comporte unephase intermédiaire de traitement thermique au ccursde laquelle ledit alliage est chauffé à une températurecomprise entre 1080 et 1120 C pendant une heure environ 10. Pièce moulée monocristalline caractérise en ce quelleest faite d'un alliage selon une quelconque des Reven-dications 1, 2, 3 ou 4
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- 1982-09-20 JP JP57163778A patent/JPS5864331A/ja active Granted
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