FR2557145A1 - Procede de traitements thermomecaniques pour superalliages en vue d'obtenir des structures a hautes caracteristiques mecaniques - Google Patents

Abstract

LES TRAITEMENTS THERMOMECANIQUES DE SUPERALLIAGES PERMETTANT D'OBTENIR A LA FOIS UNE STRUCTURE FINE ET HOMOGENE, DES GRAINS ECROUIS, UNE DIMINUTION DES CONTRAINTES PROPRES DE REFROIDISSEMENT ET L'ABSENCE DE PHASE PARASITE (NINB-D SOUS FORME DE PLAQUETTES POUR LES BASES NI) SONT CARACTERISES PAR UN MAINTIEN ISOTHERME A TEMPERATURE ET DUREE DETERMINEES, APRES DEFORMATION, DANS LA SEQUENCE D'EBAUCHE FINALE ET DANS LA SEQUENCE DE FINITION QUI SUIT EN ENCHAINEMENT, PAR UN TAUX DE DEFORMATION LIMITE ET PAR UN TRAITEMENT THERMIQUE FINAL CONSTITUE UNIQUEMENT D'UN REVENU DE PRECIPITATION DE PHASE DURCISSANTE, CE TRAITEMENT FINAL POUVANT SUIVRE LA SEQUENCE DE FINITION, SOIT EN ENCHAINEMENT, SOIT APRES UN REFROIDISSEMENT A L'AIR.

Description

5 7 1 4 5

PROCEDE DE TRAITEMENTS THERMOMECANIQUES POUR

SUPERALLIAGES EN VUE D'OBTENIR DES STRUCTURES A HAUTES

CARACTERISTIQUES MECANIQUES

La présente invention concerne un procédé de traitements

thermomécaniques applicables à des superalliages et per-

mettant d'obtenir des structures à hautes caractéristiques mécaniques. Les conditions économiques actuelles et les performances

requises pour les turbomachines aéronautiques en dévelop-

pement provoquent un regain d'intérêt pour les alliages à

base de nickel, du type NC 19 Fe Nb (désignation commer-

ciale: INCONEL 718).

Son coût relativement bas, l'absence de cobalt dans sa com-

position et l'expérience accumulée avec cet alliage depuis de nombreuses années, tant en élaboration qu'en forge et en

utilisation sur moteur, lui confèrent une position prépon-

dérante parmi les alliages à hautes caractéristiques, pour

des températures pouvant d6passer 650 C en courtes durées.

Des études de laboratoire réalisées par la demanderesse en vue d'améliorer cet alliage ont montré qu'une augmentation notable de certaines caractéristiques d'emploi - notamment

de sa limite d'élasticité, de sa tenue en fatigue oligocy-

clique et au fluage - pouvait être obtenue par la généra-

tion de microstructures fines, homogènes, présentant un.

écrouissage résiduel associé a l'absence de phase Ni3Nb-J (delta) sous forme de plaquettes. Or, dans les conditions habituelles de forgeage de cet alliage, la structure des

pièces apparait souvent très hétérogène: des zones fai-

blement corroyées à gros grains cohabitent avec des do-

maines de structure dite duplex (gros grains écrouis et grains fins de recristallisation) tandis que les parties épaisses des pièces soumises à un corroyage suffisant et à un refroidissement plus lent après forgeage, présentent une structure recristallisée à grains fins équiaxes. Cette observation a donc mis en évidence l'importance de certains paramètres des traitements thermomécaniques, tels que la température, la durée du chauffage, le taux de déformation, le mode de refroidissement, etc... dans la. génération de la structure recherchée et par conséquent dans l'obtention des

caractéristiques mécaniques améliorées.

On a ainsi étudié différentes gammes de traitements thermo-

mécaniques en vue de définir les paramètres des séquences d'ébauche et de finition qui permettent de développer dans l'alliage NC19 FeNb des structures homogènes à grains fins et écrouis, caractérisées par l'absence de plaquettes Ni3Nb-d,ces résultats devant être obtenus par un procédé

applicable à l'échelle de la production industrielle.

Il importe de souligner que les conditions actuelles de forgeage de l'alliage NCl9 Fe Nb, retenues par différents

forgerons, conduisent à des structures présentant un com-

promis à l'égard des caractéristiques mécaniques: l'amé-

lioration de certaines propriétés peut, en effet, entraîner

l'altération d'autres caractéristiques.

Ainsi, lors de la séquence de finition une température de réchauffage trop basse entraine la conservation de la

structure fine due à la séquence précédente, avec cepen-

dant, précipitation de la phase Ni Nb - Jdans les

joints de grains ou, pour certaines conditions, à l'inté-

rieur des grains, sous forme de plaquettes croissant préfé-

rentiellement dans les plans cristallographiques de type ?lll. La phase J, de structure orthorhombique, est néfaste quelle que soit sa morphologie car elle fixe le niobium et limite ainsi la formation de la phase durcissante Ni3 Nb - ' "(gamma seconde), métastable, de structure

quadratique centrée.

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Enfin, dans le cas de la morphologie en plaquette, la phase

finduit une sensibilité plus marquée à l'amorçage en fa-

tigue Inversement, le chauffage avant forgeage à une température

trop élevée, évite la précipitation de phase J en plaquet-

tes, mais conduit par contre à un accroissement de la

taille de grain, préjudiciable à la tenue en fatigue.

L'intérêt du procédé conforme à l'invention relève de la possibilité d'obtenir des structures à grains fins, selon

des séquences de chauffage/forgeage garantissant simultané-

ment l'absence de plaquettes de phase a et l'existence d'un écrouissage résiduel indispensable à la consolidation de

l'alliage.

L'influence bénéfique d'une structure à grains fins sur la tenue en fatigue de 1'INCONEL 718 est bien connue de l'homme

du métier. C'est ainsi que le brevet U.S.-A-3 360 177 pro-

pose une méthode d'affinement du grain basée sur la préci-

pitation de la phase Ni3 Nb - J au sein des grains avant

l'opération de forgeage et le traitement de recristalli-

sation. Le traitement de précipitation de la phase J réali-

sé à 9000C environ, avant forgeage, conduit à une subdi-

vision des grains par des plaquettes de phase J qui se for-

ment dans les plans de type 111iî. Le traitement thermique, effectué après forgeage avec réduction d'épaisseur de 50 à %, entraîne une globulisation des plaquettes déformées de phase J et une recristallisation de la structure. Ce procédé permet d'obtenir des structures recristallisées, de 10 ASTM ou plus dénommées "Minigrain", dont les caractéristiques de fatigue sont améliorées, mais dont la tenue au fluage et la ténacité sont notoirement insuffisantes pour un matériau

à hautes caractéristiques, nécessaires pour certaines appli-

cations industrielles.

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Les conditions recherchées dans le cas particulier d'un alliage de type NC 19 Fe Nb de désignation commerciale

INCONEL 718 pq se retrouvent également pour les super-

alliages à durcissement par précipitation,en général,dont ceux à base de nickel constituent une sous-classe.

En conséquence, la présente invention définit les paramè-

tres thermomécaniques qui permettent d'obtenir une amélio-

ration de l'ensemble des caractéristiques mécaniques pour

ces superalliages. Pour assurer la reproductibilité indus-

trielle et l'obtention de résultats optimaux, un contrôle rigoureux est indispensable pendant tout le processus de fabrication, au niveau des paramètres de forgeage et des

cycles de traitement thermique. En particulier, la tempéra-

ture et le taux de déformation de la séquence de finition

doivent être parfaitement définis afin d'éviter la crois-

sance du grain et la précipitation d'une phase parasite, mais de générer au sein des grains une sous-structure de dislocations. En fait, pour atteindre ces objectifs, la

méthode revendiquée par l'invention doit permettre de sa-

tisfaire quatre critères que les procédés connus jus-

qu'alors ne permettaient pas d'obtenir simultanément: - structure fine et homogène; - grains écrouis; - diminution des contraintes propres de refroidissement;

- absence de phase parasite.

Le procédé de traitement thermomécanique pour superalliages

à durcissement par précipitation selon l'invention est ca-

ractérisé en ce que les étapes du procédé prises en enchal-

nement se composent, dans la séquence d'ébauche finale, de: - a - une opération de chauffe, - b - une opération de déformation à chaud par compression, les conditions de température et de durée de la chauffe étant déterminées et un taux de déformation suffisamment élevé étant appliqué pour obtenir une structure de type duplex, en cours de recristallisation, - c - un traitement thermique consistant en un maintien

isotherme dont la température et le temps de main-

tien sont déterminés pour obtenir une structure homogène, de 7 ASTM ou plus et dans laquelle n'apparaissent pas de précipités de phase parasite,

dans la séquence de finition, qui s'enchaîne avec les éta-

pes précédentes de la séquence d'ébauche finale, de: - d - une opération de déformation par compression à chaud dont le taux de déformation est limité de telle sorte qu'un écrouissage de la structure homogène, précédente, à grains fins est obtenu par faible déformation de manière à consolider la structure sans produire de phénomène de recristallisation

en ce que le procédé est complété par un traitement thermi-

que final dont l'étape unique est constituée de: - e - un traitement de revenu qui permet de conserver la structure écrouie et de provoquer la précipitation

de phase durcissante dans les conditions de trai-

tement déterminées pour le superalliage considéré,

en l'absence de phase parasite.

Avantageusement, un taux de déformation compris entre 30 % et 60 %, préférentiellement de 45 %, est réalisé lors de

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l'opération de déformation à chaud par compression entrant

dans la séquence d'ébauche finale, puis un taux de déforma-

tion de l'ordre de 8 % à 25% est réalisé de même dans la

séquence de finition.

Dans l'application du procédé,selon l'invention, à des su-

peralliages à durcissement par précipitation à base de nickel, la phase parasite, dont l'apparition est évitée au cours des étapes du procédé, est une phase Ni3 Nb de type

f sous forme de plaquettes.

Dans l'application du procédé selon l'invention à un alliage de type NC 19 Fe Nb de désignation commerciale INCONEL 718 pq les conditions de chauffe dans la séquence d'ébauche finale sont 1040 C + 10 C pendant cinquante minutes et le maintien isotherme est effectué à 970 C

pendant trente minutes.

D'autres caractéristiques et avantages de l'invention

seront mieux compris à l'aide de la description ci-après,

en se référant aux dessins annexés dans lesquels: - les figures 1 à 1A sont des microphotographies à deux grandissements, respectivement 50 fois et 300 fois, d'une pièce en INCONEL 718 révélant un grain de 7 ASTM après un maintien isotherme suivant un forgeage avec taux de déformation de 25 %, - les figures 2 et 2A sont des microphotographies analogues

a celle des figures 1 et 1A lorsque le taux de déforma-

tion est de 45 % pour un grain obtenu de 8-8,5 ASTM, - les figures 3 et 3A sont également des microphotographies analogues à celles des figures 1, lA ou 2, 2A lorsque le taux de déformation est de 60 % pour un grain obtenu de

8-8,5 ASTM,

- les figures 4 et 4 A sont des microphotographies analo-

gues à celles des figures l, lA et suivantes et révèlent un grain de 6-6, 5 ASTM à la suite d'un maintien iso- therme de trente minutes à 980 C après un forgeage avec un taux de déformation de 45 %, - les figures 5 et 5 A sont des microphotographies obtenues dans les mêmes conditions que celles des figures 4 et 4 A a l'exception de la température de maintien isotherme qui est de 970"C et conduit à un grain de 8 ASTM, - les figures 6 et 6 A sont des microphotographies obtenues i5 dans les mêmes conditions que celles des figures 4, 4 A

et 5, 5A à l'exception de la température de maintien iso-

therme qui est de 960 C et conduit à un grain de 8 ASTM, - la figure 7 est une microphotographie électronique à grandissement 3200 fois d'une pièce en INCONEL 718 ayant suivi les séquences d'ébauche et de finition conformesà l'invention avec un taux de déformation en finition de % montrant des grains et des sous-grains écrouis, _- la figure 7 A est une microphotographie à grandissement 25000 fois obtenue dans les mêmes conditions que celle de la figure 7 et montrant un exemple de sous-joints et de

sous-grains avec la répartition du réseau de disloca-

tions, - la figure 8 est une microphotographie à grandissement 6400 fois d'une pièce en INCONEL 718 obtenue dans les mêmes conditions que celle de la figure 7 à l'exception

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du taux de déformation en finition qui est de 15 % et

montrant des grains écrouis et un petit grain de recris-

tallisation, - la figure 8 A est une microphotographie à grandissement 25000 fois montrant une structure, A sous-grains écrouis analogue à celle de la figure 7 A et obtenue dans les mêmes conditions,à l'exception du taux de déformation en finition qui est de 15 %, - les figures 9 et 9A sont des microphotographies A deux grandissements, respectivement 50 fois et 300 fois, d'une pièce en INCONEL 718 obtenue selon un procédé connu par le brevet US 3 360 177 conduisant A une structure dite "minigrain" de taille 10-11 ASTM,

- les figures 10 et 10 A sont des microphotographies analo-

gues a celles des figures 9 et 9A dont la structure est

obtenue selon un procédé couramment utilisé conduisant A-

une structure A grains fins recristallisés, de taille

7-8 ASTM,

- les figures 11 et 11 A sont des microphotographies analo-

gues A celles des figures 9 et 9A, 10 et lOA et corres-

pondant à une structure obtenue en appliquant le pro-

cédé conforme à l'invention.

Nous allons développer les conditions qui permettent par le procédé conforme A l'invention d'apporter une solution optimale au problème posé qui est d'obtenir simultanément pour un superalliage: - une structure fine et homogène, - des grains écrouis,

- une diminution des contraintes propres de refroi-

dissement, 9 2=57i45

- l'absence de phase parasite éventuelle et en par-

ticulier, dans le mode de réalisation de l'inven-

tion concernant l'INCONEL 718, l'absence de pla-

quettes de phase Ni3 Nb - ô, et par ces moyens, de réunir les avantages qui en découlent

et, en particulier, de hautes caractéristiques mécaniques.

Structures fines et homogènes Les recherches effectuées pour l'obtention d'une structure homogène, à grains fins, ont mis en évidence l'influence de trois paramètres: a) Incidence du taux de déformation

Des essais menés pour trois taux de déformation - 25 -

- 60 %, réalisés à 1040 C et suivis d'un maintien isotherme de recristallisation, ont conduit aux tailles de grains suivantes (planche 1) : 7 ASTM pour 25% 8/8 1/2 ASTM pour 45 % et 60 %

à partir d'une structure initiale de 3 1/2 ASTM.

La structure obtenue est par ailleurs plus homogène, à la suite d'une réduction des zones mortes: en effet, les

parties de galet qui refroidissent pr6maturément au con-

tact de l'outil, pr&sentent, avant maintien isotherme, une structure écrouie et des grains de recristallisation dont la migration des joints s'est trouvée contrariée par refroidissement à des températures inférieures au domaine de recristallisation. Le maintien isotherme permet alors de faire évoluer la microstructure par généralisation de

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la recristallisation à la plus grande partie de la pièce: les zones mortes sont donc réduites et la structure, affinée,puisque la taille de grain des parties internes du galet passe par exemple de 3 1/2 ASTM à 8 - 8 1/2 AST après 45% ou 60% de corroyage. Le taux de corroyage in- termédiaire (45%), associé au maintien isotherme de

recristallisation, assure donc l'obtention d'une struc-

ture fine et homogène, dont la troisième particularité

réside dans l'absence de phase d en plaquettes. A l'in-

térêt économique que représente l'enchaînement entre déformation et maintien isotherme, sans repasser par la température ambiante, se greffe l'avantage d'éviter la

formation de germes de phase c qui, normalement préci-

pitent lors du refroidissement puis du réchauffage des pièces, par traversée du domaine d'existence de cette

phase ( 800 - 990 C).

b) Incidence de la température et du temps de maintien iso-

therme Pour les mêmes conditions de forgeage (1040*C-45%), des maintiens isothermes ont été réalisés dans le domaine

960-980 C, chacun pendant une demi-heure.

Entre 960 et 980 C, le grain de recristallisation passe

de 8 à 6-6,5 ASTM, la température intermédiaire 970 C-

conférant une structure fine et homogène, de taille de

grain d'environ 8 ASTM (figures 4 à 6A).

Ces résultats montrent l'intérêt de retenir la tempéra-

ture de 9700C, pour un maintien isotherme d'une durée d'une demi-heure environ. Cette température permet ainsi

d'accepter les tolérances de fonctionnement des fours in-

dustriels, une fluctuation de t 10"C n'ayant alors qu'une incidence limitée sur la taille de grains de la

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structure recrista:lisée.

En ce qui concerne le temps de maintien isotherme, ce fac-

teur a une incidence modérée qui a été vérifiée. Un al-

longement du temps de maintien tend à provoquer un gros- sissement de la taille de grain. Cependant, en-dessous d'une heure de maintien aux températures définies, aucune influence néfaste décisive à l'égard du résultat final

obtenu sur le produit fini, n'a été observée. Les résul-

tats recherchés sont obtenus pour une durée de maintien

sensiblement voisine de trente minutes et dans les con-

ditions d'application industrielle cette durée reste

toujours inférieure à une heure.

On notera que l'affinement du grain, selon l'invention, ne comporte pas les inconvénients de la méthode ayant

fait l'objet du brevet US-A-3 360 177 mentionné ci-

dessus qui consiste, en partie, à fragmenter artificiel-

lement le grain par une précipitation de plaquettes de

phase f.

Dans le procédé selon l'invention, l'élément Niobium est

utilisé en totalité pour la formation de la phase dur-

cissante Ni3 Nb - Z"; seuls, quelquesgermes de

phase Ni3 Nb - peuvent être parfois décelés par mi-

croscopie à fort grandissement. La faible fraction volu-

mique de ces germes et leur morphologie globulaire n'ont alors pas d'incidence néfaste à l'égard des propriétés mécaniques. Ecrouissage des grains A l'issue du maintien isotherme, une déformation finale a été réalisée. Différents taux de corroyage ont été testés entre 8 et 45 %, le refroidissement étant réalisé

à l'air libre.

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Lorsque le taux de déformation excède 25 % de réduction d'épaisseur, de nouveaux germes de recristallisation sont générés et la structure est alors constituée d'un mélange

de grains fins écrouis et de grains très fins recris-

tallisés: leurs tailles respectives sont de 8 et 10/11 ASTM. Une des caractéristiques de l'invention est de retenir,

pour la déformation finale, des taux de déformation n'ex-

cédant pas 25 %. On obtient alors une structure homo-

gène de 8 ASTM dont les grains présentent la particularité d'être pourvus d'un réseau de dislocations qui tendent, en partie, à se réarranger en une sous-structure très fine ( c 15 ASTM) également écrouie, au voisinage des joints de

grains déformés (voir la planche 3). Ces dernières struc-

tures possèdent les caractéristiques mécaniques les meil-

leures, en raison de la consolidation de l'alliage par les

dislocations et la sous-structure qui leur est associée.

Diminution des contraintes propres de trempe Il est de pratique courante dans les gammes de mise en oeuvre de l'alliage INCONEL 718, chez certains forgerons, de procéder à un refroidissement à l'eau en fin de chaude de finition. Cette trempe est à l'origine de contraintes importantes qui sont libérées d'une façon hétérogène au cours de l'usinage et peuvent entraîner des déformations

importantes, génératrices de rebuts coûteux. -

Or, dans de telles gammes thermomécaniques, les taux de déformation finale atteignent des valeurs très élevées % environ) qui imposent un refroidissement à l'eau afin de modérer la recristallisation de la structure déformée, intervenant en partie lors du refroidissement des pièces

brutes.

Deux types de séquences peuvent être adoptées dans le cadre de l'invention en fonction des moyens disponibles de l'atelier de forgeage: - séquence (a): - fin de forgeage - retour à la température ambiante - traitement de revenu - retour à la température ambiante - séquence (b): - fin de forgeage - traitement de revenu - retour à la température ambiante La première solution (a) consiste à laisser refroidir les

pièces brutes, forgées, à l'air libre, sur des soles ré-

fractaires, sans les empiler. Après refroidissement, les pièces subissent un traitement thermique limité au revenu R

de précipitation de la phase ".

Dans la seconde solution (b), la pièce forgée est direc-

tement placée dans un four, sans repasser par la tempéra-

ture ambiante, pour subir le traitement de revenu R. Pour l'INCONEL 718, le traitement de revenu appliqué est un des traitements connus et consiste en un maintien de huit heures à 720"C suivi d'un refroidissement à la vitesse de C par heure jusqu'à 620 C avec maintien de huit heures à

620WC, terminé par un refroidissement à l'air.

Absence de plaquettes de phase La gamme thermomécanique, objet de l'invention, a permis d'obtenir en fin de foogeage, une structure écrouie, à

grains fins, exempte de phase en plaquettes. Le traite-

ment T = 955"C - 1 h - air a été volontairement

-14 2557145

écarté des gammes proposées. En effet, ce dernier dont le rôle devait assurer l'homogénéisation de l'alliage, avant le traitement - R - de précipitation de la phase ", conduit en fait, d'une part à la précipitation plus ou moins marquée des plaquettes de phase Jet, d'autre part, à une recristallisation hétérogène, à l'origine

d'une déconsolidation de l'alliage.

On notera que l'écrouissage résiduel obtenu par l'inven-

tion permet, entre autres choses, de faciliter dans certaines conditions la germination d'une phase mineure telle que Ni3 Nb - c ou È". Comptetenu de l'objectif qui revient à éviter la précipitation de la phase c, il

y a donc lieu de supprimer le traitement T dont la tempé-

rature appartient au domaine d'existence de la phase c.

Par contre, l'application du revenu, seul,permet de conserver l'écrouissage résiduel de la structure; de plus, le domaine de température de revenu (720-620"C)

correspond à la précipitation unique de la phase dur-

cissante ? ".

Exemple de gammes conformes à l'invention pour l'INCONEL Il est bien entendu que ces gammes ne se rapportent qu'aux opérations de forgeage finales et ne préjugent en

rien des opérations de définition en amont.

l') Séquence d'ébauche - Chauffage de la pièce à 1040'C t 10"C (50 minutes de maintien) - Déformation à la presse: 45 % - Mise au four à 9700C pendant 30 minutes A l'issue de cette séquence, la pice ébauchée présente A l'issue de cette séquence, la pièce ébauchée présente

une structure homogène, à grains fins.

2 ) Séquence de finition En fin de maintien isotherme, la pièce est sortie du four pour être directement édrasée avec un taux

de déformation de 8 à 25 %.

Ce faible taux de déformation constitue un avantage important de la méthode: il permet d'utiliser des

outils moins puissants, donc plus facilement dispo-

nibles et moins coûteux.

A l'issue de cette séquence, la pièce brute pré-

sente une structure: - homogène - fine - écrouie 3 ) Refroidissement à l'air Le refroidissement à l'air peut être effectué soit en fin de forgeage, soit à l'issue du traitement thermique final, sur une sole réfractaire (pour

éviter les échanges thermiques trop rapides).

4 ) Revenu Il est effectué dans les conditions du traitement de revenu standard de l'INCONEL 718, c'est-à-dire: - un maintien de huit heures à 720"C suivi d'un refroidissement jusqu'à 620"C, à la vitesse de 50"C par heure, avec un maintien de huit heures a cette température puis un retour à la

température ambiante en air calme.

16 255714v

COMPARAISON DES CARACTERISTIQUES MECANIQUES DES PIECES

Dans les tableaux ci-après, nous procédons à une comparai-

son des caractéristiques mécaniques principales de trois microstructures typiques (planche 4) pour l'Inconel 718: A - "Minigrain" selon brevet US 3 360 177 + T' R (pour une taille de grain de 10/11 ASTM) T' correspond à un traitement thermique d'une durée

d'une heure à 980 C suivi d'un refroidissement à l'air.

B - Recristallisée à grains fins + T.R.(pour une taille de

grain de 7/8 ASTM) T correspond à un traitement ther-

mique d'une durée d'une heure à 955"C suivi d'un re-

froidissement à l'air.

C - selon gamme proposée par l'invention (pour une taille de grain de 8 ASTM) a) CARACTERISTIQUES DE TRACTION A 20 ET A 6500C ( = 4,5 mm- to = 23 mm) R (MPa) RO,2 (MPa) A% Z% Structure

C 6500C 20 C 6500C 200C 6500C 20 C 6500C

* A 1460 1180 1210 980 19,5j16,5 39,5 30 Iii

B 1430 1170 1250 11075 15 15,5 27 31

C 1480 1220 1390 1155 14,7j117 34,8 37,2

17 2557145

b) CARACTERISTIQUES DE FLUAGE-RUPTURE A 6500C (0 = 4,5 mm - lo = 23 mm) sous î = 750 Mpa Structure A B C t, (h) 78 94 316

A % 7,5 7,5 14,5

Z % 17,5 17,5 25

c) CARACTERISTIQUES DE FATIGUE OLIGOCYCLIQUE A 6500C Limite d'endurance à l'amorçage en déformation

imposée.

Les essais de fatigue oligocyclique à déformation lon-

gitudinale totale, imposée, ont été réalisés à 6500C selon un cycle triangulaire de fréquence 0,05 Hz avec:

- 1

o F est la déformation longitudinale totale (élas-

tique + plastique).

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La comparaison a été établie essentiellement entre les structures B et C. Les résultats ont montré un gain de à 20% en limite d'endurance, de C par rapport à B.

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Claims (10)

REVENDICATIONS

1. Procédé de traitements thermomécaniques pour super-

alliages à durcissement par précipitation comportant une séquence d'ébauche finale, une séquence de finition et un traitement thermique final caractérisé en ce que les étapes du procédé prises en enchaînement se composent, dans la séquence d'ébauche finale, de: - a - une opération de chauffe, - b - une opération de déformation à chaud par compression, les conditions de température et de durée de la chauffe étant déterminées et un taux de déformation suffisamment élevé étant appliqué pour obtenir une structure de type duplex en cours de recristallisation, - c - un traitement thermique consistant en un maintien

isotherme dont la température et le temps de main-

tien sont déterminés pour obtenir une structure homogène, de 7 ASTM ou plus et dans laquelle n'apparaissent pas de précipités de phase parasite, dans la séquence de finition qui s'enchaîne avec les étapes précédentes de la séquence d'ébauche finale de: - d - une opération de déformation par compression à chaud dont le taux de déformation est limité de telle sorte qu'un écrouissage de la structure homogène, précédente, à grains fins est obtenu par faible déformation de manière à consolider la structure

sans produire de phénomène de recristallisation.

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en ce que le procédé est complété par un traitement thermique final dont l'étape unique est constituée de: - e - un traitement de revenu qui permet de conserver

la structure écrouie et de provoquer une préci-

pitation de phase durcissante dans les conditions de traitement déterminées pour le super-alliage

considéré, en l'absence de phase parasite.

2. Procédé de traitements thermomécaniques pour super-

alliages à durcissement par précipitation selon la reven-

dication 1 caractérisé en ce que l'étape - e - du procédé, lors du traitement thermique final, s'enchaîne directement avec l'étape - d précédente de déformation

par compression à chaud dans la séquence de finition.

3. Procédé de traitements thermomécaniques pour superal-

liages à durcissement par précipitation selon la revendi-

cation 1 caractérisé en ce que l'étape - d - du procédé

lors de l'opération de déformation à chaud par compres-

sion constituant la séquence de finition est suivie avant l'opération de traitement thermique final d'un retour à la température ambiante obtenue par refroidissement en

air calme.

4. Procédé de traitements thermomécaniques pour super-

alliages à durcissement par précipitation selon l'une

quelconque des revendications précédentes caractérisé

en ce qu'un taux de déformation compris entre 30 % et % est appliqué dans l'étape - b - du procédé, lors de l'opération de déformation à chaud par compression

entrant dans la séquence d'ébauche finale.

21 2557145

5. Procédé de traitements thermomécaniques pour super-

alliages à durcissement par précipitation selon l'une

quelconque des revendications précédentes caractérisé

en ce qu'un taux préférentiel de déformation appliqué dans l'é6tape - b du procédé, lors de l'opération de déformation à chaud par compression entrant dans la

séquence d'ébauche finale est de 45 %.

6. Procédé de traitements thermomécaniques pour super-

alliages à durcissement par précipitation selon l'une

quelconque des revendications précédentes caractérisé

en ce qu'un taux de déformation de l'ordre de 8 % à % est appliqué dans l'étape - d- du procédé, lors de l'opération de déformation à chaud par compression constituant la séquence de finition.

7. Procédé de traitements thermomécaniques pour super-

alliages à base de nickel et à durcissement par préci-

pitation selon l'une quelconque des revendications

précédentes caractérisé en ce que la phase parasite dont l'apparition est évitée aux différentes étapes du procédé et particulièrement par la détermination de la température du traitement thermique de l'étape - c de maintien isotherme et par les conditions d6terminées pour la séquence de finition et le traitement thermique

final est une phase sous forme de plaquettes.

8. Procédé de traitements thermomécaniques pour un alliage de type NC 19 Fe Nb, de désignation commerciale INCONEL

718 p.q. selon l'une quelconque des revendications pré-

cédentes caractérisé en ce que l'étape - a - du procédé consistant en une opération de chauffe dans la séquence d'ébauche finale est effectuée à une température de 1040 C C avec un temps de maintien de cinquante minutes,

22 2557145

pouvant aller jusqu'à une heure.

9. Procédé de traitements thermomécaniques pour un al-

liage de type NC 19 Fe Nb de désignation commerciale

INCONEL 718 p.q. selon l'une quelconque des revendications

précédentes caractérisé en ce que l'étape- b - du procédé consistant en un maintien isotherme dans la séquence d'ébauche finale est effectuée à une température de 970C 10'C avec un temps de maintien de trente minutes,

pouvant aller jusqu'A une heure.

10. Procédé de traitements thermomécaniques pour un al-

liage de type NC 19 Fe Nb de désignation commerciale

INCONEL 718 p.q. selon l'une quelconque des revendica-

tions précédentes caractérisé en ce que l'étape - e - du procédé consistant en un traitement de revenu constituant

le traitement thermique final est effectué A une tempé-

rature de 7200C avec un temps de maintien de huit heures suivi d'un refroidissement jusqu'A 620"C A une vitesse de 50"C par heure avec un nouveau temps de maintien de huit heures terminé par un refroidissement A l'air de telle sorte que la structure obtenue par le procédé appliqué à l'INCONEL 718 est une structure A grains fins et homogènes de dimension de l'ordre de 8 ASTM dont les grains ont conservé leur écrouissage, ladite structure comportant une phase durcissante par précipités Ni Nb de type4 " sans présence simultanée de phase parasite Ni3 Nb de type C sous forme de plaquettes, de manière à présenter des caractéristiques mécaniques améliorées au point de vue de

la limite d'élasticité, de la tenue en fatigue oligocy-

clique et au fluage et A présenter en outre un niveau de contraintes propres de refroidissement suffisamment faible pour éviter des déformations inacceptables lors des

séquences ultérieures de mise en oeuvre des pièces obte-

nues, notamment en cours d'usinage.