FR2614040A1

FR2614040A1 - Procede de fabrication d'une piece en alliage de titane et piece obtenue

Info

Publication number: FR2614040A1
Application number: FR8705786A
Authority: FR
Inventors: Edouard Alheritiere; Alheritiere Edouard; Bernard Prandi; Prandi Bernard
Original assignee: CEZUS CIE EUROPEENNE ZIRCONIUM; Compagnie Europeenne du Zirconium Cezus SA
Current assignee: CEZUS CIE EUROPEENNE ZIRCONIUM; Compagnie Europeenne du Zirconium Cezus SA
Priority date: 1987-04-16
Filing date: 1987-04-16
Publication date: 1988-10-21
Also published as: JPH07116577B2; BR8801837A; US4878966A; EP0287486B1; CA1314792C; DD281422A5; DE3861736D1; ES2020341B3; FR2614040B1; IL86029A0; EP0287486A1; US4854977A; JPS63277745A; ZA882635B; IL86029A

Abstract

LE PROCEDE DE L'INVENTION COMPREND LES ETAPES SUIVANTES : A) ON ELABORE UN LINGOT DE COMPOSITION ( EN MASSE); A1 3,8 A 5,4 - SN 1,5 A 2,5 - ZR 2,8 A 4,8 - MO 1,5 A 4,5 - CR 2,5 ET CRV 1,5 A 4,5 - FE 2,0 - SI 0,3 - 0 0,15 - TI ET IMPURETES : LE SOLDE; B) ON EFFECTUE UN CORROYAGE A CHAUD DU LINGOT, COMPRENANT UN CORROYAGE DE DEGROSSISSAGE, PUIS UN CORROYAGE FINAL PRECEDE D'UN PRECHAUFFAGE DANS LE DOMAINE BETA; C) ON EFFECTUE UN TRAITEMENT DE MISE EN SOLUTION SOLIDE DE L'EBAUCHE DE PIECE OBTENUE EN LA MAINTENANT A TEMPERATURE 10 A 40 C PLUS FAIBLE QUE SON " TRANSUS BETA " REEL; D) ON EFFECTUE ENSUITE SUR L'EBAUCHE DE PIECE OU LA PIECE UN REVENU DE 4 A 12 H ENTRE 550 ET 650 C. L'INVENTION CONCERNE AUSSI LE PROCEDE ET LES PIECES OBTENUES DANS DES CONDITIONS PREFERENTIELLES, CES PIECES SE DISTINGUANT NOTAMMENT PAR LEUR BONNE RESISTANCE MECANIQUE (RM ET R RESPECTIVEMENT AU MOINS EGAUX A 1200 ET 1100 MPA), LEUR BONNE TENACITE ET LEUR BONNE RESISTANCE AU FLUAGE A 400 C (SOUS 600 MPA, ALLONGEMENT DE 0,5 EN PLUS DE 200 H).

Description

PROCEDE DE FABRICATION D'UNE PIECE EN ALLIAGE DE TITANE ET PIECE OBTENUE

L'invention concerne un procédé de fabrication d'une pièce en alliage de titane à hautes caractéristiques, destinée par exemple à des disques de compresseurs pour systèmes de propulsions d'avions, ainsi que les

pièces obtenues.

Le document FR 2 144 205 (GB 1356734) décrit un alliage de titane de composition en poids: A1 3 à 7 - Sn 1 à 3 - Zr 1 à 4 - Mo 2 à 6 - Cr 2 à 6 et jusqu'à environ 0,2 % de O, 6 % de V, 0,5 % de Si, complément

Ti et impuretés.

Avec de préférence: A1 4,5 à 5,5 - Sn 1,5 à 2,5 - Zr 1,5 à 2,5 - Mo 3,5 à 4,5 - Cr 3,5 à 4,5 - et jusqu'à environ 0,12 % d'O. Les pièces forgées correspondantes ont été soumises à un double traitement thermique de la solution solide entre 730 et 870 C puis entre 675 et 815 C, suivi d'un "vieillissement thermique" ou revenu entre 595 et 650 C. L'échantillon "4" (Al 5 - Sn 2 - Zr 2 - Mo 4 - Cr 4 - 0 0,08) a les caractéristiques mécaniques suivantes: charge de rupture = 1204 MPa; limite élastique à 0, 2 % = 1141 MPa; résistance à la propagation des criques = 88 x 34,8/ V-T005 = 96,9 MPa.Ve fluage à 425 C sous 525 MPa = allongement de 0,2 % en 7, 2 h et de 0,5 % en 55 h. L'allongement de rupture n'est pas indiqué. En pratique on a constaté que les pièces obtenues à partir de ce type de composition et de ce procédé présentaient souvent des ségrégations importantes, se traduisant par des pertes de ductilité et de résistance à la propagation des criques (ténacité) et par ailleurs leurs résistances au fluage ont été trouvées insuffisantes. On a déterminé notamment que les ségrégations précédentes correspondaient à des zones enrichies en Cr, causant alors une fragilisation, et qu'un abaissement de Cr conduisait à des propriétés

mécaniques trop faibles.

La demanderesse a essayé d'obtenir des pièces du même type d'alliage ayant une structure régulière et sans ségrégations, et ayant des caractéristiques mécaniques à 20 C élevées (Rm - RpO0,2 - KlC) avec un allongement suffisant ainsi qu'une tenue au fluage à 400 C nettement améliorée.

EXPOSE DE L' IUVETIOM

Selon l'invention, le problème précédent est résolu au moyen de nouvelles limites de composition et d'un nouveau procédé de transformation, ces limites de composition et les conditions de corroyage à chaud et de

traitement thermique étant alors indissociables.

Le premier objet de l'invention est un procédé de fabrication d'un alliage de titane comprenant les étapes suivantes: a) on élabore un lingot de composition (% en masse) A1 3,8 à 5,4 - Sn 1,5 à 2,5 - Zr 2,8 à 4,8 - Mo 1,5 à 4,5 - Cr inférieur

ou égal à 2,5 et Cr + V = 1,5 à 4,5- Fe < 2,0 - Si < 0,3 - 0 < 0,15 -

Ti et impuretés le solde; b) on effectue un corroyage à chaud du lingot, comprenant un corroyage de dégrossissage de ce lingot donnant une ébauche à chaud, suivi d'un corroyage final d'une portion au moins de cette ébauche précédé d'un préchauffage dans le domaine bêta, ce corroyage final donnant une ébauche de la pièce; c) on effectue un traitement thermique de mise en solution solide de l'ébauche de pièce corroyée à chaud, en la maintenant à une température

comprise entre ("transus bêta" réel - 40 C) et ("transus bêta" réel -

C) puis en la refroidissant à l'ambiante; d) on effectue ensuite sur l'ébauche de la pièce ou sur la pièce obtenue à partir de cette ébauche un traitement thermique de revenu de 4 à 12

h entre 550 et 650 C.

En ce qui concerne l'étape b) l'expression "corroyage à chaud" (- "hot working" - "Warmverformung") concerne toute(s) opération(s) de déformation à chaud, consistant en ou comprenant par exemple du forgeage, du laminage,

du matriçage, ou du filage (extrusion).

Les limites des teneurs en éléments d'addition ont été ajustées, en fonction des observations effectuées, de façon à fournir les caractéristiques mécaniques élevées désirées, tout en évitant des ségrégations éventuelles sur les pièces transformées. Ces intervalles de teneurs sont commentés ci-après, avec indication d'intervalles préférentiels qui peuvent être utilisés individuellement ou en combinaison quelconque. Ces intervalles préférentiels correspondent à une augmentation des caractéristiques minimales et dans le cas du fer et de l'oxygène à une sécurité accrue vis à vis des éventuelles fragilités ou manque de ductilité. Les éléments alphagènes A1 et Sn donnent respectivement, en combinaison avec les autres éléments d'addition, des duretés insuffisantes lorsqu'ils sont en teneurs plus faibles que les valeurs minimales choisies, et des précipitations aléatoires ou fréquentes lorsqu'ils sont en teneurs plus fortes que les valeurs maximales fixées; ils ont des teneurs préférentiellement comprises entre 4,5 et 5,4 % pour A1, et entre 1,8

et 2,5 % pour Sn.

Zr a un r8le durcisseur important, et un effet fragilisant au-dessus de 5%, la teneur en Zr est préférentiellement comprise entre 3,5 et 4,8 % et de préférence encore entre 4,1 et 4,8 %. Les trois éléments A1, Sn et Zr n'entraïnent pas ensemble de fragilité, et on peut remarquer que la somme: % A1 + % Sn/3 + % Zr/6, prise comme référence dans FR 2 144 205 vis à vis de la tendance du composé

Ti3Al à se former, est égale à 7 pour leurs teneurs maximales.

Mo, légèrement durcissant, a un effet important d'abaissement de la température de transformation de la structure alpha-béta en une structure entièrement béta, appelée ci-après "transus béta". L'abaissement du "transus béta", par exemple d'environ 40 C grâce à 4 % Mo, a une influence sur le corroyage à chaud au voisinage de cette température. Mo est de préférence compris entre 2,0 et 4,5 %. V a sensiblement le mime r8le que Mo et est durcissant béta par précipitation comme Cr, il est ajouté de façon optionnelle, (Cr+V) étant maintenu entre 1,5 et 4,5 %. Cr est limité à 2,5 % maximum vis à vis des risques de ségrégation qui, au niveau de Cr = 3,5 à 4,5 % préconisé par FR 2 144 205 (par exemple ségrégations appelées "beta flecks" enrichies en Cr+Zr), ont des effets très défavorables sur la tenue en service, et il est maintenu de préférence

au-dessus de 1,5 % au bénéfice de la dureté.

Fe entraîne un durcissement par précipitation de composés intermétalliques, il est connu comme abaissant la tenue au fluage à chaud à haute température (environ 550 à 600 C) à cause de ces précipités qui entraînent ainsi une certaine fragilité. La teneur en Fe est maintenue dans tous les cas en-dessous de 2 %, et est de préférence ajustée entre 0, 7 et 1,5 % car elle entratne alors, de façon surprenante, une tenue au fluage à 400 C très améliorée, ce qui est intéressant par exemple pour les pièces utilisées dans les étages "moyenne température" (typiquement 350 à moins

de 500 C) des compresseurs aéronautiques.

L'augmentation de la teneur en O augmente comme il est connu la résistance mécanique et diminue légèrement la ténacité (KlC), elle est de ce fait limitée à un maximum de 0,15 % et de préférence maintenue inférieure ou égale à 0,13 %. Une faible addition de Si améliore la tenue au fluage au niveau de 500-550 C, on la limite à 0,3 % maximum dans le cadre de

l'obtention d'une ductilité suffisante.

On a trouvé que des propriétés nettement supérieures étaient obtenues en terminant le corroyage à chaud par un corroyage final, par laminage ou le plus souvent par forgeage ou forgeage matriçage, précédé d'un préchauffage dans le domaine béta, c'est-à-dire au moins commencé dans

le domaine béta.

Le rapport de corroyage "S/s" (section initiale/section finale) de ce

corroyage final est de préférence supérieur ou égal à 2.

On a trouvé également, et cela va à l'encontre des habitudes, qu'il était préférable de connaître avec une bonne précision, par exemple meilleure que + ou - 10 à 15 C, la température de "transus béta" réelle de l'alliage corroyé à chaud. Pour cela, on prélève typiquement des échantillons dans l'ébauche à chaud obtenue par le corroyage de dégrossissage (forgeage ou laminage) et on les porte et maintient à des température différentes échelonnées, puis on les trempe à l'eau et on en examine les structures micrographiquement. Le "transus béta", apprécié éventuellement par intrapolation, est la température à laquelle toute trace de phase alpha disparatt. Le "transus beta" réel propre à l'alliage corroyé à chaud, déterminé ainsi expérimentalement, peut être très différent de la

température de transus estimée par un calcul (première série d'essais).

Les conséquences de cette connaissance du "transus bêta" réel, désignée ainsi ou simplement par "transus béta", sur le choix de la température de corroyage final béta (étape b)) puis sur l'ajustement de la température du traitement de mise en solution solide de l'ébauche de pièce corroyée à chaud (étape d)) sont importantes: il est en effet fortement préférable pour l'obtention de la structure et des propriétés désirées d'effectuer ce traitement de mise en solution dans le haut domaine de températures alpha-béta, juste en-dessous du "transus béta" déterminé expérimentalement ou tel qu'il pourrait être déterminé par exemple comme ci-dessus ou encore par essais de forgeage successifs suivis de trempe et d'examens des structures obtenues. Plus précisément, ce traitement de mise en solution est habituellement effectué à une température choisie entre ("transus béta" - 40 C) et ("transus béta" - 10 C) avec un maintien à température de durée choisie habituellement comprise entre 20 min et 2 h et le plus souvent entre 30 min et lh 30 min et cette mise en solution est suivie

d'un refroidissement à l'ambiante à l'eau ou plus habituellement à l'air.

On fait 'ensuite un revenu à température choisie entre 550 et 650 C, de façon à améliorer l'allongement de rupture A % et la résistance au fluage à 400 C tout en conservant une résistance mécanique et une ténacité

suffisantes (Rm - RpO,2 et K1C).

Des résultats supérieurs, surtout en ce qui concerne l'allongement A % et la résistance au fluage à 400 C, ont été obtenus de façon surprenante en organisant le corroyage à chaud final, si nécessaire en espaçant davantage ses passes de déformations successives, de façon qu'il commence en béta à température supérieure d'au moins 10 C de ce "transus béta" et se termine en alpha-béta, tout ce travail se faisant à température proche à plus ou moins 60 C dudit "transus béta". En pratique, on préfère commarencer le -corroyage à température comprise entre ("transus béta" + C) et ("transus béta" + 40 C), et le terminer à température inférieure à "transus béta" et au moins égale à ("transus béta" - 50 C) ou encore mieux à température comprise entre ("transus béta" - 10C) et ("transus béta" - 40 C). On obtient ainsi de façon reproductible une structure fine aiguillée du type alpha béta, correspondant à un état d'homogénéité et de fines précipitations particulier et contribuant à l'obtention de

propriétés remarquables.

Il est préférable d'effectuer au moins la fin du corroyage de dégrossissage à chaud du lingot, avant le corroyage à chaud final qui vient d'être

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décrit, en alpha-béta entre ("transus béta" - 100 C) et ("transus béta" 20 C). On obtient ainsi un meilleur affinage préalable de la microstructure, avec un effet favorable sur la qualité des pièces obtenues en final. La température de fin du corroyage à chaud qui est considérée ici est la température à coeur du produit, appréciée par exemple par étude préalable des microstructures obtenues en faisant varier les

conditions de corroyage à chaud final.

Enfin, dans le cas o le corroyage à chaud final est effectué de la façon préférée, les durées et températures de revenu sont typiquement choisies

entre 6 et 10 h et entre 570 et 640 C.

L'invention a pour deuxième objet le procédé de transformation d'une pièce en alliage de titane, typiquement pour emplois à température ne

dépassant pas 500 C, correspondant aux conditions préférentielles ci-

dessus décrites, avec Fe= 0,7 à 1,5 %, Zr= 3,5 à 4,8 % et de préférence 4, 1 à 4,8 %, la fin au moins du corroyage de dégrossissage comprenant un forgeage à température comprise entre ("transus béta" - 100 C) et ("transus béta" - 20 C), ce forgeage produisant un corroyage d'au moins

1,5 et le revenu étant typiquement de 6 h à 10 h entre 580 et 630 C.

L'invention a aussi pour troisième objet les pièces remarquables obtenues avec le procédé précédent, deuxième objet de l'invention, avec Zr= 3,5 à 4,8 % et les propriétés mécaniques suivantes: Rm >, 1200 MPa - RpO,2 >, 1100 MPa - A % >, 5 - ténacité (- résistance à la propagation des criques) KlC à 20 C >, 45 MPa.VE - fluage à 400 C sous 600 MPa: 0,5 % en plus de 200 h. Les avantages du procédé de l'invention sont les suivants obtention de façon reproductible d'une structure fine aiguillée, sans ségrégations d'aucune sorte; - élimination des risques de fragilité; obtention simultanée de toutes les caractéristiques souhaitées

structure et caractéristiques mécaniques précédentes.

ESSAIS

Première série d'essais (Tableaux 1 à 6) On a élaboré six lingots A-D-E-HJ-K dans un four à électrode consommable, par double fusion, les compositions obtenues sont données par le Tableau 1.

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Chaque lingot a subi un premier dégrossissage en béta à 1050 C/1100 C du diamètre initial p 200 mm au carré 80 mm. Puis, pour une portion

de chacun, un deuxième dégrossissage d'affinage de la structure en alpha-

bêta par forgeage en méplat de 70x30 mm, à température (température du préchauffage) égale à 50 C de moins que la température du transus estimée pour chacun des six alliages (Tableau 2). Cette estimation était faite par une règle d'approche interne tenant compte des teneurs en éléments d'addition. On a ensuite soumis les échantillons prélevés à ce stade à des chauffages de 30 min à des températures différentes échelonnées de 10 en 10 C, suivis chacun d'une trempe à l'eau, et on en a examiné les structures micrographiques. On a ainsi déterminé pour chaque alliage corroyé à chaud la température de disparition de la phase alpha ou "transus béta" réel

(Tableau 2).

La température de deuxième dégrossissage en alpha-béta allait en fait selon l'alliage de ("transus bêta" - 170 C) (repère H) à ("transus bêta"

- 40 C) (repère E) ou ("transus béta" - 60 C) (repère K).

On a préparé alors trois variantes correspondant à des gammes différentes de transformation et traitement thermique et on en a mesuré les caractéristiques mécaniques, selon les directions longitudinale (L) et éventuellement transversale (T): 1 game (tableau 3): après le forgeage alpha-béta précédent constituant alors le forgeage final, mise en solution 1 h à ("transus bêta" - 50 C) (Tableau 2) et mesure des caractéristiques mécaniques à l'ambiante dans l'état obtenu; essais de fluage en traction sous 600 MPa à 400 C après revenu complémentaire de 8 h à température indiquée pour chaque alliage

dans le Tableau 2.

2 gm (Tableau 4): on a repris des portions des carrés de 80 mm, sauf le carré H, issus du premier dégrossissage en béta, et on leur a appliqué un deuxième dégrossissage en alpha-béta en carré 65 mm, à température ajustée à 50 C de moins que le "transus béta" réel déterminé

précédemment (Tableau 2).

Puis on a effectué sur ce carré un forgeage final en plat de 70x30 mm en partant d'un état préchauffé 30 min à ("transus béta" + 10 C) et en terminant en alpha-béta, des structures aiguillées fines alpha-béta étant obtenues. On a ensuite soumis les pièces à une mise en solution 1 h à "transus bêta" réel - 30 C (Tableau 2) comme dans la lère gamme et un revenu de 8 h soit à 550 C (A2), soit à 500 C (D2-E2-J2-K2). Les caractéristiques mécaniques à 20 C et la résistance au fluage à 400 C

sont mesurées dans cet état revenu.

3 gamme (Tableau 5): on a appliqué à une portion des plats de 70x30 mm obtenus dans la deuxième gamme un forgeage final supplémentaire à x30 mm en partant de ("transus béta" + 30 C) et en terminant aussi en alpha-béta (on a observé micrographiquement des structures aiguillées

avec liserés de phase alpha).

On a ensuite effectué, pour chacun des alliages, les "mes traitements

thermiques (mise en solution puis revenu) que dans la deuxième gamme.

L'étude de ces résultats entratne les commentaires suivants - les classements des alliages respectivement en résistance mécanique et en tenue au fluage en traction à 400 C sont les suivants, pour les 1 et 2 gammes-:

Tableau 6

Rm et Rpo,2 durée fluage pour 0,5 % d'allongement 1 gamme Jl-Al-Dl-Kl-HlEl K1-El-Dl-Jl-Al-Hl gamme D2-J2-E2-K2-A2 J2-K2-A2-D2-E2 Ces classements sont très différents pour les deux gammes. Les échantillons de la 1 gamme ont un forgeage final à plus basse température que les échantillons de la 2 gamme, et en outre ce forgeage a été effectué à température décalée de façon variable par rapport au "transus bêta" réel de l'alliage: par exemple 110 C de moins que ce transus pour Al, et

40 C de moins pour El.

- K est un témoin centré dans l'analyse préconisée par FR 2 144 205 -

H est un autre témoin sans Sn et sans Zr, qui donne dans cette première

série une résistance mécanique et une tenue au fluage insuffisantes.

- la comparaison des résultats des 1 et 2 games montre l'importance d'un forgeage final débutant en béta. La comparaison des résultats des 2 et 3 gammes montre que l'accroissement de la température de début de ce forgeage final au-dessus du "transus bêta", entratnant ici une

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meilleure homogénéisation au préchauffage et une proportion plus grande du corroyage final dans le domaine béta, cause une augmentation notable de la résistance mécanique, avec par conséquent la possibilité d'obtenir un compromis de caractéristiques plus intéressant après ajustement des conditions de revenu. Ceci montre aussi ltimportance d'un réglage précis de la température de forgeage final par rapport au "transus béta" réel

de l'alliage.

- les alliages D, J et E paraissent particulièrement intéressants (résistance mécanique et tenue au fluage observées pour la 2 gamme),

sous réserve d'un réglage au-dessus de 550 C de la température de revenu.

Les deux premiers contiennent respectivement 2, 1 et 1,9 % de fer.

Deuxième série d'essais (Tableaux 7 à 9) On a élaboré de nouveaux lingots, avec des teneurs en A1 proches de $

% et des teneurs en Zr plus élevées que dans la première série d'essais.

Les compositions des cinq lingots choisis dans cet exemple sont données par le Tableau 7. Seul un lingot repéré FB contient du fer, à la teneur

de 1,1 %.

Chaque lingot a subi d'abord un premier dégrossissage à la presse en

béta à 1050 C du diamètre initial 9 200 mm au carré 40 mm.

On a déterminé les "transus béta" réels des cinq alliages à ce stade,

selon la méthode décrite pour la lère série d'essais.

Les carrés de 140 mm ont ensuite été forgés en carrés de 80 mm à partir d'un préchauffage à ("transus béta" - 50 C), puis repris en forgeage

final en plat de 70x30 mm en partant de ("transus bêta" réel + 30 C).

D'après les structures obtenues, la fin de ce forgeage était en alpha-

béta, à plus de ("transus bêta" - 80 C), pour tous les alliages sauf pour KB. On a observé en effet en micrographie de KB une structure tout

béta, avec contours des grains béta non modifiés.

Après le forgeage final, les ébauches corroyées à chaud obtenues ont été traitées thermiquement: mise en solution 1 h à ("transus bêta" de l'alliage - 30 C) suivie d'un refroidissement à l'air, puis revenu de

8 h à température (Tableau 8) choisie par une procédure spéciale.

Cette procédure consistait en des traitements de petits échantillons

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à des températures échelonnées, suivis de mesures de microdureté Hv 30 g et du tracé de la courbe de dureté en fonction de la température de traitement, la température choisie pour le revenu correspondant alors

au minimum de dureté + 10 %.

Les températures de forgeage final et des traitements thermiques sont rassemblées dans le Tableau 8. Les résultats des essais mécaniques figurent

dans le Tableau 9.

L'alliage KB a un allongement A % catastrophique, ce qui montre l'importance de terminer le forgeage final en alpha-béta (structure aiguillée avec liserés alpha), pour avoir une ductilité suffisante. Cet alliage pourrait présenter de l'intérêt si son forgeage final avait été

ralenti de façon à se terminer en alpha-béta.

Parmi les échantillons obtenus, FB et GB présentent les meilleurs compromis

des diverses propriétés y compris A % et la résistance au fluage à 400 C.

FB qui est le meilleur des deux, spécialement en fluage (38 h pour 0,5 % d'allongement) contient 5,4 %-d'Al - 4,2 % de Zr et 1,1 % de Fe. AB2 présente sur micrographie des ségrégations ("béta flecks") liées à sa teneur de 4,1 % en Cr, ce qui fait préférer des teneurs en Cr au plus égales à 2,5 %, sans que cette condition empêche d'obtenir de bonnes

propriétés (résultats de FB).

TABLEAU 1 - COMPOSITIONS (<1 série d'essais) I I l l "LANALYSE (% en masse) Rep. A1 Sn Zr HMo Cr I V Cr+V Fe I Si 0 I

-I

IA 4,27 2,13 1 3,21 1 2,04 1 <0,011 4,314,3| 2,15 1 <0,01 1 0,125

i I i I I I I I I I I I

ID 4,33 2,12 1 3,11 1 4,11 1 <0,011 4,26 1 4,26 1 2,13 1" 0,126 1

IE 3,96 2,00 3,14 4,05 4,28 1 4,00 18,28 I <0,011" 0,101

I I I i I I I I I I II

101 H 14,05 O 0O 3,99 1<0,011 3,91 15,94 1 2,031" 0,1241

I I I I I I I I I I I i

I J 4,09 2,00 2,94 1 3,95 1 1,99 1 <0,011 1,99 1 1,91 1" 0,119

IIIIIIIII I I I

I K 3,81 1,93 3,10 1 3,794,28 1 <0,011 4,28 | <0,011" 0,106

I I I I I I I I I I I i TABLEAU 2 - 1 série d'essais température de transus et température de forgeage et de traitements thermiques de la 1 gae ( C) Transus '"transus béta*" 1 GAMME | Rep. I béta réel (d'aprs |I Forgeage| Mise en I Revenu de 8h, I estimé I essais) I alphabétalsolution I avant essai

I A I 840 900 790 850 630

I

D 810 880 760 830 610

E 810 800 760 750 530

| H | I 760 880 710 830 610

301 J I 810 1 900 1 750 1 850 1 630

K 830 840 780 790 570

I I I I I I I

o c> vr I I I I! I I I I.1 I %- I I I 8918 0011 1OZII I zgI I 6ú |6IL'IZ 06 8 99019ZII q a 'nlT ap PeTXj l I I I I I I I I I UU IuamaTna I 1 69IL LI'Tg0991 Z1AL'9I(Z nalqui) 08I Z91 I 9 L ú LICI98C1 nuIA Il GIr Il 1 88111T1 C911i1T11|LTe9'l I9 i L8 I - IL 166901Z601I IH I I I I I I I i I II II I 58|011 OLOI0 008011iI úE9'O0 I91I L'SIZ 9L gI 0001IZOI I a -4 I I I I I I I I lT'-la (D005 -I *I I.II I I i I eIgqnsueI)I I 1 09IS I 95119911 1 I1úuo n o q I uonls '96 'IZ I 09I 8I ZII L911I I uISleusTnd i IIII I I I I I (Z nelqui) IIPq I t9 9 Iú1 I98c1 i 889'9-eqdlu aewaao&i' ZZ 69I 99 11 OIZI g56ZI I IV I Z 50'O Iz'e) (MAd) W) (edH)I (CmD/S) uo$lutIoJeuIIl" M"es ap I anodinod DIix%y 'odU u l suaSeanbTltpddsa ns ou qe Inu&.I I I I I asss4 8 u01Axsq0oatdaI nuaAaa sasde| 1(q) edN 009-Do009 DIOZ V sanbTueDu o m I ageuniap aduai.,I a I I I I I. I I I j_ _ _ _I_ o o (zX l I l l l I Is | B Za) Do0ooç no (ZV) I I z1 | L9 9 8 BTT 98ZI l DOS t q 8 nuoAZl ZI Ia 2 ITV' l(Do0 I 6LZ 819 1 9'0 I OT I 09SI Il -,_"s q ensual,,)I I ::e III I I I qI quoTlom ut I IOT * ll l l | zB "'e q- eqdle (D)oOI + 4q neue) I I Il I |' I|1 C "7 | úú7I 98J71 I 'I p îeuu;. 2,.21; I zq zi l gli ç4t ap lel 820 0 ZR I L! I L'OZ C' ú6 I úll 90ZI I ZV

I I I, I, I I I I

II I I (U (U)I (Bd) u sII I U p I IZ 'O I Z O M IZod I u I I uoTs.o;sue I ou:a I _ III I I I suas in SUOTIeAaagqo | ad>g (4) Fd& 009 DoOZ sanbTueoIm DoO07 agenTd sanbT&sToeD amS oZ 69Tgeoap aoTli oT.bUl - eobTe, nbT3 3wnviV'l' TAILAU 5 - Caractéristiques mécaniques s 1 série d'essais, 3 gaMme II I I Caractéristiques mécaniques à 20 C Observations sur Rm (MPa) | RpO,2 (MPa) I A % Repère transformation Sens I I I.__ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _I I__ _i__ _I I I I A3 L I rupture en cours de mise en traction I 1D3 forgeage final de L 1716 1665 I 0,50 I I <("transus béta" + I E3 30 C) à alpha-béta, L 1530 1438 1 1,66 mise en solution lh

à ("transus béta" -

I l 30 C) et R.Air, et J3 revenu 8h à 550 C | L rupture en cours de mise en traction (I A3) ou 500 C (D3 à I I

I K3 K3) L 1390 1224 I 5,00

It I I I II l l l l l l l - TABLEAU 7 - Compositions (2 série d'essais) I I Analyse (% en masse) Rep. A 1 Sn Zr Mo Cr | V Cr+V| Fe [ Si 1 0 II I I i. I I I I I

AB2 5,2 2,0 3,9 I 3,9 | 4,1 1<0,01 I 4,1 1<0,011 <0,01 | 0,073 1

I I I I I I I 1, 1 I 1 I

I CB 4,7 1,7 3,7 1,8 2,0 1 2,0 1 4,0 1<0,011 " 0,068 1

II I. I I I

FB 1.5,4 2,0 1 4,2 1 4,0 1 2,1 1<0,01 1 2,1 1,1 " 1 0,072

II I I I I I I I II I

0lI GB | 4,6 | 2,0 1 3,7 I 3,5 | 1,9 | 1,8 I 3,7 1<0,011 " 0,071 1

I I I I I I I II I

KB | 5,5 | 2,9 I 5,0 4,2 4,2 I 4,1 I 8,3 1<0,011 " 0,082 |

II I I I I I I I I I i TABLEAU 8 - 2 série d'essais:transus bêta" réels, températures de forgeage final et des traitements thermiques ( C)

201 I I I I

I I AB2 I CB I FB I GB I KB

| "Transus béta" réel | 870 1 900 1 880 1 870 1 880 1 I Début forgeage final I I I I I 251 (="tr.béta" + 30 C) 900 1 930 1 910 1 900 1 910 I I i I I I I Fin forgeage final <870 <900 1 <880 1 <870 i béta IMise en solution I I ("transus bêta" + 30 C) 840 870 850 840 850 Revenu 600 560 620 580 600 o %o Vc11ue I 6"0 I SLZI Lú1 I I I*L8sZO)I I 0 9Zl9 I SúZI 8Zú1 1 (L nw.lqe.ZoA) i i 0oOZ9 3m 09S a1a I I | IS S'T I SI {1 IIE[ i. ue aloloqoani Ia lúZ Z I L i '98 TIT IZI IZI i -pdmWl Y 48 nuaaai D le alVy' la (DoOú I I I C I "1' I 6Bi '76l ZL1 I L -.3?qsnoUeal,,) I| 8[ ú ' 89I IS 6'9 ' 90Z I L6I I I v qI uotlnlosI I I I IIIII ue 9sTm (Igx jnod SL ZIS 601 LLII & i nse) 3p4q-eqdl I Z81 LZ 08 9'L 9Z01 6111 I I (DOC + <, Plyq sneRaD _ul:") aop IeUTl as 19 I '0 66Z1I 19[1 I & -isa3ot <weq-eqdle I ll I II 9 08l I 89I I o I.2eao tadeI li

I I I I I. I I I I

I I I C1aUH) I I <"od) I I I. I I ISlO Zo'0 DIX I y Z 'odï|(eadK) maI uolu.o3suea I I| I| J| I| I|suas ans suoTiv3Aeeqod'ld I 4(q) eaR 009 DoOZsanbtueom l DoO00 agenla se&nbTispaalaD etesaep ala8e oZ s sUaabtueoy[ Yobl, 6. V&

26 1 4 0 4 0

REVDEWICATIOES

1. Procédé de fabrication d'une pièce en alliage de titane comprenant les étapes suivantes: a) on élabore un lingot de composition (% en masse): A1 3,8 à 5,4 - Sn 1,5 à 2,5 - Zr 2,8 à 4,8 - Mo 1,5 à 4,5 - Cr inférieur ou égal à 2,5 et Cr+V 1,5 à 4,5 - Fe < 2,0 - Si < 0,3- 0 < 0,15 Ti et impuretés: le solde; b) on effectue un corroyage à chaud du lingot, comprenant un corroyage de dégrossissage de ce lingot donnant une ébauche à chaud, suivi d'un corroyage final d'une portion au moins de cette ébauche précédé d'un préchauffage dans le domaine béta, ce corroyage final donnant une ébauche de pièce; c) on effectue un traitement thermique de mise en solution solide de l'ébauche de pièce corroyée à chaud, en la maintenant à température comprise entre ("transus béta" réel - 40 C) et ("transus béta" réel -10 C) puis en la refroidissant à l'ambiante; d) on effectue ensuite sur l'ébauche de pièce ou sur la pièce obtenue à partir de cette ébauche un traitement thermique de revenu de 4 h à

12 h entre 550 et 650 C. 2. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que, au plus tard

avant l'étape c), on détermine expérimentalement le "transus béta" réel de l'alliage corroyé à chaud à partir d'échantillons prélevés au cours

du ou après le corroyage à chaud.

3. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que A1= 4,5 à ,4 Sn- 1,8 à 2,5 et Zr- 3,5 à 4,8.

4. Procédé selon la revendication 3, dans lequel Zr- 4,1 à 4,8.

5. Procédé selon l'une quelconque des revendications 1, 3 ou 4, caractérisé

en ce que Mo= 2,0 à 4,5 et Cr- 1,5 à 2,5.

6. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que Fe < 1,5.

7. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que 0 - 0,07 à 0, 13.

8. Procédé selon l'une quelconque des revendications 1 et 3 à 7,

caractérisé en ce que Fe- 0,7 à 1,5.

9. Procédé selon l'une quelconque des revendications 1 à 8, caractérisé

en ce que on commence le corroyage à chaud final de l'ébauche ou portion d'ébauche en le commençant à température supérieure d'au moins 10 C au "transus béta" réel et en le terminant à température inférieure à ce "transus béta", tout ce corroyage se faisant à plus ou moins 60 C dudit

"transus béta".

10. Procédé selon la revendication 9 caractérisé en ce qu'on effectue le corroyage à chaud final de l'ébauche ou portion d'ébauche en le commençant à une température comprise entre ("transus béta" réel + 20 C) et ("transus béta" réel + 40 C) et en le terminant à température inférieure

à "transus béta" et au moins égale à ("transus béta" réel - 50 C).

11. Procédé selon la revendication 10, caractérisé en ce que on termine le corroyage à chaud final à température comprise entre ("transus béta"

réel - 10 C) et ("transus béta" réel - 40 C).

12. Procédé selon l'une quelconque des revendications 1 à 11, caractérisé

en ce qu'on effectue au moins la fin du corroyage de dégrossissage du lingot i température comprise entre ("transus béta" réel - 100 C) et

("transus béta" réel - 20 C).

13. Procédé selon la revendication 11, caractérisé en ce qu'on effectue sur l'ébauche de pièce ou sur la pièce obtenue à partir de cette ébauche

un revenu de 6 à 10 h entre 570 et 640 C.

14. Procédé de fabrication d'une pièce en alliage de titane comprenant les étapes suivantes s al) on élabore un lingot de composition (Z en masse): A1 4,5 à 5,4 - Sn 1,8 i 2,5 - Zr 3,5 à 4,8 - No 2,0 à 4,5 - Cr 1, 5 à 2,5 - et Cr+V 1,5 à 4,5 - Fe 0,7 à 1,5 - 0 0,07 à 0,13 - Tiet impuretés s le solde; bl) on effectue un corroyage de dégrossissage du lingot donnant une ébauche à chaud finale, dont la fin au moins comprend un forgeage à température comprise entre ('transus béta" réel - 100 C) et ("transus béta" réel - 20 C), le taux de corroyage de ce forgeage étant au minimum de 1,5; cl) on détermine expérimentalement ladite température "transus bêta" réel de l'alliage corroyé à chaud,- à partir d'échantillons prélevés sur cette ébauche à chaud forgée; dl) on effectue un corroyage final de cette ébauche par forgeage et/ou matriçage commençant à une température comprise entre ("transus bêta" réel + 20 C) et ("transus béta" réel + 40 0C) et en le terminant à température comprise entre ("transus béta" réel - 40 C) et ("transus bêta" réel -10 C) ; el) on effectue un traitement thermique de mise en solution solide de l'ébauche de pièce corroyée à chaud ainsi obtenue, en la maintenant à température comprise entre ("transus bêta" réel - 40 C) et ("transus béta" réel - 10 C) puis en la refroidissant à l'ambiante; fl) on effectue ensuite sur l'ébauche de la pièce ou sur la pièce obtenue à partir de cette ébauche un traitement thermique de revenu de 6 h à

h à température comprise entre 580 et 630 C.

15. Procédé selon la revendication 14, caractérisé en ce que Zr = 4,1

à 4,8.

16. Pièce en alliage de titane ayant la structure et les caractéristiques mécaniques suivantes: A) structure fine et régulière alpha-béta; B) composition (% en masse): Al 4,5 à 5,4 - Sn 1,8 à 2,5 - Zr 3,5 à 4,8 - Mo 2,0 à 4,5 - Cr 1,5 à 2,5 - Cr+V = 1,5 à 4,5 - Fe 0,7 à 1,5 - 0 0,07 à 0, 13 - Ti et impuretés

: le solde.

C) Rm > 1200.MPa 1po,2 >, 1000 lPa

A % >, 5

KlC à 20 C >.

45 XPa.VW fluage à 400 C sous 600 MPa: 0,5 % en plus de 200 h.