FR2640285A1 - Article et alliage a base de nickel resistant a la croissance des fendillements par fatigue et leur procede de fabrication - Google Patents

Abstract

On propose un article présentant une meilleure résistance à la croissance des fendillements par fatigue grâce à un superalliage perfectionné à base de nickel et à un procédé perfectionné qui permet de contrôler le diamètre des grains et la vitesse de déformation considérée comme critique dans le traitement. On choisit l'alliage de façon qu'il ait une teneur en gamma prime comprise dans la plage allant d'environ 30 à 46 % en volume et une certaine résistance aux fendillements lors d'un refroidissement rapide entre la température sélectionnée de la mise en solution en supersolvus et une température choisie pour le refroidissement rapide. L'article ainsi obtenu présente un équilibre et une combinaison meilleurs de la résistance à la croissance des fendillements par fatigue, de la résistance à la traction, du fluage et de la rupture par contrainte. Application à la fabrication d'articles devant avoir de meilleures propriétés, par exemple les composants des moteurs à turbine à gaz des avions.

Description

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La présente invention concerne un article perfec-

tionné en superalliage à base de nickel, un alliage et un procédé et, plus particulièrement, un article de ce type offrant la combinaison d'une résistance élevée à la traction et d'une haute tolérance aux défauts pour emploi dans une gamme de températures allant de la température ambiante à

une température d'environ 750 C.

La résistance aux températures élevées des super-

alliages à base de nickel durcis par précipitation a poussé à leur vaste utilisation dans les composants des moteurs à turbine à gaz des avions. Pour des composants tels que les

disques et joints des turbines, le développement des maté-

riaux perfectionnés en superalliages à base de nickel a eu historiquement pour objet d'obtenir une valeur plus élevée

pour la résistance à la traction, le fluage, et la résis-

tance à la rupture. Des améliorations de ces propriétés peu-

vent permettre de plus grandes performances et un meilleur rendement du moteur. Ces dernières années, il y a eu une demande de plus en plus grande pour une augmentation de la résistance à la fatigue. Ce besoin a pour origine le profond

désir de définir avec précision la durée de vie des compo-

- 2 - sants et d'établir la durabilité du moteur. L'amélioration de la résistance à la fatigue a pour effet de réduire les coûts des cycles de vie et la fréquence des inspections d'entretien. On a également observé que la sensibilité à la rupture de fatigue augmente généralement avec la valeur de la résistance mécanique du matériau et les températures de

fonctionnement des composants. Dans certains cas, les compo-

sants critiques des disques ont même subi une limitation en

matière de fatigue, attirant l'attention sur la caractérisa-

tion des propriétés relatives à la fatigue et sur l'amélioration pendant les programmes de développement des

alliages et des procédés.

Les méthodologies courantes de la conception des

disques de turbines utilisent généralement les caractéris-

tiques de fatigue ainsi que les propriétés classiques en matière de résistance à la traction, de fluage, et de rupture pour contrainte pour les analyses de dimensionnement et de durée de vie. Dans de nombreux cas, le moyen le plus approprié pour quantifier le comportement à la fatigue dans le cadre de ces analyses est de procéder à la détermination

de la vitesse de croissance des fendillements, vitesse don-

née par la mécanique des fractures élastiques linéaires (dans cette mécanique, la vitesse de propagation par cycle des fendillements par fatigue (da/dN) est une fonction à

seule valeur qui peut être décrite par la gamme des intensi-

tés des efforts, delta K, définie par Kmax-Kmin.

Delta K sert de facteur d'échelle pour définir l'intensité du champ des efforts à la pointe d'un fendillement et est donné par la formule générale suivante: delta K = f(effort,

longueur du fendillement, et géométrie).

Pour améliorer les disques, il est devenu souhai-

table de mettre au point et d'utiliser des matériaux qui présentent des vitesses de croissance des fendillements, lentes, stables, en même temps qu'une valeur élevée pour la résistance à la traction, le fluage, et la rupture par - 3 - effort. La mise au point de nouveau matériaux en alliages à base de nickel offrant simultanément des perfectionnements et/ou un équilibre approprié en matière de résistance à la traction, de fluage, de rupture par effort, et de résistance à la croissance des fendillements par fatigue, essentielle pour les progrès des turbines à gaz des avions, présente un défi important. Le défi est dû à la compétition entre les microstructures désirables, les mécanismes de renforcement, et les caractéristiques des compositions. On donne ci-après des exemples typiques d'une telle compétition: 1) un diamètre fin pour les grains, par exemple un diamètre inférieur à la valeur 10 de l'American Society For Testing

Materials (ASTM), est généralement souhaitable pour amélio-

rer la résistance à la traction alors d'un diamètre plus grossier, par exemple un diamètre supérieur à environ 10 de l'ASTM, permet d'améliorer le fluage, la rupture par effort, et la résistance à la croissance des fendillements; 2) des petits précipités pouvant être cisaillés sont souhaitables

pour améliorer la résistance à la croissance des fendille-

ments par fatigue dans certaines conditions, alors que des précipités résistant au cisaillement sont souhaitables pour obtenir une valeur élevée de la résistance à la traction;

3) une contrainte élevée de cohérence entre matrice et pré-

cipité est désirable pour obtenir une haute résistance à la traction, alors qu'une faible contrainte de cohérence est

généralement souhaitable pour une bonne stabilité, la résis-

tance à la rupture par fluage, et probablement une bonne résistance à la croissance des fendillements par fatigue; 4) des quantités généreuses d'éléments réfractaires, tels

que W, Ta ou Nb, peuvent sensiblement améliorer la résis-

tance mais doivent être utilisés de façon modérée pour évi-

ter l'augmentation fâcheuse de la densité des alliages.

Dès qu'on a identifié dans des études à l'échelle du laboratoire des compositions présentant des propriétés mécaniques attractives, il y a aussi un défi considérable -4-

pour transférer avec succès cette technologie à la produc-

tion à grande échelle, par exemple à la fabrication des disques de turbine ayant des diamètres atteignant, sans que cela soit limitatif,60 cm. Ces problèmes sont bien connus en métallurgie. On n'a pas encore signalé l'existence de super-

alliages à base de nickel qui fournissent un meilleur équi-

libre, bénéfique, de la résistance mécanique, du fluage, de la rupture par effort, et de la résistance à la croissance

des fendillements par fatigue, ou une combinaison de procé-

dés d'alliage qui permettraient une mise en oeuvre dans une production à pleine échelle et une utilisation pratique d'un

tel alliage en ingénierie.

En bref, la présente invention, dans l'un de ses modes de réalisation, propose un procédé de fabrication d'un article en superalliage à base de nickel dans lequel le superalliage est travaillé dans une gamme spécifique des

vitesses de déformation afin d'éviter une croissance anor-

male, voire critique, des grains. Une forme plus spécifique de la présente invention prévoit un procédé de fabrication d'un article à partir d'un superalliage à base de nickel renforcé par précipitation gamma prime qui comporte environ - 30-46 % en volume de gamma prime, qui a une vitesse de

déformation critique prédéterminée pour des conditions ulté-

rieures de travail pré-sélectionnées, et qui offre une résistance aux fendillements par refroidissement permettant

une opération rapide de refroidissement ne créant pratique-

ment aucun fendillement à partir d'une température de mise

en solution à haute température (dite "supersolvus") conve-

nant à une température pré-sélectionnée de refroidissement rapide. Le procédé comprend l'étape consistant à travailler le superalliage aux conditions de travail et à une vitesse de déformation non supérieure à une vitesse de déformation

critique pré-déterminée Ec pour fournir une structure tra-

vaillée ayant un diamètre des grains sensiblement non infé-

rieur a environ la valeur 10 de la norme ASTM, en même temps que des précipités qui comprennent du gamma prime et des carbures MC. Alors, cette structure travaillée qui a été préparée est chauffée à la température de mise en solution supersolvus qui convient pour mettre en solution la quasi totalité du gamma prime et non des carbures MC et pour rendre plus grossiers les grains de manière uniforme (c'est à dire une absence importante de la croissance critique des grains) et les porter à un diamètre moyen compris dans la plage d'environ 2-9 de l'ASTM. La résistance du superalliage

aux fendillements par refroidissement permet un refroidisse-

ment rapide de la structure ainsi créée jusqu'à une tempéra-

ture de refroidissement permettant une nouvelle précipita-

tion du gamma prime sans fendillement important de la struc-

ture. Après un tel traitement, la structure peut subir une opération de vieillissement afin de fournir un article ayant un équilibre et une combinaison améliorés, bénéfiques, des caractéristiques de résistance à la traction, de fluage, de rupture aux efforts et de résistance à la croissance des fendillements par fatigue, en particulier dans le but de l'utiliser entre la température ambiante et une température

de l'ordre de 750 C.

La fourniture du superalliage à base de nickel ayant une teneur en gamma prime dans la gamme 30-46% en volume, de préférence dans la gamme 33-46% en volume, avec une composition et un diamètre des grains se traduisant par une sensibilité à la vitesse de déformation, m, d'au moins 0,3 aux conditions de travail, en même temps qu'une certaine résistance aux fendillements par refroidissement, permet la

mise en pratique du procédé de la présente invention.

On décrira maintenant la présente invention, à titre d'exemple, en liaison avec les dessins d'accompagnement, dans lesquels: La figure 1 est une représentation graphique de la

résistance plastique en fonction de la vitesse de déforma-

- 6 - tion d'un alliage A à diverses températures, et un diamètre

moyen des grains égal à environ 12 de l'ASTM, diamètre pou-

vant atteindre la valeur 10 de l'ASTM;

La figure 2 est une comparaison graphique du para-

mètre m de la sensibilité et de la vitesse de déformation pour l'alliage A, ayant un diamètre moyen des grains d'environ 12 de l'ASTM, le diamètre pouvant atteindre la valeur 10 de l'ASTM; La figure 3 est une comparaison graphique de la

résistance plastique en fonction de la vitesse de déforma-

tion pour l'alliage A, à diverses températures et à un dia-

mètre moyen des grains d'environ 9 de l'ASTM, le diamètre pouvant atteindre la valeur 7 de l'ASTM;

La figure 4 est une comparaison graphique du para-

mètre m de la sensibilité à la vitesse de déformation et de la vitesse de déformation pour l'alliage A, avec un diamètre moyen des grains d'environ 9 de l'ASTM, le dimaètre pouvant

atteindre la valeur 7 de l'ASTM.

La présente invention dans l'un de.ses modes de

réalisation est basée sur la combinaison unique de la compo-

sition et du traitement d'un superalliage à base de nickel.

La combinaison fournit, de façon reproductive, un équilibre remarquable entre les caractéristiques de résistance à la traction, et de fluage, de rupture par contrainte, et de croissance des fendillements par fatigue, permettant son utilisation plus particulière dans la réalisation d'articles nécessitant une résistance mécanique élevée, une excellente résistance à la fatigue entre la température ambiante et au moins 750 C. Une forme particulièrement importante de la présente invention est la fabrication d'un article par les techniques de la métallurgie des poudres comprenant

l'extrusion à chaud pour consolidation, le forgeage isother-

mique dans une forme presque nette pour travail et ensuite les traitements de mise en solution à haute température (dite "supersolvus"), de refroidissement rapide, et de

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vieillissement que l'on a mentionnés ci-dessus.

Dans un mode de réalisation préféré de la composi-

tion du superalliage à base de nickel selon la présente

invention, Al et Ti sont les éléments principaux qui se com-

binent avec Ni pour former la quantité désirée du précipité gamma prime, principalement Ni3 (Al,Ti). Les éléments Ni,

Cr, W, Mo et Co sont les éléments principaux qui se combi-

nent pour former la matrice gamma. Le carbure principal à haute température ainsi formé est le type MC dans lequel M est principalement Nb, Zr et Ti. Avec ce type d'alliage, le

procédé de la présente invention fournit des étapes détermi-

nantes de travail ou de déformation pour fournir une struc-

ture travaillée ayant un diamètre des grains non supérieur à la valeur d'environ 10 de l'ASTM. Alors, cette combinaison structure-alliage est entièrement en solution (à l'exception des carbures à haute température) à une température du supersolvus alors que la structure des grains travaillés recristallise simultanément et grossit uniformément jusqu'à un diamètre moyen des grains d'environ 7 de l'ASTM, avec une gamme d'environ 2-9 (ASTM). Tels qu'ils sont utilisés ici, les termes "uniformément", "uniforme", etc. s'agissant de la croissance des grains signifient l'absence réelle d'une croissance critique des grains. Une forme de la présente invention ayant la préférence fournit un contrôle minutieux de la vitesse de refroidissement à partir de la température

de mise en solution supersolvus dans un processus de refroi-

dissement rapide.

On appréciera davantage la présente invention par

la compréhension et la définition des termes que l'on uti-

lise. Dans le présent mémoire, la référence aux diamètres

ASTM des grains est conforme à une norme et une échelle éta-

blies et publiées par l'American Society for Testing

Materials. De plus, la vitesse de déformation est considé-

rée, selon la présente invention, comme déterminante. Par 35. conséquent, le terme Ec utilisé ici signifie une vitesse de

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déformation critique qui, lorsqu'elle est dépassée pendant les étapes de déformation/travail, et accompagnée d'une valeur suffisante de la déformation totale se traduira par

une croissance critique des grains après traitement ther-

mique en supersolvus dans les emplacements o Ec a été dépassé. On peut déterminer Ec pour un alliage donné en

déformant des échantillons d'essai dans des conditions dif-

férentes de la vitesse de déformation. Alors, les échantil-

lons travaillés sont traités thermiquement au dessus de la température du solvus gamma prime (par exemple, en général environ 25 C au dessus de la température "solvus") et au dessous de la température d'ébullition naissante de l'alliage. On appelle ici un tel traitement thermique "supersolvus" en ce qui concerne le chauffage, le traitement thermique etc... La valeur exacte de Ec peut également dépendre de la valeur de la déformation conférée à l'échantillon à une vitesse de déformation donnée, d'o il résulte qu'on peut observer la croissance critique des grains après traitement thermique "supersolvus". Selon la

présente invention, une structure de superalliage ou élé-

ment, par exemple sous forme de billette ou de comprimé obtenu par la métallurgie des poudres, avec un diamètre des grains non supérieur à environ la valeur 10 de l'ASTM, est travaillée ou déformée, avant le traitement thermique, à une vitesse de déformation inférieure à une vitesse critique prédéterminée de déformation, Ec, qui se traduira par une

croissance critique des grains. Alors, la structure travail-

lée est traitée thermiquement en supersolvus.

La valeur de Ec dépend de la composition et de la microstructure dans la présente invention: la teneur en

gamma prime est calculée ici, en conformité avec les résul-

tats expérimentaux, comme se trouvant dans la gamme comprise entre environ 30 et 46% en volume et le diamètre des grains après le travail n'est pas supérieur à environ 10 de l'ASTM;

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Selon le mode de réalisation de la présente inven-

tion, associé plus spécialement à un alliage A qu'on décrit ultérieurement, il y a une relation critique entre la vitesse de déformation, une croissance anormale des grains, et la résistance plastique à haute température. Par exemple,

en utilisant les valeurs de la résistance plastique en fonc-

tion de la vitesse de déformation pour un alliage donné, on détermine un paramètre "m" de la sensibilité à la vitesse de

déformation par l'expression d[In (résistance plas-

tique)]/d[In (vitesse de déformation)] et le représente gra-

phiquement en fonction de la vitesse de déformation. Selon un mode de réalisation de la présente invention, certains alliages avec une valeur "m" de la sensibilité à la vitesse

de déformation, à des conditions pré-sélectionnées de tra-

vail, d'au moins environ 0,3 pour une vitesse de déforma-

tion donnée ne se traduiront par une croissance anormale, critique, des grains à la vitesse de déformation choisie: l'alliage se déformera d'une façon superplastique par contraste avec des alliages ayant une valeur "m" inférieure

à environ 0,3 n'ayant pas une déformation superplastique.

Un exemple de ces déterminations, effectuées pen-

dant l'évaluation de la présente invention, a employé un superalliage à base de nickel renforcé par précipitation

gamma prime, qu'on appelle ici alliage A, ayant une composi-

tion nominale en pourcentage en poids de 12-14 Co; 15-

17 Cr; 3,5-4,5 Mo; 3,5-4,5 W; 1,5-2,5 Al; 3,2-4,2 Ti; 0,5-1 Nb; 0,01-0,04 B; 0,01-0,06 C; 0,01-0,06 Zr, jusqu'à environ 0,01 V, jusqu'à 0,3 Hf, jusqu'à 0,01 Y, le reste étant essentiellement Ni et les impuretés accidentelles. On a estimé la température solvus du gamma prime comme étant dans la gamme à 1065-1175 C, généralement dans la gamme allant d'environ à 1105 à 1120 C pour environ 40 % en volume de gamma prime. La teneur en gamma prime se trouvait dans la gamme allant d'environ 33 à 46 % en volume. On a obtenu une certaine forme de l'alliage, identifiée par alliage A dans

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le tableau 1 ci-dessous et ayant un diamètre moyen d'environ 12 de l'ASTM, diamètre pouvant atteindre 10 (ASTM); on l'a usinée pour obtenir un échantillon conique d'essai à la

traction et a inscrit des lignes circonférencielles de réfé-

rence. On a déformé l'échantillon à la température ambiante jusqu'à une déformation plastique nominale de 10%. On a mesuré les déformations plastiques incrémentielles entre les lignes de référence et on les a représentées graphiquement en fonction de la longueur établie par cale étalon. On a observé que la déformation plastique augmentait avec la diminution du diamètre, établi par cale étalon, de l'échantillon. Cet échantillon conique, qui avait été

déformé à la température ambiante, fut alors traité thermi-

quement en supersolvus à une température d'environ 1150 C

pendant environ 1 heure et refroidi à l'air jusqu'à la tem-

pérature ambiante. Après découpe et polissage de l'échantillon, la macrostructure présentait nettement un gradient d'augmentation du diamètre des grains avec l'accroissement de la déformation. On a observé que la croissance critique des grains s'amorçait dans une zone de 6 à 8 % de la déformation plastique o le diamètre des grains était d'environ 3 (ASTM), (environ 1 mm de diamètre pour les

grains). Sur la base de ces modes opératoires, on a déter-

miné que l'alliage A présenterait -ne croissance anormale des grains en le soumettant à une déformation critique dans la plage 6-8% à la température ambiante. Cependant, dans un autre mode opératoire, on a observé que lorsque l'échantillon conique de l'alliage A était déformé à la même déformation nominale de 10% à une température élevée d'environ 1060 C au lieu de la température ambiante, l'échantillon d'essai à la traction conservait un diamètre moyen des grains d'environ 7 (ASTM) et ne présentait pas une

croissance anormale des grains à la suite de ce même traite-

ment thermique. Même une augmentation de la déformation

nominale de 10% à 25% ne produisait pas une croissance cri-

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tique des grains lorsqu'un échantillon conique d'alliage A

était déformé à une température d'environ 1060 C.

Ces résultats montrent que la seule déformation n'est pas la variable principale pour prédire une croissance anormale des grains surtout lors d'une déformation à des températures élevées. La présente invention constate, d'une manière inattendue, que la croissance critique des grains est avant tout fonction de la vitesse de déformation locale à l'intérieur d'une structure ou article, au lieu de la déformation totale, lors d'un mode opératoire de travail/déformation à température élevée. Par conséquent, la

présente invention reconnaît qu'il existe une vitesse cri-

tique de déformation Ec qui, lorsqu'elle est dépassée pen-

dant le processus de travail, se traduira par une croissance critique des grains dans les endroits localisés o Ec est dépassé. On a observé que dans un diagramme logarithmique de la résistance plastique en fonction de la vitesse de déformation, Ec est situé soit dans une zone (zone 3) qui ne présentera pas une déformation superplastique, soit dans une transition entre la zone 3 et une zone (Zone E) qui présente la déformation superplastique. De telles zones telles que les zones 2 et 3 sont bien connues dans la littérature de la métallurgie concernant la superplasticité. Comme on l'a indiqué ci-dessus, la valeur exacte de Ec peut également dépendre de la valeur de la déformation conférée à un

article ou structure à la vitesse de déformation.

Les observations précédentes ont été faites à la

suite d'évaluations conduites avec l'alliage A mentionné ci-

dessus en utilisant des échantillons standard pour résis-

tance à la traction et des composants forgés isothermique-

ment à pleine échelle provenant de moteurs à turbine à gaz pour les avions. Initialement, la résistance plastique en fonction de la vitesse de déformation de l'alliage était

caractérisée à diverses températures du forgeage isother-

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mique de la façon représentée graphiquement en figure 1 pour une billette de 7,5 cm de diamètre travaillée par extrusion au dessous du solvus gamma prime et ayant un diamètre moyen des grains d'environ 12 ASTM, le diamètre pouvant atteindre 10 ASTM. A partir de ces valeurs, on a représenté graphique- ment en fonction de la vitesse de déformation le paramètre "m" de la sensibilité à la vitesse de déformation, identifié ci- dessus, et défini par l'expression d [In (résistance plastique)]/d [In (vitesse de déformation)]. Cette courhe est représentée en figure 2. On a incorporé dans la figure 2 une ligne horizontale correspondant à "m" = 0, 3. Selon la présente invention, certains alliages, tels que l'alliage A,

avec une valeur "m" de la sensibilité à la vitesse de défor-

mation d'au moins environ 0,3 aux conditions de travail pour

une vitesse de déformation donnée n'auront par une crois-

sance anormale, critique, des grains à la vitesse de défor-

mation sélectionnée.

A titre d'autres exemples des découvertes de la présente invention, on a déformé des échantillons standards de traction en alliage A à une température d'environ 1070 C à des vitesses de 0,6 pouce/pouce/mn ("m" = 0,42) dans la zone superplastique II jusqu'a un diamètre moyen des grains d'environ 12 ASTM, diamètre pouvant atteindre environ 10 (ASTM), et à une vitesse de 6 pouces/pouce/mn ("m" 0,25) dans la zone non-superplastique III jusqu'à un diamètre moyen des grains de 12 ASTM, diamètre pouvant atteindre 10 ASTM. Après un traitement thermique en solution supersolvus

à une température de 1150 C pendant 1 heure et refroidisse-

ment à l'air jusqu'à la température ambiante, l'échantillon déformé dans la zone III présentait une croissance anormale des grains jusqu'à un diamètre de -3 ASTM, alors que

l'échantillon déformé dans la zone II n'en souffrait pas.

Dans un autre exemple de l'évaluation de la pré-

sente invention, on a obtenu des valeurs pour la résistance plastique et la valeur "m" en fonction de la vitesse de

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déformation pour l'alliage de A à partir d'une billette de 23 cm de diamètre. On a forgé des disques à l'échelle I de moteurs de turbine à gaz à diverses vitesses de déformation

et températures au dessous du solvus du gamma prime de 1105-

1120 C jusqu'à un diamètre moyen des grains d'environ 12

ASTM, diamètre pouvant atteindre 10 (ASTM). Les disques for-

gés aux vitesses de déformation de la zone II ne présen-

taient aucune croissance anormale des grains. Les disques forgés aux vitesses de déformation dans la transition entre

la zone 2 et la zone 3 au-dessus de la vitesse de déforma-

tion critique Ec souffraient d'une croissance importante

anormale des grains atteignant -3 ASTM.

Superposé aux découvertes précédentes, il y a le fait que la vitesse de déformation critique nécessaire pour

produire une croissance anormale des grains est très sen-

sible à la microstructure, en particulier au diamètre des grains. Avec certains alliages, cette sensibilité est liée à

la forte dépendance de la résistance plastique, par conse-

quent de la valeur de "m", vis à vis du diamètre des grains.

Par exemple, dans l'exemple qu'on a discuté ci-dessus en

liaison avec une billette d'un diamètre de 23 cm, le dia-

mètre moyen des grains de l'échantillon est égal à environ 12 ASTM, diamètre pouvant atteindre 10 ASTM. On a observé que si on grossissait le diamètre des grains jusqu'à une valeur moyenne d'environ 9 ASTM, diamètre pouvant atteindre 7 ASTM, le comportement résultant en matière de déformation change pour l'alliage A pour prendre celui indiqué dans la représentation graphique des figures 3 et 4. On remarquera la position de la ligne m = 0,3 en figure 4. Par conséquent, pour une vitesse de déformation donnée, un diamètre plus grossier des grains, une résistance plastique plus élevée, en particulier aux faibles vitesses de déformation comme cela est représenté en figure 3. De plus, la pointe dans la courbe de "m" en fonction de la vitesse de déformation se - décalera vers la gauche du graphique (faibles vitesses de

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déformation) avec l'augmentation du diamètre des grains. Par conséquent, une caractéristique de la présente invention est de fournir une structure travaillée avec un fin diamètre des grains, diamètre défini ici comme ne dépassant pas environ la valeur 10 de l'ASTM. Une vaste variété de résultats publiés ont permis d'observer, et cela est généralement admis dans les arts métallurgiques, que dans les superalliages à base de nickel

du type général de l'alliage A, une augmentation du pourcen-

tage en volume de gamma prime accroît la résistance aux

hautes températures. Par conséquent, certains des superal-

liages à base de nickel développés des plus récemment pour fonctionnement dans les hautes températures des moteurs à turbine à gaz comprennent des teneurs en gamma prime d'au moins environ 50 pourcents en volume et généralement une teneur plus élevée pour améliorer la résistance. La valeur de gamma prime dans un superalliage à base de nickel et la température du supersolvus pour mise en solution-sont liées à la sensibilité au fendillement de l'alliage lors du refroidissement rapide après mise en solution de manière à augmenter les caractéristiques derésistance. Plus la teneur en gamma prime est élevée et par conséquent la température solvus de gamma prime, plus le choc thermique sera grand ainsi que la variation de la déformation interne car le gamma prime précipite lors du refroidissement. Le résultat d'une telle valeur plus élevée pour gamma prime est une plus grande susceptibilité au fendillement d'un élément pendant le refroidissement rapide à partir d'une mise en solution à supersolvus. Lors de l'évaluation de la présente invention, on a étudié divers superalliages à base de nickel quand à leur sensibilité aux fendillements par refroidissement. Les tableaux I et II suivants identifient certains de ces

alliages, y compris l'alliage A, dont il est question ci-

dessus, et donnent la résistance et la sensibilité aux fen-

dillements par refroidissement.

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TABLEAU I

COMPOSITION NOMINALE DE L'ALLIAGE

0,015 % B; 0,05 % C; 0,05 % Zr; Reste Ni et impuretés accidentelles ELEMENTS (poids en %) GAMMA PRIME Alliage Co Cr Mo W Ta Al Ti Nb Hf Solvus ( C) Vol%

A 13 16 4 4 - 2,1 3,7 0,7 - 1105-1120 40

B 8 13 3,5 3,5 - 3,1 2,3 3,1 0,2 1125-1140 45

C 8 13 3,5 3,5 - 3,5 2,5 3,5 - 1150-1160 50

D 15 10 3 - 4,5 4,9 2 2,4 - 1200-1220 61

TABLEAU II

RESISTANCE ET SENSIBILITE AUX FENDILLEMENTS

PAR REFROIDISSEMENT

RESISTANCE MOYENNE A LA

GAMMA FENDILLEMENT LA TRACTION A 400 C

ALLIAGE PRIME PAR REFROI- Limite élastique Résistance à (Vol%) DISSEMENT 0,02 % (MPa) à la rupture par traction (MPa)

A 40 NON 1127 1498

B 45 OUI 1085 1435

C 50 OUI 1127 1484

D 61 OUI 1085 1400

On a préparé les alliages des Tableaux précédents en faisant appel à la métallurgie ordinaire des poudres et on les a consolidés par extrusion jusqu'à un diamètre moyen des grains d'environ 12 ASTM, le diamètre pouvant atteindre la valeur 10 de l'ASTM. On a effectué le tassage de la poudre conteneurisée à une température inférieure à chaque solvus du gamma prime et une pression se traduisant par une

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densité théorique d'au moins 98 %; on a effectué le travail du matériau tassé à un rapport d'environ 6/1 de la réduction de la surface et à une température en dessous du solvus du gamma prime pour obtenir une billette complètement dense, à grains fins. On a coupé les billettes ainsi obtenues en tronçons permettant un forgeage isothermique afin de donner la forme des disques d'une turbine, cette forme étant presque nette, ayant des diamètres d'environ 63 cm et pesant

environ 160 kg.

On a forgé isothermiquement les alliages A, B, C et D jusqu'à un diamètre moyen des grains d'environ 12 ASTM, diamètre pouvant atteindre 10 de la norme ASTM, avec une

température et une vitesse de déformation donnant une sensi-

bilité m d'environ 0,5 à la vitesse de déformation. On a ensuite traité thermiquement les alliages A, B, C et D en

supersolvus. Le traitement thermique comprenait un traite-

ment de préchauffage à la température de forgeage isother-

mique de chaque alliage pendant une durée d'environ 1-2

heures, opération suivie par un chauffage direct à la tempé-

rature de solution en supersolvus (environ 25 au-dessus de

la température du solvus du gamma prime de chaque alliage).

On a maintenu chaque disque à la température de solution en supersolvus pendant environ 1 heure, opération qu'on a fait suivre d'un bref refroidissement à r'air (jusqu'à environ 5 minutes) avant refroidissement dans l'huile. Seul l'alliage

A ne s'est pas fissure.

Une information rapportée a montré que les super-

alliages à base de nickel renforcés par gamma prime, cou-

vrant une vaste plage de compositions, sont susceptibles de subir un traitement de la métallurgie des poudres, une

fabrication en billettes à grains fins, et un forgeage iso-

* thermique de la billette pour obtenir des configurations complexes de forme presque nette. Néanmoins, cette facilité de traitement ne s'étend généralement pas au traitement

thermique, en particulier lorsque la température du traite-

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ment en solution est supérieure à la température du solvus

du gamma prime. Comme on peut le constater dans les résul-

tats du Tableau II, tous les alliages, à l'exception de l'alliage A, se sont fendillés à la suite du refroidissement rapide à partir de la température de mise en solution en

supersolvus. Le refroidissement impliquait un refroidisse-

ment rapide à une vitesse permettant d'obtenir des caracté-

ristiques d'environ 1100 MPa pour une limite élastique 0,2 % et 1484 MPa pour la résistance à la rupture par traction. On peut voir que la tendance aux fendillements à la suite d'un tel refroidissement augmente avec la fraction volumique en gamma prime, ou, comme minimum, que les alliages avec une fraction volumique en gamma prime supérieure à celle de

l'alliage A ont souffert de fendillements lors du refroidis-

sement à la vitesse nécessaire pour obtenir des caractéris-

tiques sélectionnées.

Comme on l'a indiqué, une caractéristique de la présente invention est la fourniture d'un article ayant une microstructure uniforme (pratiquement exempte de croissance

critique des grains) avec un diamètre moyen des grains com-

pris dans la gamme d'environ 2-9 de l'ASTM, par l'exemple d'environ 7 (ASTM), le diamètre pouvant être aussi élevé que 2 (ASTM). Cette microstructure permet d'obtenir la meilleure combinaison des caractéristiques de traction, de fluage, de

rupture et de fatigue comme on l'a discuté précédemment.

Dans une autre série d'évaluations de variantes de procédés pour le traitement de l'alliage A, on a préparé des coulées de l'alliage en faisant appel à la métallurgie des poudres; on les a consolidées par pression isostatique à chaud ou extrusion, et on les a traitées thermiquement pour

produire une microstructure semblable à celle décrite ci-

dessus et répondant à la présente invention. Dans le Tableau

III, on a résumé les caractéristiques mécaniques primor-

diales. On peut constater que les propriétés de croissance des fendillements par fatigue, de fluage, et de traction

pour chaque variante de traitement sont comparables.

TABLEAU III

VITESSE DE CROISSANCE FLUAGE 0,2%

DES FENDILLEMENTS PAR A 420 MPa CARACTERISTIQUES DE RESISTANCE FATIGUE (20 cycles/mn) (paramètre

400 C 650 C (K ff = 175 MPa Ymm,x25 de Larson-

RRT LE 0,2 RRT LE 0,2 UTS 0,2 YS dadN (mm, x 25/cycle) Miller, TRAITEMENT (MPa) (MPa) % AL (MPa) (MPa) % AL (MPa) (MPa) % AL 400 C 650 C C = 25) Forgeage 1610 1176 20 1554 1141 18 1540 1071 20 6 x 10-6 2 x 10-5 50,2 isothermique Compression 1540 1120 15 1575 1106 20 1,6 x 10-5 isostatique à chaud Extrusion 1624 1183 20 1442 1113 17 1603 1085 20 5 x 10-6 1,5 x 10-5 50,5 o c0 o3

- 19 -

Dans le Tableau III précédent, dans le Tableau IV suivant et partout ailleurs, "RRT" signifie la résistance à la rupture par traction; "LE 0, 2" signifie limite élastique 0,2 % en MPa; "% AL" signifie allongement en %; et dans la rubrique fluage 0,2 %, le paramètre bien connu et largement utilisé de Larson-Miller est la solution de la relation P = T(C + log t) x 10-3, o P est un paramètre sans dimensions, T la température en R, t est le temps en heures, et C est une constante de matériau égale à 25. Le Tableau IV, "Keff"

(MPa, x 7 V mm. x 25) est un paramètre bien connu qui norma-

lise l'effet du rapport des charges, et "da/dN (mm/cycle)" signifie la vitesse de croissance des fendillements par fatigue. Le Tableau IV suivant présente des résultats des propriétés mécaniques donnés par l'essai de composants réels de moteurs à turbine à gaz fabriqués selon la présente invention avec un superalliage constitué essentiellement, en pourcentage en poids, de 12-14 Co; 15-17 Cr, 3,5-4,5 Mo;

3,5-4,5 W; 1,5-2,5 Al; 3,2-4,2 Ti; 0,5-1 Nb; 0,01-

0,04 B; 0,01-0,06 C; 0,01-0,06 Zr, le reste étant essentiellement du Ni et des impuretés accidentelles. On a vieilli le composant dans la gamme de températures d'environ

650-840 C.

TABLEAU IV

PROPRIETES MECANIQUES

VITESSES DE CROISSANCE DES FENDILLEMENTS PAR FATIGUE

(à 20 cycles/minute) Temp. ( C) Keff (MPa, x 7 Vmm, x 25) da/dN (mm/cycle) 400 25 2,78 x 10-6 - 5,75 x 10-6 650 25 1,30 x 10-5 - 2,16 x 10-5

- 20 -

RESISTANCE A LA TRACTION

Temp. ( C) RRT LE 0,2 % AL (MPa) (MPa) Ambiante 1547-1617 1099-1232 17-25

400 1449-1575 994-1183 14-24

650 1498-1568 994-1106 14-26

760 1134-1197 987-1043 10-20

RESISTANCE AU FLUAGE 0,2 % 100 HEURES

(Paramètre de Larson-Miller, C = 25) Effort (MPa). Température (OC)

490 740-755

700 695-720

875 650-680

RESISTANCE A LA RUPTURE PAR EFFORT 100 HEURES

(Paramètre de Larson-Miller, C = 25) Effort (MPa) Température ( C)

490 765-780

700 725-755

875 670-685

Les résultats du Tableau IV, représentatifs de la présente invention, font resortir un très bel équilibre entre la résistance à la croissance des fendillements par fatigue et la résistance à la traction, par exemple à 400 C qui constitue approximativement la température dans l'alésage d'un mode de réalisation d'un disque de moteur à

turbine à gaz. Simultanément, les autres propriétés méca-

niques se trouvent dans une plage particulièrement souhai-

table pour une application de cette nature. Dans ces meil-

leurs équilibre et combinaison des propriétés, le fluage, la rupture par effort, et la croissance des fendillements par fatigue à 650 C sont bénéfiques pour le pourtour d'un mode

de réalisation d'un disque de moteur à turbine à gaz.

Dans un mode de réalisation préféré du procédé de

- 21 -2640285

-21 - la présente invention, on a reconnu qu'avec des alliages

tels que l'alliage A, capables de fournir les caractéris-

tiques désirées pour la résistance dans un emploi à une tem-

pérature atteignant environ 750 C, il est avantageux de pro-

céder à un refroidissement contrôlé à partir de la tempéra-

ture de mise en solution à haute température (supersolvus).

La vitesse de refroidissement choisie doit être suffisamment rapide pour fournir les propriétés désirées telles que la résistance mécanique et le fluage et la résistance à la fatigue. Néanmoins, elle ne soumet pas la structure à un

choc thermique pouvant provoquer le fendillement. En géné-

ral, la température du supersolvus qui convient à ce procédé est inférieure à environ 1220 C et généralement supérieure

d'environ 25 C à la température solvus du gamma prime.

On a trouvé, selon un mode de réalisation préféré de la présente invention, en particulier avec un alliage tel que l'alliage A,' qu'un retard de refroidissement avant le plein refroidissement aura pour effet de réduire le choc thermique dans la structure, empêchant le fendillement lors du refroidissement complet. Un exemple d'un tel retard dans

le refroidissement est, après mise en solution en supersol-

vus, un refroidissement dans l'air pendant un bref laps de temps, par exemple atteignant 5 minutes, et ensuite un refroidissement rapide dans un milieu tel que l'huile, un

sel, etc... Par conséquent, le procédé de la présente inven-

tion prévoit le refroidissement de la structure traitée thermiquement au supersolvus à une vitesse choisie pour éviter les fendillements par refroidissement lors de

l'opération de refroidissement tout en conférant les pro-

priétés désirées. De préférence, un tel refroidissement com-

prend un retard dans le refroidissement rapide de manière à

réduire le choc thermique.

De plus, pendant le chauffage à la température de mise en solution en supersolvus, dans le but d'éviter les

déformations provoquées par le gradient thermique qui peu-

- 22 -

vent provoquer une croissance critique des grains, on pré-

fère que la structure soit soumise à une étape de pré-chauf-

fage. Une telle étape, après un travail tel qu'un forgeage isothermique, implique le chauffage de la structure jusqu'à une température proche de la température de travail et infé- rieure à la température en solvus du gamma prime, pendant

une période de maintien de manière à équilibrer la tempéra-

ture. Alors, on chauffe directement la structure à la tempé-

rature sélectionnée pour la solution en supersolvus.

A titre d'exemple spécifique d'un mode de réalisa-

tion préféré de la présente invention, on a fai: fondre sous vide l'alliage A du Tableau I pour obtenir un lingot qui fut transformé en poudre par atomisation gazeuse suivant la métallurgie des poudres. On a tamisé la poudre obtenue, on l'a mélangée, et placée dans des conteneurs fermés du type utilisé dans la métallurgie des poudres pour traitement

ultérieur. On a tassé la poudre conteneurisée à une tempéra-

ture inférieure au solvus du gamma prime et à une pression se traduisant par une densité égale à au moins 98 % de la

valeur théorique. On a extrudé le matériau tassé à un rap-

port de réduction des surfaces d'environ 6-1 et à une tempé-

rature inférieure au solvus du gamma prime pour donner une billette entièrement dense, à grains fins, ayant un diamètre moyen des grains d'environ 12 (ASTM), le diamètre pouvant

atteindre 10 (ASTM).

On a préparé la billette et on l'a découpée en segments permettant le forgeage isothermique pour obtenir

des configurations de forme presque nette. On a gorgé iso-

thermiquement les segments à une température inférieure à la température solvus du gamma prime sous vide ou en atmosphère inerte et avec les vitesses de déformations de la zone II qui donnaient une sensibilité m à la vitesse de déformation d'environ 0,5. On a pré-chauffé la pièce forgée dans l'air à une valeur proche de la température de forgeage et l'a

ensuite chauffée directement à une température de supersol-

- 23 -

vus. Après un maintien d'une heure à la température de solu-

tion, on a enlevé la pièce forgée du four du traitement thermique pour un refroidissement dans l'air avec un retard

dans le refroidissement rapide. Alors on a refroidi rapide-

ment la pièce forgée dans de l'huile soumise à agitation. On

n'a observé aucun fendillement de la pièce forgée. On a exé-

cuté un vieillissement de la manière usuelle, dans la gamme

650-845 C; dans cet exemple, à une température de 760 pen-

dant 8 heures, opération qu'on a fait suivre d'un refroidis-

sement à l'air. Les Tableaux III et IV ci-dessus contiennent des résultats telles que la résistance mécanique, la vitesse de croissance des fendillements et la caractéristique de

fatigue de la structure obtenue avec cet exemple spécifique.

On vient de décrire la présente invention en liai-

son avec des exemples et des modes de réalisation spéci-

fiques. Cependant, le technicien spécialisé dans les arts métallurgiques remarquera qu'elle peut être soumise à des

variantes et des modifications rentrant dans son domaine.

Par exemple, on peut utiliser le procédé en liaison avec la fabrication de structures ou d'articles en faisant appel à la métallurgie des poudres, au coulage et au forgeage, etc... De plus, on peut appliquer le procédé à des alliages autres que l'alliage A décrit ci-dessus, lesquels présentent

en soi des caractéristiques uniques telles que la combinai-

son de la composition et de la teneur en gamma prime pour la

rendre plus particulièrement adaptable au procédé de la pré-

sente invention.

- 24 -

Claims (20)

REVENDICATIONS

1. Procédé pour la fabrication d'un article à par-

tir d'un superalliage à base de nickel renforcé par précipi-

tation de gamma prime, ayant une température du solvus du

gamma prime et une température d'amorce de la fusion, carac-

térisé en ce qu'il comprend les étapes consistant à: fournir un superalliage à base de nickel qui (a) comprend une teneur en gamma prime dans la gamme allant d'environ 30 à 46 % en volume et (b) a une résistance aux

fendillements par refroidissement rapide de manière à per-

mettre un refroidissement rapide sensiblement exempt de fen-

dillements entre une température prédéterminée de mise en

solution en supersolvus, supérieure à la température du sol-

vus du gamma prime et inférieure à la température d'amorce

de la fusion, et une température de refroidissement prédé-

terminée;

travailler le superalliage à des conditions prédé-

terminées de travail, comprenant une température de travail

inférieure au solvus du gamma prime, à une vitesse de défor-

mation inférieure à une vitesse de déformation critique pré-

déterminée, Ec, pour fournir une structure travaillée ayant un diamètre des grains sensiblement non supérieur à environ (ASTM), un précipité de gamma prime, et un précipité de carbure à haute température comprenant du carbure MC; chauffer la structure travaillée à la température

de mise en solution en supersolvus pendant une durée suffi-

sante pour mettre en solution la quasi-totalité du gamma prime mais non le carbure MC, et pour rendre uniformément les grains plus grossiers dans la plage d'environ 2-9 (ASTM); et refroidir rapidement la structure à la température de refroidissement rapide de manière à précipiter le gamma

prime sans fendillement important de la structure.

2. Procédé selon -la revendication 1 pour le tra-

- 25 -

vail d'un article par la métallurgie des poudres, caracté-

risé en ce que le superalliage est fourni sous forme de poudre et est consolidé pour donner une structure atteignant au moins 98 % de la densité théorique et ayant un diamètre des grains non supérieur à environ 10 (ASTM).

3. Procédé selon la revendication 1, caracterise

en ce que le superalliage à base de nickel présente une sen-

sibilité à la vitesse de déformation, m, d'au moins 0,3 aux conditions de travail prédéterminées, m étant défini par

d[ln (résistance plastique)]/d[ln (vitesse de déformation)].

4. Procédé selon la revendication 1, caractérisé

en ce que le superalliage comprend essentiellement, en pour-

centage en poids, 12-14 Co; 15-17 Cr; 3,5-4,5 Mo; 3,5-

4,5 W; 1,5-2,5 Al; 3,2-4,2 Ti; 0,5-1 Nb; 0,01-0,04 B; 0,01-0,06 C; 0,01-0, 06 Zr, jusqu'a environ 0,01 V, jusqu'a 0,3 Hf, jusqu'à 0,01 Y, le reste étant essentiellement

constitué de Ni et des impuretés accidentelles.

5. Procédé selon la revendication 4, caractérisé en ce qu'il comprend, après l'étape de refroidissement

rapide, l'étape de chauffage à une température de vieillis-

sement dans la gamme allant d'environ 650 à 840 C pour pro-

voquer le vieillissement du gamma prime et pour conférer à la structure un équilibre et une combinaison améliorés des caractéristiques, entre la température ambiante jusqu'à une température d'environ 760 C, de la résistance à la traction, du fluage, de la rupture par contrainte et de la résistance à la croissance des fendillements par fatigue, la vitesse de

croissance des fendillements par fatigue à 400 C étant com-

prise dans la gamme allant d'environ 2,7 x 10-6 à 6 x 10-6 da/dN (mm, x 25/cycle) à 20 cycles par minute et à un Keff

de 175 MPa Vmm, x25.

6. Procédé selon la revendication 5, caractérisé en ce que, en combinaison avec la vitesse de croissance des fendillements par fatigue à 400 C, la structure présente un 35. meilleur équilibre des propriétés suivantes:

- 26 -

résistance à la traction à 400: RRT de 1449-1575 MPa; LE 0,2 % de 9941183-MPa, vitesse de croissance des fendillements par fatigue à 650 C: 1, 3 x 10-5 da/dn (mm/cyle) à 20 cycles/mn et une valeur de Keff de 175 MPa \mm, x 25. fluage 0,2 % à 100 heures (C = 25), contrainte de

490 MPa 740-755 C.

rupture par contrainte à 100 heures (C = 25),

contrainte de 490 MPa, 765-780 C.

7. Procédé selon la revendication 1, caractérisé

en ce qu'après l'étape de mise en solution au-dessus du sol-

vus du gamma prime et avant l'étape de refroidissement rapide, il comprend les étapes consistant à:

soumettre la structure à un retard du refroidisse-

ment rapide par refroidissement dans l'air pendant une durée atteignant environ 5 minutes; et alors

refroidir rapidement la structure.

8. Procédé selon la revendication 1, caractérisé

en ce qu'après le travail du superalliage et avant le chauf-

fage de la structure travaillée à la température de mise en solution en supersolvus, la structure est pré-chauffée au dessous de la température du solvus du gamma prime, et alors, la structure est chauffée directement jusqu'à la

température de mise en solution en supersolvus.

9. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce qu'il comprend les étapes consistant à:

fournir un superalliage à base de nickel compre-

nant essentiellement, en pourcentage en poids, 12-14 Co; 15-17 Cr; 3,5-4, 5 Mo; 3,5-4,5 W; 1,5-2,5 Al; 3,2-4,2 Ti; 0,5-1 Nb; 0,01-0,04 B; 0,01-0,06 C; 0,01-0,06 Zr, jusqu'à environ 0,01 V, jusqu'à 0,3 Hf, jusqu'à 0,01 Y, le reste étant constitué essentiellement de Ni et des impuretés accidentelles, et qui peut développer une teneur en gamma prime dans la gamme allant d'environ 33 à 46 % en volume,

27 - 2640285

- 27 -

l'alliage ayant un solvus du gamma prime dans la gamme allant d'environ 1065 à 1175 C;

travailler le superalliage à une température infé-

rieure à sa température du solvus du gamma prime et à une vitesse de déformation dans laquelle les vitesses de défor- mation locale ne dépassent pas Ec pour fournir une structure travaillée ayant un diamètre moyen des grains uniforme dans la plage allant d'environ 10 à 14 de l'ASTM; chauffer la structure travaillée à une température de mise en solution en supersolvus au-dessus du solvus du

gamma prime et à rendre les grains grossiers jusqu'à un dia-

mètre moyen dans la plage allant d'environ de 2 à 9 de l'ASTM;

soumettre la structure à un retard de refroidisse-

ment rapide par refroidissement dans l'air pendant une durée allant jusqu'à environ 5 minutes, et ensuite,

refroidir rapidement la structure.

10. Procédé selon la revendication 9, caractérisé en ce que le superalliage a une sensibilité à la vitesse de déformation, m, d'au moins 0,3 aux conditions de travail prédéterminées, m étant défini par d[ln (résistance

plastique)]/d[ln (vitesse de déformation)].

11. Procédé selon la revendication 9, caractérisé en ce que, après refroidissement rapide, la structure est chauffée à une température de vieillissement comprise dans la gamme allant d'environ 650 à 840 C de manière à vieillir le gamme prime et conférer à la structure un équilibre et une combinaison meilleurs des caractéristiques, entre la température ambiante et une température d'environ 750 C, des valeurs moyennes de la résistance à la traction, du fluage,

de la rupture par contrainte et de la résistance à la crois-

sance des fendillements par fatigue, la vitesse de crois-

sance des fendillements par fatigue à 400 étant comprise dans la plage allant d'environ 2,7 x 10-6 à 6 x 10-6 à 20

cycles par minute et Keff étant égal à 175 MPaV mm x 25.

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- 28 -

12. Procédé selon la revendication 11, caractérisé en ce que, en combinaison avec la vitesse de croissance des fendillements par fatigue à 450 C, la structure présente un équilibre meilleur des propriétés suivantes: résistance à la traction à 450 C, RRT de 1449-1575 MPa, LE 0, 2% de 994-1183 MPa vitesse de croissance des fendillements par fatigue à 650 C: 1,3 x 10-5 da/dn (mm/cycle) à 20 cycles/mn

et une valeur Keff de 175 MPa V mm, x 25.

fluage 0,2 % à 100 heures (C = 25), contrainte de 490 MPa 740-755 C rupture par contrainte à 100 heures (C = 25),

contrainte de 490 MPa, 765-780 C.

13. Procédé selon la revendication 9, caractérisé en ce que, après l'étape de travail du superalliage et avant

celle de chauffage de la structure travaillée à la tempéra-

ture de mise en solution en supersolvus, la structure est pré-chauffée au dessous de la température du solvus du gamma prime et ensuite,

la structure est chauffée directement à la tempé-

rature de mise en solution en supersolvus.

14. Procédé selon la revendication 9 pour la fabrication d'un article par la métallurgie des poudres, caractérisé en ce que: le superalliage est fourni sous forme de poudre et

placé dans un conteneur fermé de traitement par la métallur-

gie des poudres;

la poudre conteneurisée est tassée à une tempéra-

ture inférieure à la température du solvus du gamma prime et

à une pression se traduisant par un comprimé ayant une den-

sité égale à au moins 98 % de la valeur théorique, le com-

primé est extrudé à un rapport de réduction des surfaces

d'environ 6:1 et à une température inférieure à la tempéra-

ture du solvus du gamma prime pour fournir une structure ayant un diamètre moyen des grains dans la plage comprise

264O285

- 29 - 2640285

entre 12 et 14 de l'ASTM; et au moins un segment de la structure est travaille par forgeage isothermique à une température inférieure au

solvus du gamma prime et à une vitesse de déformation infé-

rieure à Ec.

15. Procédé selon la revendication 14, caractérisé

en ce qu'il comprend, après l'étape de refroidissement ra-

pide, l'étape de chauffage à une température de vieillisse-

ment dans la gamme comprise entre environ 650 et 840 C de

manière à vieillir le gamma prime et à conférer à la struc-

ture un équilibre et une combinaison meilleurs des proprié-

tés entre la température ambiante et une température d'environ 760 C, des valeurs moyennes de la résistance à la traction, du fluage, de la rupture par contrainte et de la résistance à la croissance des fendillements par fatigue, la vitesse de croissance des fendillements par fatigue à 400 C étant comprise dans la plage allant d'environ 2,7 x 10-6 à 6 x 10-6 da/dN (mm/cycle) à 20 cycles par minute et à un

Keff de 175 MPa \ mm, x 25.

16. Procédé selon la revendication 15, caractérisé en ce que, en combinaison avec la vitesse de croissance des fendillements par fatigue à 400 C, la structure présente un meilleur équilibre des propriétés suivantes:

résistance à la traction à 400 C, RRT de 1449-

1575 MPa LE 0,2 % de 994-1183 MPa vitesse de croissance des fendillements par fatigue à 650 C 1,3 x 10-5 à 2,2 x 10-5 da/dN (mm/cycle) à 20 cycles/mn et un Keff de 175 MPa \mm, x 25 fluage 0,2 % à 100 heures (C = 25), contrainte de 490 MPa 740-755 C rupture par contrainte à 100 heures (C = 25),

contrainte de 490 MPa, 765-780 C.

17. Article résistant à la croissance des fendil-

lements par fatigue et au fluage, de résistance élevée, en

- 30 2640285

superalliage à base de nickel, caractérisé en ce que: le superalliage a une teneur en gamma prime dans la gamme comprise entre environ 30 et 46 % en volume; le diamètre moyen des grains est compris dans la gamme allant d'environ 2 à 9 de l'ASTM; l'article est sensiblement exempt de fendillements par refroidissement rapide, et l'article présente un équilibre et une combinaison

meilleurs des valeurs moyennes de la résistance à la trac-

tion, du fluage, de la rupture par contrainte et de la résistance à la croissance des fendillements par fatigue entre la température ambiante et une température d'environ

7500C.

18. Article selon la revendication 17, caractérisé

en ce que le superalliage comprend essentiellement, en pour-

centage en poids, 12-14 Co; 15-17 Cr, 3,5-4,5 Mo, 3,5-4,5

W; 1,5-2,5 Al; 3,2-4,2 Ti; 0,5-1 Nb; 0,01-0,04. B; 0,01-

0,06 C; 0,01-0,06 Zr, jusqu'à environ 0,01 V, jusqu'à 0,3 Hf, jusqu'à 0, 01 Y, le reste étant constitué essentiellement de Ni et des impuretés accidentelles la teneur en gamma prime est comprise dans la gamme allant d'environ 33 à 46 % en volume, et

l'article a une vitesse de croissance des fendil-

lements par fatigue à 400 C dans la gamme de 2,7 x 10-6 à 6 x 10-6 da/dN (mm/cycle) à 20 cycles par minute et à un

Keff de 175 MPa V mm, x 25.

19. Article selon la revendication 18, caractérisé en ce que, en combinaison avec la vitesse de croissance des fendillements par fatigue à 400 C, il présente un meilleur équilibre des propriétés suivantes:

résistance à la traction à 400 C, RRT de 1449-

1575 MPa LE 0,2 % de 994-1183 MPa vitesse de croissance des fendillements par fatigue à 650 C 1,3 x 10-5 à 2,2 x 10-5 da/dN (mm/cycle) à 20

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- 31 -

cycles/mn et un Keff de 175 MPa mm, x 25 fluage 0,2 % à 100 heures (C = 25), contrainte de 490 MPa. 740-7550C rupture par contrainte à 100 heures (C = 25), contrainte de 490 MPa1 765-780 C.

20. Superalliage perfectionné à base de nickel pour emploi dans la fabrication d'un article résistant à la croissance des fendillements par fatigue et au fluage, de résistance élevée, pour application entre la temperature ambiante et une température d'environ 760 C, caractérisé en ce qu'il comprend essentiellement, en pourcentage en poids, 12-14 Co; 15-17 Cr; 3,5-4,5 Mo; 3,5-4,5 W; 1,5-2,5 A1;

3,2-4,2 Ti; 0,5-1 Nb; 0,01-0,04 B; 0,01-0,06 C; 0,01-

0,06 Zr, jusqu'à environ 0,01 V, jusqu'à 0,3 Hf, jusqu'à 0,01 Y, le reste étant constitué essentiellement de Ni et des impuretés accidentelles; le superalliage a une teneur en gamma prime dans la plage allant d'environ 33 à 46 % en volume, et le superalliage a une sensibilité, m, à la vitesse de déformation d'au moins 0,3 aux conditions prédéterminées

de son travail.