WO2020249808A1 - Procede de fabrication d'une piece metallique a base de titane, par frittage rapide et piece metallique frittee a base de titane - Google Patents

Procede de fabrication d'une piece metallique a base de titane, par frittage rapide et piece metallique frittee a base de titane Download PDF

Info

Publication number
WO2020249808A1
WO2020249808A1 PCT/EP2020/066415 EP2020066415W WO2020249808A1 WO 2020249808 A1 WO2020249808 A1 WO 2020249808A1 EP 2020066415 W EP2020066415 W EP 2020066415W WO 2020249808 A1 WO2020249808 A1 WO 2020249808A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
titanium
powder
mass
sintering
Prior art date
Application number
PCT/EP2020/066415
Other languages
English (en)
Inventor
Bogdan CHETROIU
Nicolas PAILLONCY
Original Assignee
Metal Additive Technologies
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from FR1906425A external-priority patent/FR3099771A1/fr
Application filed by Metal Additive Technologies filed Critical Metal Additive Technologies
Priority to US17/618,769 priority Critical patent/US20220258234A1/en
Priority to EP20731157.2A priority patent/EP3983569A1/fr
Publication of WO2020249808A1 publication Critical patent/WO2020249808A1/fr

Links

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/02—Compacting only
    • B22F3/087—Compacting only using high energy impulses, e.g. magnetic field impulses
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F1/00—Metallic powder; Treatment of metallic powder, e.g. to facilitate working or to improve properties
    • B22F1/05—Metallic powder characterised by the size or surface area of the particles
    • B22F1/052—Metallic powder characterised by the size or surface area of the particles characterised by a mixture of particles of different sizes or by the particle size distribution
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/10—Sintering only
    • B22F3/1003—Use of special medium during sintering, e.g. sintering aid
    • B22F3/1007—Atmosphere
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C1/045—Alloys based on refractory metals
    • C22C1/0458—Alloys based on titanium, zirconium or hafnium
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
    • B22F2998/10—Processes characterised by the sequence of their steps
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2999/00—Aspects linked to processes or compositions used in powder metallurgy

Definitions

  • the invention relates to the field of titanium sintering.
  • titanium is of interest because of its density, its excellent behavior in corrosive environments and its good mechanical properties.
  • the manufacture of titanium alloys from the smelting into ingots requires very good know-how in order to obtain homogeneous and high quality ingots to subsequently convert them into rolling products. .
  • defects such as high interstitial defects, segregation of solutes, high density inclusions, beta phases or pores occur during solidification and cannot be avoided.
  • the difficulty of controlling solidification also depends on the chemical composition of the alloy.
  • the high reactivity of titanium leads to the formation of interstitial defects of the type high concentration of oxygen, carbon or nitrogen.
  • the inclusions at high densities result from the contamination of the titanium alloy with raw materials (molybdenum, tantalum, tungsten or tungsten carbide) used in the production of the alloy, cf. G.
  • Table 1 outlines the steps for achieving a fully lamellar microstructure for Alpha - Beta titanium alloys such as TÎ-6A1-4V (grade 5), Ti-6Al-2Zn-4Zr-2Mo-Si (Ti-6242) or Ti-6Al-6V-2Sn (Ti-662), cf G. Lütjering, JC Williams “Titanium” second edition, 5 - Alpha + Beta alloys Springer, 2007, pages 203 to 258, ISBN 978-3-540-71397-5.
  • Alpha - Beta titanium alloys such as TÎ-6A1-4V (grade 5), Ti-6Al-2Zn-4Zr-2Mo-Si (Ti-6242) or Ti-6Al-6V-2Sn (Ti-662), cf G. Lütjering, JC Williams “Titanium” second edition, 5 - Alpha + Beta alloys Springer, 2007, pages 203 to 258, ISBN 978-3-540-71397-5.
  • the most important parameter in the recrystallization step is the rate of cooling which will influence grain size, alpha lamellae, thickness of alpha layers at beta grain boundaries.
  • the temperature is more important than the holding time because the temperature determines whether or not the aging hardening of the alpha phase by the particles TÎ3A1 occurs.
  • the titanium alloy TÎ-6A1-4V (grade 5)
  • aging at 500 ° C will favor the appearance of TÎ3A1 particles.
  • Critical parameters determine the final microstructure, for example: the time of deformation, the mode of deformation, the degree of deformation and the rate of cooling, cf N. Gey, M.
  • the invention aims to provide a manufacturing process and resulting parts of high chemical purity and high mechanical strength.
  • Hybrid powder here denotes a mixture of spherical powder and dendritic powder or of coral morphology.
  • a dendritic powder grain or coral morphology includes concave areas and convex areas.
  • a spherical grain of powder includes convex areas and is substantially devoid of concave areas. Spherical is here understood in a very broad industrial sense and encompasses ovoid shapes.
  • the method of manufacturing a titanium-based metal part comprises rapid sintering of a powder.
  • the method comprises a step of mixing a titanium powder of spherical shape and a titanium powder of dendritic shape to form a mixture, a step of agglomeration of the mixture of titanium powders by compaction by a ram moving at a speed greater than 2 ms 1 , the mixture of titanium powders being devoid of binder, in particular organic, forming a green body suitable for sintering having a density greater than 78% of the density of the solid metal of the same composition.
  • the green body is an agglomerate of pure compacted hybrid powder.
  • the green body lacks a volatile solid or viscous binder.
  • volatile is understood here to mean: passing in the gaseous state at a temperature less than or equal to the sintering temperature.
  • the density of the powder, before agglomeration is between 60 and 65% of the density of the same solid metal.
  • the green sinterable body has a density greater than 80% of the density of the solid metal of the same composition.
  • the method comprises prior to the mixing step, a step of providing 60 to 90 wt% spherically shaped titanium powder and 10 to 40 wt% dendritic shaped titanium powder.
  • the green body tested in accordance with ASTM B312-14, “Standard Test Method for Green Strength” exhibits a green strength greater than 3 MPa (Charpy test).
  • the green body can be handled in a production line.
  • the pressure exerted by the ram is between 600 and 1500 MPa.
  • the ram is moving at a speed greater than 4 ms 1 .
  • the speed can reach 10, 20 or 30 ms 1 .
  • the ram has a shape adapted to the part to be produced.
  • the method comprises a step of sintering the green body in a neutral to reducing atmosphere, at a pressure less than 0.13 Pa (10 4 Torr) and at a temperature between 1200 ° C and 1350 ° C for obtain a sintered body.
  • the sintered body consists mainly of titanium, alloy metals and few impurities.
  • the neutral to reducing atmosphere and the very reduced pressure reduce the formation of metal oxides, especially TiCL.
  • the sintering pressure is greater than 0.13 mPa (10 7 Torr).
  • the step of sintering the green body is carried out until a density greater than 97% of the density of the solid metal is obtained, in particular for more than 4 hours.
  • the step of sintering the green body is carried out until a density greater than 98.5%, more preferably greater than 99%, or even 99.9%, of the density of the solid metal, especially for more than 4 hours, or even more than 6 hours.
  • the sintered body comprises by mass less than 0.20% Fe, less than 0.04% C, less than 0.03% N, less than 0.005% H, and / or less than 0.02 % O.
  • the formation of titanium carbides, nitrides or oxides is reduced and the probability of the presence of localized areas rich in titanium carbides, nitrides or oxides is further reduced.
  • the sintered body comprises by weight at least 88% Ti.
  • the sintered body has a Young's modulus greater than 820 N.mm 2 , and an elongation greater than 10%, preferably 12%.
  • the sintered body comprises by mass less than 0.002% Fe, less than 0.01% C, less than 0.02% N, less than 0.01% H, less than 0.1% O, the rest being Ti and inevitable impurities.
  • the sintered body has a Young's modulus greater than 748 N.mm 2 and an elongation greater than 18%. In one embodiment, the sintered body comprises by mass less than 0.3% Fe, less than 0.08% C, less than 0.03% N, less than 0.015% H, less than 0.25% O, the rest being Ti and inevitable impurities.
  • the method comprises, after the sintering step, a step of cooling under a pressure below 0.13 Pa (10 4 Torr) for a duration of between 12 and 48 hours.
  • Slow cooling and under very reduced pressure is favorable, typically 1 ° C / minute, to allow the formation of alpha phase which improves ductility, in a neutral to reducing atmosphere.
  • the atmosphere can be the same as during sintering.
  • the spherically shaped titanium powder is obtained by plasma atomization, gas atomization or plasma arc melted rotating electrode atomization,
  • the spherically shaped titanium powder is Ti-6A1-4V or Ti grade 2.
  • the spherically shaped titanium powder has a particle size of less than 0.150 mm. Beyond that, sintering would be slower and the porosity rate would be higher. However, a porosity of less than 0.220 mm is alternatively possible.
  • the spherical powder may comprise a part of particle size less than or equal to 0.100 mm and a part of particle size greater than 0.100 mm.
  • the titanium powder of spherical shape has a particle size of between 0.070 and 0.150 mm.
  • the titanium powder in dendritic form is obtained by a method of reducing metal iodide with sodium.
  • the titanium powder in dendritic form is Ti-6A1-4V or Ti grade 2.
  • the titanium powder in dendritic form has a particle size of less than 0.100 mm, preferably 0.050 mm. It is interesting that the maximum particle size of the dendritic powder is less than the maximum particle size of the spherical powder.
  • the method comprises, before the mixing step, a step of providing 40 to less than 90% by mass of spherically shaped titanium powder and from 60 to more than 10% by mass of titanium powder. dendritic in form. In one embodiment, the method comprises, before the mixing step, a step of providing 40 to 87% by weight of spherically shaped titanium powder and from 60 to 13% by weight of dendritic shaped titanium powder.
  • the method comprises, before the mixing step, a step of providing 50 to 82.5% by mass of spherically shaped titanium powder and 50 to 17.5% by mass of titanium powder. dendritic in form.
  • the invention also provides a sintered metal part based on titanium, with a density greater than 97%, preferably greater than 98.5%, more preferably greater than 99%, or even 99.9%, of the density of the solid metal.
  • the sintered metal part comprises by mass, from 5.50 to 6.75% Al, from 3.50 to 4.50% V, less than 0.20% Fe, less than 0.04% C, less than 0.03% N, less than 0.005% H, less than 0.02% O, the remainder being Ti and unavoidable impurities.
  • the sintered metal part comprises by mass less than 0.002% Fe, less than 0.01% C, less than 0.02% N, less than 0.01% H, less than 0.1% O , the remainder being Ti and inevitable impurities.
  • the sintered metal part has a Young's modulus greater than 780 N.mm 2.
  • the sintered metal part has an elongation greater than 10%, preferably 12%.
  • the sintered metal part comprises by mass less than 0.3% Fe, less than 0.08% C, less than 0.03% N, less than 0.015% H, less than 0.25% O , the remainder being Ti and inevitable impurities.
  • the sintered metal part has a Young's modulus greater than 748 N.mm- 2 .
  • the sintered metal part exhibits an elongation greater than 12%.
  • Spherical titanium powder can be made by a GA gas atomization process, by "Plasma Rotating Electrode Process", PREP, or by PA plasma atomization.
  • Dendritic powder can be made by the Armstrong Process, cf K. Araci, D. Mangabhai, K. Akhtar, 9 - Titanium production by Armstrong Process, Author (s): Ma Qian, Francis H. (Sam) Froes, Metallurgy titanium powder, Butterworth-Heinemann, 2015, pages 149-162, ISBN 9780128000540.
  • Powder metallurgy has been developed more and more in recent decades, mainly due to the homogeneity of the chemical composition obtained by the powder particles. Powder metallurgy has an advantage in terms of cost efficiency, as it produces clean shapes with a material yield of 80%. This is mainly due to the fact that the final design requires little material removal. In order to produce complex parts, the powder is used by different technologies such as additive manufacturing, metal injection molding, pressing and sintering or hot isostatic pressing.
  • additive manufacturing technologies have a drawback for the production of complex parts on an industrial scale. Indeed, they are limited on the one hand by the slowness of manufacture and on the other hand by the material cost due to the requirement of a very fine spherical powder with a particle size of less than 100 ⁇ m, see JP2018145467, US2018021854 and US2018112293.
  • the Applicant has explored the route of producing components close to the final shape by pressing and sintering pre-alloyed powder.
  • Technological processes for producing titanium powder such as PREP processes or plasma atomization and gas atomization processes allow to obtain a very clean chemistry with a very regular morphology.
  • Grade 5 spherical powdered titanium alloys from the PREP process, gas atomization process or plasma spraying have very clean chemistry with low oxygen content that can be less than 1500 ppm.
  • Oxygen has significant interstitial solubility in titanium. On the one hand, interstitial oxygen offers a strengthening effect. On the other hand, it degrades ductility. This is explained because of the precipitation of alpha from beta leading to ductility-damaging alpha grain boundary precipitates.
  • the spherical titanium powder having a low oxygen content as well as a clean chemistry with low defects allows to obtain good mechanical properties if the density of the sintered part is close to the theoretical density, that is to say that solid alloy of the same composition. This is why parts made from spherical powder are of particular interest for aerospace applications.
  • the spherical powder behaves badly with regard to a compressive force, in particular implemented during the preparation of the green part before the sintering step. This is because the resulting green part has a low relative density and it is very difficult to achieve a high density after sintering. In addition, a large volume reduction rate between the green part and the sintered part is not desired.
  • the spherical powder can be mixed with a hydrocolloid binder before compression.
  • the green part has a poor resistance to green, according to ASTM B312-14 Standard Test Method for Green Strength of SpecimensCompactedfromMetal Powders, ASTM International, West Conshohocken, PA, 2014, and requires precautions to be handled.
  • the removal of the organic binder from the green part requires a debinding step before sintering. Debinding can be carried out for 4-7 hours at a temperature ranging from 300 ° C to 500 ° C. But the organic binder is not completely evaporated in the temperature range mentioned above.
  • high speed compaction technology is used to achieve densities greater than 99.5% by compaction of a spherical powder agglomerated with an organic binder.
  • the binder performs a triple function of lubricant, dispersant and temporary glue.
  • the Applicant has realized that the presence of the organic binder in the composition of the green part can be harmful for the mechanical properties due to the high reactivity of the titanium with carbon, nitrogen or oxygen from the binder.
  • the geometry of the parts that can be produced by the high speed compaction method is varied.
  • the present invention has focused on overcoming the drawbacks of the organic binder hitherto considered necessary and on eliminating the debinding process from the sintering cycle.
  • the Applicant has focused on improving the mechanical properties of the compressed and sintered part. Pressing was performed by high speed compaction and high vacuum sintering. The mechanical behavior meets standard requirements for aerospace applications and is very competitive compared to conventional metallurgical parts.
  • the aim of the invention is to manufacture and make commercially available sintered titanium parts of precise chemical composition, of low porosity and of high mechanical strength.
  • the method of manufacturing a metal part made of alloyed titanium, by rapid sintering of a powder comprises mixing a titanium powder of spherical shape and a titanium powder of dendritic shape to form a mixture, agglomeration of the mixture of titanium powders by compaction by a ram moving at a speed greater than 2 ms 1 , the mixture of titanium powders being devoid of organic binder, forming a green sinterable body and having a density greater than 78%, preferably 80%, of the density of the solid metal.
  • 60 to 90 wt% spherically shaped titanium powder and 10 to 40 wt% dendritic shaped titanium powder can be supplied.
  • the green body exhibits a resistance to green greater than 3 MPa.
  • the pressure exerted by the ram can be between 600 and 1500 MPa.
  • the ram can move faster than 4 ms 1 .
  • the sintering of the green body can take place under a reducing atmosphere, at a pressure of less than 0.13 Pa (10 4 Torr) and at a temperature between 1200 ° C and 1350 ° C to obtain a sintered body.
  • the pressure in the sintering chamber can be greater than 0.13 mPa (10 7 Torr).
  • the sintering of the green body can be carried out until a density greater than 97%, preferably greater than 98.5%, more preferably greater than 99%, or even 99.9% of the density of the solid metal, is obtained, especially for more than 4 hours.
  • the sintered body may include by mass less than 0.20% Fe, less than 0.04% C, less than 0.03% N, less than 0.005% H, and / or less than 0.02% O and have a Young's modulus greater than 820 N.mm 2 , and an elongation greater than 10%, preferably 12%.
  • cooling can be provided under a pressure of less than 0.13 Pa (10 4 Torr), for a period of between 12 and 48 hours.
  • the spherically shaped titanium powder can be obtained by plasma atomization, gas atomization or plasma arc fused rotating electrode atomization, of Ti-6A1-4V and have a particle size of less than 0.150mm, and the powder of titanium in dendritic form can be obtained by method of reduction of metal iodide with sodium from TÎ-6A1-4V and have a particle size of less than 0.050 mm.
  • the dendritic powder seems to provide certain functions of the binder and allow other functions to be dispensed with.
  • the spherical powder can be obtained by atomization of GA gas.
  • a gas atomization process for titanium was developed by Crucible Research Division of Crucible Materials Corporation in 1988, CF Yolton, Francis H. Frees, 2 - Conventional titanium powder production, Editor (s): Ma Qian, Francis H. (Sam) Froes, Titanium Powder Metallurgy, Butterworth-Heinemann, 2015, Pages 21-32, ISBN 9780128000540.
  • the starting charge is heated by induction in a crucible under vacuum or inert gas.
  • the molten charge is poured from below into an induction heated nozzle.
  • the resulting metal stream is atomized with high pressure argon gas.
  • the resulting droplets quickly solidify during cooling and allow the formation of spherical powder particles with small satellites.
  • the powder particles produced by the gas atomization process range from 0.010mm to 0.500mm and have very good flowability.
  • the oxygen content depends on the size of the powder particles. An average oxygen content of 0.06% can be obtained with a coarse particle powder (0.090mm to 0.500mm). However, an average content of 0.1% can be achieved with the smallest particle powder (0.010mm to 0.090mm).
  • the content of carbon, nitrogen and hydrogen do not depend on the particle size.
  • the PREP transferred plasma arc fused rotating electrode atomization process is a centrifugal atomization process for the manufacture of pre-alloyed titanium powder developed by Metals / Starmet, cfC.F.
  • the oxygen content of PREP powder is between 0.06% and 0.15% and also depends on particle size. A higher oxygen content is achieved with particles having a diameter less than 0.100 mm while a lower oxygen content is achieved with powder whose diameter is greater than 0.100 mm.
  • the spherical powder can be obtained by PA plasma atomization.
  • a titanium wire is subjected to a non-transferred arc plasma torch.
  • the high speed plasma melts the wire and splits the liquid into fine droplets which solidify in flight.
  • the powders produced by this process are spherical and have a particle size distribution of 0.025 mm to 0.250 mm.
  • the oxygen content is less than 0.15% and also depends on the particle size.
  • Dendritic powder can be obtained by a process often referred to as the Armstrong process.
  • Metal iodides are reduced which allows the formation of a titanium powder from a gaseous solution. of titanium tetrachloride introduced into the reaction with a liquid solution of Na. The reaction proceeds as follows: TiCl4 (g) + 4Na (l) Ti (s) + 4NaCl (s)
  • metal chlorides such as aluminum trichloride and vanadium tetrachloride can be introduced into the reaction stream to produce a homogeneous pre-alloyed Ti-6A1-4V.
  • the powder obtained exhibits the morphology of dendritic or coral particles and is illustrated in FIG. 2. The size of the powder particles varies from a few microns to 250.10 6 m.
  • the powders from the Armstrong® Process have an oxygen content of between 0.12% and 0.2%, which corresponds to the standard requirements for a grade 5 titanium and also for a grade 2 titanium.
  • the powder has a high surface area to volume ratio and therefore offers very good compressibility and very good behavior in green resistance.
  • a spherical powder resulting from the PA process was tested in tests. Dendritic powder comes from the Armstrong process. The chemical composition and particle size of all powders are shown in Table 2.
  • the agglomerated powder represents a mixture of spherical powder and dendritic powder.
  • a total of 4 batches (mixtures) were made with different compositions in weight percent (60 to 90% for the spherical powder and 10 to 40% for the dendritic powder).
  • the batch represents the agglomeration between spherical and dendritic powder.
  • the powders were mixed in a mixer for 2 hours in order to homogenize the distribution of dendritic powder and spherical powder. No organic binder was added to the mixture.
  • the resistance to green on the spherical powder was measured in two configurations: without organic binder and with an organic binder (5% by weight).
  • the green resistance results obtained with the spherical powder without organic binder are 0 MPa. While the green resistance obtained on the spherical powder with an organic binder was 2 MPa.
  • the use of dendritic powder greatly improves the green resistance of the green part.
  • Cylindrical samples with a diameter of 82 mm and a thickness of 13 mm were pressed by high speed compaction (CGV).
  • the CGV machine used for this experiment is equipped with a hydraulic hammer or ram and has a maximum capacity of 18 kJ.
  • the speed of the ram used is greater than 2 ms 1 .
  • Two pressing conditions were tested, ie 2 ms 1 and 4 ms 1 ).
  • Samples pressed with a ram compression speed of 2 ms 1 (-600 MPa) achieve a relative density of 78%. While the samples pressed with a ram compression speed equal to 4 ms 1 (-1,500 MPa) reach a relative density of 82%.
  • the samples pressed with a ram speed equal to 4 ms 1 are shown .
  • Sintering can be carried out immediately after compaction, in particular in a vacuum furnace.
  • the absence of degassing of the agglomerate allows a rapid rise in temperature and a preservation of oven properties.
  • the sintering cycle was carried out in a temperature range from 1200 ° C to 1350 ° C under a high vacuum pressure ranging from 0.13 Pa (10 4 Torr) to 0.13mPa (10 7 Torr) and whose holding time is 7 hours in order to obtain high densification.
  • Slow cooling under high vacuum was carried out for 24 hours in order to reach room temperature.
  • the pressure may be higher while remaining at most 0.13 Pa (10 4 Torr).
  • the microstructure of the two samples, shown in Figures 5 and 6, is a typical Widman-Stàtten structure with acicular alpha grains and beta intergranular porosity.
  • the average size of the alpha coverslips is 5.10 6 m and the alpha colonies have a size of approximately 100.10 6 m. This is consistent with the slow cooling rate which helps prevent oxygen uptake during cooling. No carbides were observed on the sintered microstructures.
  • the chemical analysis was carried out on sintered samples using a Leco type ONH836 analyzer for the oxygen and nitrogen measurements and a Leco CS444 type analyzer for the carbon measurements. Analyzes were performed in accordance with ASTM E1409-13, Standard Test Method for Determination of Oxygen and Nitrogen in Titanium and Titanium Alloys by Inert Gas Fusion, ASTM International, West Conshohocken, PA, 2013, to identify the oxygen content and in nitrogen. ASTM E1447-09 (2016), Standard Test Method for Determination of Hydrogen in Titanium and Titanium Alloys by Inert Gas Fusion Thermal Conductivity / Infrared Detection Method, ASTM International, West Conshohocken, PA, 2016 was used to determine the hydrogen content.
  • the present invention enables the elimination of debinding.
  • No organic binder was used for the agglomeration of the powders.
  • the material yield - that is to say the difference between the quantity of material used in the process and the quantity of material of the product obtained - is 97% at the level of the operating sequence thus described and estimated at 80% minimum during final machining.
  • the process according to the invention makes it possible to obtain part dimensions very close to the final dimension.
  • the material yield is therefore 78% for obtaining dense parts from powder.
  • the material yield of similar parts by the forging industry is at best around 40%. This difference in material yield also translates into an advantageous material reduction in energy consumption.
  • A 50% spherical powder, 50% dendritic powder,
  • the resistance to green is satisfactory.
  • the density after compaction and before sintering is between 81 and 83%. After sintering, the average porosity is 1.07% in a part produced with mixture A; 2, 18% for the part made with mixture B; 2.24% for the part produced with mixture C.
  • the density after sintering is greater than 97% measured by the Archimedes method.
  • the Vickers hardness is at least 370. The tests were carried out with a dendritic powder stored in ambient atmosphere and a spherical powder coming out of production. An improvement in density and a decrease in porosity are expected with powders out of production or storage of powders in a protected atmosphere preventing moisture uptake.

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)

Abstract

Procédé de fabrication d'une pièce métallique à base de titane, par frittage d'une poudre, le procédé comprenant une étape de mélange d'une poudre de titane de forme sphérique et d'une poudre de titane de forme dendritique pour former un mélange, une étape d'agglomération du mélange de poudres de titane par compaction par un bélier se déplaçant à une vitesse supérieure à 2 m.s-1, le mélange de poudres de titane étant dépourvu de liant, notamment organique, formant un corps vert ou agglomérat apte au frittage ayant une densité supérieure à 78%, préférablement 80%, de la densité du métal massif et une étape de frittage.

Description

Procédé de fabrication d’une pièce métallique à base de titane, par frittage rapide et pièce métallique frittée à base de titane
L’invention concerne le domaine du frittage du titane.
Dans les secteurs de l’aérospatiale et de l’automobile, le titane présente un intérêt du fait de sa masse volumique, de son excellent comportement en milieu corrosif et de ses bonnes propriétés mécaniques.
D’un point de vue technologique, la fabrication d’alliages de titane à partir de la fusion en lingots nécessite un très bon savoir-faire afin d’obtenir des lingots homogènes et de grande qualité pour les convertir par la suite en produits de laminage. En pratique, des défauts tels que des défauts interstitiels élevés, la ségrégation des solutés, des inclusions de grande densité, des phases beta ou des pores se produisent pendant la solidification et ne peuvent pas être évités. La difficulté de contrôler la solidification dépend aussi de la composition chimique de l’alliage. La forte réactivité du titane conduit à la formation de défauts interstitiels du type concentration élevée en oxygène, en carbone ou en azote. Les inclusions à grandes densités résultent de la contamination de l’alliage de titane avec des matières premières (molybdène, tantale, tungstène ou carbure de tungstène) utilisées dans la production de l’alliage, cf G. Lütjering, J.C. Williams « Titanium », deuxième édition, 3 - technological aspects Springer, 2007, pages 53 à 73, ISBN 978-3-540-71397-5. C’est pourquoi, la présence de TiN dans la microstructure diminue la performance en fatigue du matériau. Comme mentionné dans l’article sus mentionné, les alliages contenant des éléments bêta eutectoïdes comme le Fe, Ni, Mn, Cr et Cu ont des températures de solidification basses. Cette situation peut mener à la ségrégation des solutés pendant la solidification des lingots. Les zones ségréguées peuvent avoir une longueur allant jusqu’à quelques millimètres. Une fois formés, ces défauts sont difficiles à éliminer au cours des étapes ultérieures de traitement.
La présence de ces défauts dans la microstructure est préjudiciable au comportement mécanique, cf R. Boyer, E.W. Collings, and G. Welsch:“Materials Properties Handbook: Titanium Alloys”, 1994, ISBN 978-0-87170-481-8.
L’une des méthodes utilisées pour convertir les produits d’usine - lopins, lingots, etc. - en pièces finies est le forgeage. Le forgeage permet d’obtenir la microstructure requise par le biais de plusieurs étapes de traitement thermomécanique. Le tableau 1 souligne les étapes permettant de réaliser une microstructure entièrement lamellaire pour des alliages de titane Alpha - Beta tel que le TÎ-6A1-4V (grade 5), Ti-6Al-2Zn-4Zr-2Mo-Si (Ti-6242) ou Ti-6Al-6V-2Sn (Ti-662), cf G. Lütjering, J.C. Williams“Titanium” deuxième édition, 5 - Alpha + Beta alloys Springer, 2007, pages 203 à 258, ISBN 978-3-540-71397-5.
[Tableau 1. Étapes de traitement des alliages de titane alpha - beta.]
Figure imgf000003_0001
Le paramètre le plus important dans l’étape de recristallisation est la vitesse de refroidissement qui influencera la taille du grain, les lamelles alpha, l'épaisseur des couches alpha aux joints de grains bêta.
Comme mentionné dans G. Lütjering, J.C. Williams“Titanium” deuxième édition, 5 - Alpha + Beta alloys Springer, 2007, pages 203 à 258, ISBN 978-3-540-71397-5, dans la dernière étape de traitement thermique de recuit, la température est plus importante que le temps de maintien car la température détermine si le durcissement par vieillissement de la phase alpha grâce aux particules TÎ3A1 se produit ou non. Dans le cas de l’alliage de titane, TÎ-6A1-4V (grade 5), un vieillissement à 500°C favorisera l’apparition de particules de TÎ3A1. Des paramètres critiques déterminent la microstructure finale, par exemple : le temps de déformation, le mode de déformation, le degré de déformation et la vitesse de refroidissement, cf N. Gey, M. Humbert, M.J. Philippe, Y. Combres, Investigation of the alpha- and beta- texture évolution of hot rolled Ti-64 products, Materials Science and Engineering: A, Volume 219, Parutionsl-2, 1996, Pages 80 à 88, ISSN 0921-5093. Ces paramètres sont coûteux à contrôler et influencent la forme des grains beta, la structure recristallisée, la taille des colonies alpha ainsi que la largeur des lamelles alpha.
En outre, ces formes créées par le forgeage sont ensuite finies par enlèvement de matière (usinage). D’un point de vue économique, le forgeage est coûteux si l’on souhaite créer des composants de grande qualité. Le coût augmente du fait de l’usinage intensif des pièces forgées afin de créer un composant léger et de forme complexe. L’exigence d’usinage intensif est la conséquence de deux raisons principales. D’une part, l’incapacité à créer une microstructure homogène, et d’autre part, la nécessité de créer une forme rectiligne connue sous le nom de forme sonique pour l’examen par ultrasons, cf G. Lütjering, J.C. Williams « Titanium », deuxième édition, 3 - technological aspects Springer, 2007, pages 53 à 73, ISBN 978-3-540- 71397-5. Il est courant d’obtenir une pièce finie dont le poids représente 10% seulement du poids du bloc à forger de départ. Le forgeage présente ainsi des inconvénients écologiques, économiques et pratiques certains. Les enseignements évoqués ci-dessus ne sont pas transposables à un titane allié fritté.
L’invention a pour but d’offrir un procédé de fabrication et des pièces en résultant de grande pureté chimique et à haute tenue mécanique.
La présente invention vise un procédé permettant d’approcher, voire d’atteindre la densité maximale théorique d’un alliage de poudre de titane hybride par le pressage à grande vitesse de compression / compaction sans utiliser de liant organique interne et en frittant sous vide poussé. La poudre hybride désigne ici un mélange de poudre sphérique et de poudre dendritique ou de morphologie corallienne. Un grain de poudre dendritique ou de morphologie corallienne comprend des zones concaves et des zones convexes. Un grain de poudre sphérique comprend des zones convexes et est sensiblement dépourvu de zones concaves. Sphérique est ici entendu au sens industriel très large et englobe des formes ovoïdes.
Dans un mode de réalisation, le procédé de fabrication d’une pièce métallique à base de titane comprend un frittage rapide d’une poudre. Le procédé comprend une étape de mélange d’une poudre de titane de forme sphérique et d’une poudre de titane de forme dendritique pour former un mélange, une étape d’agglomération du mélange de poudres de titane par compaction par un bélier se déplaçant à une vitesse supérieure à 2 m.s 1, le mélange de poudres de titane étant dépourvu de liant, notamment organique, formant un corps vert apte au frittage ayant une densité supérieure à 78% de la densité du métal massif de même composition. Le corps vert est un agglomérat de poudre hybride compactée pure. Le corps vert est dépourvu de liant volatil solide ou visqueux. On entend ici par volatil : passant à l’état gazeux à une température inférieure ou égale à la température de frittage.
Dans un mode de réalisation, la densité de la poudre, avant l’agglomération, est comprise entre 60 et 65% de la densité du même métal massif.
Préférablement, le corps vert apte au frittage a une densité supérieure 80% de la densité du métal massif de même composition.
Dans un mode de réalisation, le procédé comprend avant l’étape de mélange, une étape de fourniture de 60 à 90% en masse de poudre de titane de forme sphérique et de 10 à 40% en masse de poudre de titane de forme dendritique.
Dans un mode de réalisation, le corps vert testé conformément à l’ASTM B312-14, « Standard Test Method for Green Strength » présente une tenue à vert supérieure à 3 MPa (test Charpy). Le corps vert (en langue anglaise « green body ») peut être manipulé dans une chaîne de production.
Dans un mode de réalisation, la pression exercée par le bélier est comprise entre 600 et 1500 MPa.
Dans un mode de réalisation, le bélier se déplace à une vitesse supérieure à 4 m.s 1. La vitesse peut atteindre 10, 20 ou 30 m.s 1. Le bélier présente une forme adaptée à la pièce à réaliser. Dans un mode de réalisation, le procédé comprend une étape de frittage du corps vert sous atmosphère neutre à réductrice, à une pression inférieure à 0,13 Pa (10 4 Torr) et à une température comprise entre 1200°C et 1350°C pour obtenir un corps fritté. Le corps fritté comprend essentiellement du titane, des métaux d’alliage et peu d’impuretés. L’atmosphère neutre à réductrice et la pression très réduite réduisent la formation d’oxydes métalliques, notamment de TiCL.
Dans un mode de réalisation, la pression de frittage est supérieure à 0, 13 mPa (10 7 Torr).
Dans un mode de réalisation, l’étape de frittage du corps vert est menée jusqu’à l’obtention d’une densité supérieure à 97% de la densité du métal massif, notamment pendant plus de 4 heures.
Dans un mode de réalisation, l’étape de frittage du corps vert est menée jusqu’à l’obtention d’une densité supérieure à 98,5%, plus préférablement supérieure à 99%, voire 99,9%, de la densité du métal massif, notamment pendant plus de 4 heures, voire plus de 6 heures.
Dans un mode de réalisation, le corps fritté comprend en masse moins de 0,20% Fe, moins de 0,04% C, moins de 0,03% N, moins de 0,005% H, et/ou moins de 0,02% O. La formation de carbures, nitrures ou oxydes de titane est réduite et la probabilité de présence de zones localisées riches en carbures, nitrures ou oxydes de titane est encore réduite.
Dans un mode de réalisation, le corps fritté comprend en masse au moins 88% de Ti.
Dans un mode de réalisation, le corps fritté présente un module d’ Young supérieur à 820 N.mm 2, et un allongement supérieur à 10%, préférablement à 12 %.
Dans un mode de réalisation, le corps fritté comprend en masse moins de 0,002% Fe, moins de 0,01% C, moins de 0,02% N, moins de 0,01% H, moins de 0,1% O, le reste étant Ti et des impuretés inévitables.
Dans un mode de réalisation, le corps fritté présente un module d’ Young supérieur à 748 N.mm 2 et un allongement supérieur à 18%. Dans un mode de réalisation, le corps fritté comprend en masse moins de 0,3% Fe, moins de 0,08% C, moins de 0,03% N, moins de 0,015% H, moins de 0,25% O, le reste étant Ti et des impuretés inévitables.
Dans un mode de réalisation, le procédé comprend, après l’étape de frittage, une étape de refroidissement sous une pression inférieure à 0, 13 Pa (10 4 Torr) d’une durée comprise entre 12 et 48 heures. Le refroidissement lent et sous pression très réduite est favorable, typiquement 1°C / minute, pour permettre la formation de phase alpha qui améliore la ductilité, sous atmosphère neutre à réductrice. L’atmosphère peut être la même que pendant le frittage.
Dans un mode de réalisation, la poudre de titane de forme sphérique est obtenue par atomisation par plasma, par atomisation au gaz ou par atomisation par électrode tournante fondue par arc plasma,
Dans un mode de réalisation, la poudre de titane de forme sphérique est du TÎ-6A1-4V ou du Ti grade 2.
Dans un mode de réalisation, la poudre de titane de forme sphérique présente une granulométrie inférieure à 0,150 mm. Au-delà, le frittage serait plus lent et le taux de porosités serait plus élevé. Toutefois, une porosité inférieure à 0,220 mm est possible en variante. La poudre sphérique peut comprendre une partie de granulométrie inférieure ou égale à 0, 100 mm et une partie de granulométrie supérieure à 0,100 mm.
Dans un mode de réalisation, la poudre de titane de forme sphérique présente une granulométrie comprise entre 0,070 et 0,150 mm.
Dans un mode de réalisation, la poudre de titane de forme dendritique est obtenue par procédé de réduction d’iodure métallique par du sodium.
Dans un mode de réalisation, la poudre de titane de forme dendritique est du TÎ-6A1-4V ou du Ti grade 2.
Dans un mode de réalisation, la poudre de titane de forme dendritique présente une granulométrie inférieure à 0, 100 mm, préférablement à 0,050 mm. Il est intéressant que le maximum de granulométrie de la poudre dendritique soit inférieur au maximum de granulométrie de la poudre sphérique.
Dans un mode de réalisation, le procédé comprend avant l’étape de mélange, une étape de fourniture de 40 à moins de 90% en masse de poudre de titane de forme sphérique et de 60 à plus de 10% en masse de poudre de titane de forme dendritique. Dans un mode de réalisation, le procédé comprend avant l’étape de mélange, une étape de fourniture de 40 à 87% en masse de poudre de titane de forme sphérique et de 60 à 13% en masse de poudre de titane de forme dendritique.
Dans un mode de réalisation, le procédé comprend avant l’étape de mélange, une étape de fourniture de 50 à 82,5% en masse de poudre de titane de forme sphérique et de 50 à 17,5% en masse de poudre de titane de forme dendritique.
L’invention propose également une pièce métallique frittée à base de titane, de densité supérieure à 97%, préférablement supérieure à 98,5%, plus préférablement supérieure à 99%, voire 99,9%, de la densité du métal massif.
Dans un mode de réalisation, la pièce métallique frittée comprend en masse, de 5,50 à 6,75% Al, de 3,50 à 4,50 % V, moins de 0,20% Fe, moins de 0,04% C, moins de 0,03% N, moins de 0,005% H, moins de 0,02% O, le reste étant Ti et des impuretés inévitables.
Dans un mode de réalisation, la pièce métallique frittée comprend en masse moins de 0,002% Fe, moins de 0,01% C, moins de 0,02% N, moins de 0,01% H, moins de 0, 1% O, le reste étant Ti et des impuretés inévitables.
Dans un mode de réalisation, la pièce métallique frittée présente un module d’ Young supérieur à 780 N.mm 2
Dans un mode de réalisation, la pièce métallique frittée présente une élongation supérieure à 10%, préférablement à 12 %.
Dans un mode de réalisation, la pièce métallique frittée comprend en masse moins de 0,3% Fe, moins de 0,08% C, moins de 0,03% N, moins de 0,015% H, moins de 0,25% O, le reste étant Ti et des impuretés inévitables.
Dans un mode de réalisation, la pièce métallique frittée présente un module d’ Young supérieur à 748 N.mm-2.
Dans un mode de réalisation, la pièce métallique frittée présente un allongement supérieur à 12%.
La poudre de titane sphérique peut être fabriquée par un procédé d’atomisation au gaz GA, par « Plasma Rotating Electrode Process », PREP, ou par atomisation par plasma PA.
La poudre dendritique peut être fabriquée par le Procédé Armstrong, cf K. Araci, D. Mangabhai, K. Akhtar, 9 - Production de titane par Armstrong Process, Auteur(s): Ma Qian, Francis H. (Sam) Froes, Métallurgie de la poudre de titane, Butterworth-Heinemann, 2015, pages 149 à 162, ISBN 9780128000540. D’autres caractéristiques et avantages de l’invention apparaîtront à l’examen de la description détaillée ci-après, et des dessins annexés:
[figure 1] : une vue au microscope d’une poudre PREP,
[figure 2] : une vue au microscope d’une poudre dendritique,
[figure 3] : une vue au microscope d’un échantillon du lot 1 montrant la porosité
[figure 4] : une vue au microscope d’un échantillon du lot 1 montrant la porosité
[figure 5] : une vue au microscope de la microstructure d’un échantillon du lot 1
[figure 6] : une vue agrandie au microscope de la microstructure d’un échantillon du lot 1.
Les dessins annexés pourront non seulement servir à compléter l’invention, mais aussi contribuer à sa définition, le cas échéant.
La métallurgie des poudres a été de plus en plus développée ces dernières décennies, principalement en raison de l’homogénéité de la composition chimique obtenue grâce aux particules de poudre. La métallurgie des poudres dispose d’un avantage en termes de rentabilité, car elle produit des formes nettes avec un rendement matière de 80%. Ceci est principalement dû au fait que la conception finale nécessite peu d’enlèvement de matière. Afin de produire des pièces complexes, la poudre est utilisée par différentes technologies telles que la fabrication additive, le moulage par injection de métal, le pressage et le frittage ou le pressage isostatique à chaud.
Parmi ces technologies, les technologies de fabrication additive présentent un inconvénient pour la production de pièces complexes à l'échelle industrielle. En effet, elles sont limitées d'une part par la lenteur de fabrication et d'autre part par le coût matière dû à l’exigence d’une poudre sphérique très fine de granulométrie inférieure à 100 pm, cf JP2018145467, US2018021854 et US2018112293.
Les technologies de frittage connues fournissent des pièces à taux de porosité élevé.
La Demanderesse a exploré la voie de la production de composants proches de la forme finale en pressant et en frittant de la poudre pré alliée. Les processus technologiques permettant de produire de la poudre de titane comme les procédés PREP ou les procédés d’atomisation au plasma et d’atomisation au gaz permettent d’obtenir une chimie très propre avec une morphologie très régulière. Les alliages de titane en poudre sphériques de grade 5 issus du procédé PREP, du procédé d’atomisation au gaz ou de pulvérisation au plasma ont une chimie très propre avec une faible teneur en oxygène pouvant être inférieure à 1500 ppm. L'oxygène a une solubilité interstitielle significative dans le titane. D'une part, l'oxygène interstitiel offre un effet de renforcement. D'autre part, il dégrade la ductilité. Ceci est expliqué du fait de la précipitation de alpha à partir de bêta conduisant à des précipités de joint de grains alpha préjudiciables à la ductilité. Une autre raison, comme mentionné par M. Yan, H.P. Tang, M. Qian, 15 - Scavenging of oxygen and chlorine from powder metallurgy (PM) titanium and titanium alloys, Auteurs: Ma Qian, Francis H. (Sam) Froes, Titanium Powder Metallurgy, Butterworth-Heinemann, 2015, Pages 253 à 276, ISBN 9780128000540, est que l’oxygène peut provoquer un pôle d’oxygène enrichi ou ordonné et que de telles hétérogénéités de la microstructure peuvent bloquer la déformation plastique et par conséquent réduire la ductilité. Pour cette raison, la teneur en oxygène de la métallurgie des lingots TÎ-6A1-4V est limitée à 0,2% maximum.
La poudre de titane sphérique ayant une faible teneur en oxygène ainsi qu’une chimie propre à faibles défauts permet d’obtenir de bonnes propriétés mécaniques si la densité de la pièce frittée est proche de la densité théorique, c'est-à-dire celle de l’alliage massif de même composition. C’est la raison pour laquelle les pièces fabriquées à partir de poudre sphérique représentent un intérêt particulier pour les applications aérospatiales. Mais, la poudre sphérique a un mauvais comportement vis-à-vis d’un effort de compression, notamment mis en œuvre lors de la préparation de la pièce à vert avant l’étape de frittage. En effet, la pièce verte qui en résulte a une faible densité relative et il est très difficile d’atteindre une densité élevée après frittage. De plus, un taux de réduction de volume important entre la pièce à vert et la pièce frittée n’est pas souhaité.
Pour être comprimée, la poudre sphérique peut être mélangée avec un liant hydrocolloïde avant compression. Cependant la pièce verte a une faible tenue à vert, selon la norme ASTM B312- 14 Standard Test Method for Green Strength of SpecimensCompactedfromMetal Powders, ASTM International, West Conshohocken, PA, 2014, et nécessite des précautions pour être manipulée. Le retrait du liant organique de la pièce verte nécessite une étape de déliantage avant le frittage. Le déliantage peut être effectué pendant 4 à 7 heures à une température allant de 300°C à 500°C. Mais le liant organique n’est pas complètement évaporé dans la plage de température mentionnée ci-dessus. Les amines (CH-NH) ou les amides (CONH2) qui représentent 10% à 20% du poids total de la molécule ont une température de déliantage supérieure (700°C à 900°C). Ces molécules sont très réactives avec le titane et peuvent conduire à la formation de carbures, nitrures et oxydes dans la matrice lors de la densification finale. La présence de ces carbures peut être nocive pour le comportement mécanique et ne correspond pas aux exigences des applications aérospatiales. La technologie de compaction à grande vitesse (CGV) est une méthode de compression de poudre qui permet d’obtenir des pièces de densité élevé. Comme mentionné dans N. Gey, M. Humbert, M.J. Philippe, Y. Combres, Investigation of the alpha- and beta- texture évolution of hot rolled Ti-64 products, Materials Science and Engineering: A, Volume 219, Parutions 1-2, 1996, Pages 80 à 88, ISSN 0921-5093., la phase de compaction est 500 à 1000 fois plus rapide que par un procédé classique. La densification par CGV est obtenue par des ondes de choc intensives créées par un marteau à commande hydraulique qui transfère l'énergie de compaction à la poudre, cf P.Skoglund, M. Kejzelman, I. Hauer“High density components PM by high velocity compaction” PM2 TEC, Orlando, USA, 2002. Selon US2015239045, la technologie de compaction à grande vitesse est utilisée afin d’atteindre des densités supérieures à 99,5% par la compaction d’une poudre sphérique agglomérée avec un liant organique. Le liant assure une fonction triple de lubrifiant, de dispersant et de colle temporaire. Or, dans le cas du titane ou d'un alliage de titane, la Demanderesse s’est rendu compte que la présence du liant organique dans la composition de la pièce à vert peut être néfaste pour les propriétés mécaniques du fait de la forte réactivité du titane avec le carbone, l'azote ou l'oxygène du liant.
Du point de vue industriel, la compaction à grande vitesse présente un intérêt particulier du fait des densités élevées obtenues et des propriétés mécaniques améliorées au regard des produits fabriqués par les méthodes classiques (pressage, forgeage).
La géométrie des pièces pouvant être produites par la méthode de compaction à grande vitesse est variée.
La présente invention s'est concentrée sur le fait de surmonter les inconvénients du liant organique considéré jusqu’alors comme nécessaire et sur l'élimination du processus de déliantage du cycle de frittage. De plus, la Demanderesse s'est concentrée sur l'amélioration des propriétés mécaniques de la pièce comprimée et frittée. Le pressage a été effectué par compaction à grande vitesse et par frittage sous vide poussé. Le comportement mécanique répond aux exigences standards pour les applications aérospatiales et est très compétitif par rapport aux pièces de métallurgie classique.
L’invention a pour but de fabriquer et de rendre industriellement disponible des pièces en titane fritté de composition chimique précise, de faible porosité et de haute tenue mécanique.
De manière générale, le procédé de fabrication de pièce métallique en titane allié, par frittage rapide d’une poudre, comprend le mélange d’une poudre de titane de forme sphérique et d’une poudre de titane de forme dendritique pour former un mélange, l’agglomération du mélange de poudres de titane par compaction par un bélier se déplaçant à une vitesse supérieure à 2 m.s 1, le mélange de poudres de titane étant dépourvu de liant organique, formant un corps vert apte au frittage et ayant une densité supérieure à 78%, préférablement 80%, de la densité du métal massif. Avant le mélange, on peut fournir de 60 à 90% en masse de poudre de titane de forme sphérique et de 10 à 40% en masse de poudre de titane de forme dendritique. Le corps vert présente une tenue à vert supérieure à 3 MPa. La pression exercée par le bélier peut être comprise entre 600 et 1500 MPa. Le bélier peut se déplacer à une vitesse supérieure à 4 m.s 1. Le frittage du corps vert peut avoir lieu sous atmosphère réductrice, à une pression inférieure à 0,13 Pa (10 4 Torr) et à une température comprise entre 1200°C et 1350°C pour obtenir un corps fritté. La pression dans l’enceinte de frittage peut être supérieure à 0,13 mPa (10 7 Torr). Le frittage du corps vert peut être mené jusqu’à l’obtention d’une densité supérieure à 97%, préférablement supérieure à 98,5%, plus préférablement supérieure à 99%, voire 99,9% de la densité du métal massif, notamment pendant plus de 4 heures. Le corps fritté peut comprendre en masse moins de 0,20% Fe, moins de 0,04% C, moins de 0,03% N, moins de 0,005% H, et/ou moins de 0,02% O et présenter un module d’ Young supérieur à 820 N.mm 2, et une élongation supérieure à 10%, préférablement à 12 %. Après le frittage, peut être prévu un refroidissement sous une pression inférieure à 0, 13 Pa (10 4 Torr), d’une durée comprise entre 12 et 48 heures. La poudre de titane de forme sphérique peut être obtenue par atomisation par plasma, par atomisation de gaz ou par atomisation par électrode tournante fondue par arc plasma, de Ti- 6A1-4V et présenter une granulométrie inférieure à 0, 150 mm, et la poudre de titane de forme dendritique peut être obtenue par procédé de réduction d’iodure métallique par du sodium à partir de TÎ-6A1-4V et présenter une granulométrie inférieure à 0,050 mm. De manière inattendue, la poudre dendritique semble fournir certaines fonctions du liant et permettre de se passer d’autres fonctions.
Poudre sphérique
La poudre sphérique peut être obtenue par atomisation de gaz GA. Un procédé d'atomisation de gaz pour le titane a été mis au point par Crucible Research Division de Crucible Materials Corporation en 1988, C.F. Yolton, Francis H.Froes, 2 - Conventional titanium powder production, Editor(s): Ma Qian, Francis H. (Sam) Froes, Titanium Powder Metallurgy, Butterworth-Heinemann, 2015, Pages 21 à 32, ISBN 9780128000540. La charge de départ est chauffée par induction dans un creuset sous vide ou gaz inerte. La charge en fusion est coulée par le bas dans une buse chauffée par induction. Le flux de métal résultant est atomisé avec un gaz d’argon à grande pression. Les gouttelettes résultantes se solidifient rapidement pendant le refroidissement et permettent la formation de particules de poudre sphériques avec de petits satellites. Les particules de poudre produites par le procédé d'atomisation de gaz vont de 0,010 mm à 0,500 mm et ont une très bonne coulabilité. La teneur en oxygène dépend de la taille des particules de poudre. Une teneur moyenne en oxygène de 0.06% peut être obtenue avec une poudre de particules grossière (0,090 mm à 0,500 mm). Cependant, une teneur moyenne de 0.1% peut être atteinte avec la plus petite poudre de particule (0,010 mm à 0,090 mm). La teneur en carbone, azote et hydrogène ne dépendent pas de la taille des particules. Le procédé d’atomisation par électrode tournante fondue par arc plasma transféré PREP est un procédé d’atomisation centrifuge pour la fabrication de poudre de titane pré-alliée développée par Metals/Starmet, cfC.F. Yolton, Francis H.Froes, 2 - Conventional titanium powder production, Editor(s): Ma Qian, Francis H. (Sam) Froes, Titanium Powder Metallurgy, Butterworth- Heinemann, 2015, Pages 21 à 32, ISBN 9780128000540. Un plasma d'hélium est utilisé afin de faire fondre l'extrémité d'une barre en rotation rapide. Les gouttelettes fondues sont filées et se solidifient en vol dans une atmosphère d'hélium. La poudre PREP est sphérique et est présentée en figure 1. La poudre PREP a une très bonne coulabilité. La taille des particules est comprise entre 0,050 et 0,350 mm, selon M. Yan, H.P. Tang, M. Qian, 15 - Scavenging of oxygen and chlorine from powder metallurgy (PM) titanium and titanium alloys, Auteur(s): Ma Qian, Francis H. (Sam) Froes, Titanium Powder Metallurgy, Butterworth-Heinemann, 2015, Pages 253 à 276, ISBN 9780128000540. La teneur en oxygène de la poudre PREP est comprise entre 0,06% et 0,15% et dépend également de la taille des particules. Une teneur en oxygène plus élevée est atteinte avec les particules ayant un diamètre inférieur à 0, 100 mm tandis qu’une teneur en oxygène plus faible est atteinte avec de la poudre dont le diamètre est supérieur à 0,100 mm.
La poudre sphérique peut être obtenue par atomisation par plasma PA. Un fil de titane est soumis à une torche à plasma à arc non transféré. Le plasma à grande vitesse fait fondre le fil et divise le liquide en fines gouttelettes qui se solidifient en vol. Les poudres produites par ce procédé sont sphériques et ont une distribution granulométrique de 0,025 mm à 0,250 mm. La teneur en oxygène est inférieure à 0,15% et dépend également de la taille des particules.
Figure imgf000012_0001
La poudre dendritique peut être obtenue par un procédé souvent appelé procédé Armstrong. On peut se reporter à K. Araci, D. Mangabhai, K. Akhtar, 9 - Production de titane par Armstrong Process®, Auteur(s): Ma Qian, Francis H. (Sam) Froes, Métallurgie de la poudre de titane, Butterworth-Heinemann, 2015, pages 149 à 162, ISBN 9780128000540. On réduit des iodures métalliques ce qui permet la formation d’une poudre de titane à partir d’une solution gazeuse de tétrachlorure de titane introduite dans la réaction avec une solution liquide de Na. La réaction se produit comme suit : TiCl4(g) + 4Na(l) Ti(s) + 4NaCl(s)
De même, d'autres chlorures de métaux tels que le trichlorure d'aluminium et le tétrachlorure de vanadium peuvent être introduits dans le flux réactionnel pour produire un TÎ-6A1-4V pré allié homogène. La poudre obtenue présente une morphologie de particules dendritique ou de corail et est illustrée en figure 2. La taille des particules de poudre varie de quelques microns à 250.10 6 m. Les poudres issues du Procédé Armstrong® ont une teneur en oxygène comprise entre 0,12% et 0,2%, ce qui correspond aux exigences standard pour un titane de grade 5 et aussi pour un titane de grade 2.
La poudre a un rapport surface sur volume élevé et offre par conséquent une très bonne compressibilité et un très bon comportement en tenue à vert.
Essais
Une poudre sphérique issue du procédé PA a été testée dans des essais. La poudre dendritique est issue du procédé Armstrong. La composition chimique et la taille des particules de toutes les poudres sont présentées dans le tableau 2.
[Tableau 2. Composition chimique des poudres testées.]
Figure imgf000013_0002
a poudre agglomérée représente un mélange de poudre sphérique et de poudre dendritique. Un total de 4 lots (mélanges) a été réalisé avec différentes compositions en pourcentage de poids (60 à 90% pour la poudre sphérique et 10 à 40% pour la poudre dendritique). Ici, le lot représente l'agglomération entre de la poudre sphérique et dendritique. Les poudres ont été mélangées dans un mixeur pendant 2 heures afin d'homogénéiser la distribution de poudre dendritique et de poudre sphérique. Aucun liant organique n'a été ajouté au mélange.
La tenue à vert a été mesurée sur chaque lot conformément à la norme ASTM B312-14 et les résultats sont présentés dans le tableau 3.
[ Tableau 3. Résultats de la tenue à vert.]
Figure imgf000013_0001
I 4 I 60% Sphérique 40% Dendritique | Modélisé 8 |
Ce résultat peut s’expliquer du fait de la bonne répartition de la poudre dendritique et de la poudre sphérique, ce qui permet aux particules sphériques d’avoir une bonne adhérence et par conséquent une bonne tenue à vert. En outre, l'effet positif de l'ajout de poudre dendritique est observé sur le mélange. Les résultats montrent que la tenue à vert passe de 4 MPa à 8 MPa au fur et à mesure que la proposition de poudre dendritique dans le mélange augmente (10% à 40% du poids). En dessous de 10% de poudre dendritique, la tenue à vert est insuffisante pour un frittage de qualité. A 100% de poudre dendritique, le corps vert présente une tenue de 10 MPa. A 100% de poudre sphérique, le corps vert présente une tenue inférieure à 0,5 MPa insuffisante. La tenue à vert a été mesurée séparément sur un agglomérat de poudre sphérique. La tenue à vert sur la poudre sphérique a été mesurée dans deux configurations : sans liant organique et avec un liant organique (5% en poids). Les résultats de tenue à vert obtenus avec de la poudre sphérique sans liant organique sont de 0 MPa. Tandis que la tenue à vert obtenue sur la poudre sphérique avec un liant organique était de 2 MPa. L’utilisation d’une poudre dendritique améliore considérablement la tenue à vert de la pièce verte.
Pressage par compaction à grande vitesse (CGV)
Ont été pressés des échantillons cylindriques d'un diamètre de 82 mm et d'une épaisseur de 13 mm par compaction à grande vitesse (CGV). La machine CGV utilisée pour cette expérience est équipée d'un marteau ou bélier hydraulique et a une capacité maximale de 18 kJ. La vitesse du bélier utilisé est supérieure à 2 m.s 1. Deux conditions de pressage ont été testées, soit 2 m.s 1 et 4 m.s 1). Les échantillons pressés avec une vitesse de compression du bélier de 2 m.s 1 (-600 MPa) atteignent une densité relative de 78%. Tandis que les échantillons pressés avec une vitesse de compression du bélier égale à 4 m.s 1 (-1 500 MPa) atteignent une densité relative de 82%. De plus, dans cette présentation, sont montrés les échantillons pressés avec une vitesse du bélier égale à 4 m.s 1.
Quatre échantillons cylindriques du lot 1 (70% poudre sphérique - 30% poudre dendritique en masse) a été pressé par CGV avec une vitesse du bélier égale à 4 m.s 1. Les résultats de la densité relative moyenne obtenue avec des cylindres compressés par CGV sont présentés dans le tableau 3.
[Tableau 4. Résultats moyens sur des échantillons compactés par compression à grande vitesse.]
Figure imgf000014_0001
Frittage
Le frittage peut être réalisé immédiatement après la compaction, notamment dans un four à vide. L’absence de dégazage de l’agglomérat permet une montée en température rapide et une conservation des propriétés du four. Le cycle de frittage a été réalisé dans une plage de températures allant de 1 200°C à 1 350°C sous une pression de vide poussé allant de 0,13 Pa (10 4 Torr) à 0,13mPa (10 7 Torr) et dont le temps de maintien est de 7 heures afin d'obtenir une densification élevée. Un refroidissement lent sous vide poussé a été réalisé pendant 24 heures afin d'atteindre la température ambiante. Ici sont présentés les résultats obtenus sur des échantillons frittés à 1300°C pendant 7 heures suivis d'un refroidissement lent sous vide poussé 0,0013 Pa (10 6 Torr) pendant 24 heures pour atteindre la température ambiante. Sous une température de 1350°C, la pression peut être plus élevée tout en restant d’au plus 0,13 Pa (10 4 Torr).
Porosité, microstructure et chimie
Les résultats obtenus sur le lot 1 sont reproduits en figures 3 et suivantes. Une fois que les échantillons cylindriques ont été frittés et refroidis, la densité, la porosité interne et la microstructure ont été mesurées. La densité apparente a été mesurée par la technique d'Archimède selon la norme ASTM B-311-17, Standard Test Method for Density of Powder Metallurgy (PM) Materials Containing Less Than Two Percent Porosity, ASTM International, West Conshohocken, PA, 2017. Les échantillons cylindriques ont atteint une densité supérieure à 98.5%. Une densité plus élevée peut être obtenue en augmentant le temps de frittage. La porosité moyenne a été mesurée par analyse d'image en coupe transversale. Les figures 3 et 4 montrent la porosité obtenue sur le cylindre fritté du loti . Les échantillons sont proches de la densité totale théorique et confirment les résultats obtenus par la technique d'Archimède. La porosité moyenne mesurée sur le loti est de 1,2% ± 0,3.
La microstructure des deux échantillons, illustrée aux figures 5 et 6, est une structure typique de Widman-Stàtten avec des grains alpha aciculaires et une porosité intergranulaire bêta. Sur les échantillons du lot 1, la taille moyenne des lamelles alpha est de 5.10 6 m et les colonies alpha ont une taille d'environ 100.10 6 m. Cela est cohérent avec la vitesse de refroidissement lente qui permet d’éviter le captage de l’oxygène pendant le refroidissement. Aucun carbure n'a été observé sur les microstructures frittées.
L'analyse chimique a été effectuée sur des échantillons frittés en utilisant un analyseur Leco de type ONH836 pour les mesures d'oxygène et d'azote et un analyseur de type Leco CS444 pour les mesures de carbone. Les analyses ont été effectuées conformément à la norme ASTM E1409-13, Standard Test Method for Détermination of Oxygen and Nitrogen in Titanium and Titanium Alloys by Inert Gas Fusion, ASTM International, West Conshohocken, PA, 2013, pour identifier la teneur en oxygène et en azote. La norme ASTM E1447-09(2016), Standard Test Method for Détermination of Hydrogen in Titanium and Titanium Alloys by Inert Gas Fusion Thermal Conductivity/Infrared Détection Method, ASTM International, West Conshohocken, PA, 2016 a été utilisée pour déterminer la teneur en hydrogène. Enfin, la norme ASTM E1941-10(2016), Standard Test Method for Détermination of Carbon in Refractory and Reactive Metals and Their Alloys by Combustion Analysis, ASTM International, West Conshohocken, PA, 2016, a été utilisée pour mesurer la teneur en carbone. Les résultats sont présentés dans le tableau 5 et comparés aux normes ASTM B988-13 Standard spécification for powder metallurgy titanium and titanium alloy structural component, ASTM International, West Conshohocken, PA, 2013, et ASTM B-348-13 Standard spécification for titanium and titanium alloys bar and billets, ASTM International, West Conshohocken, PA, 2013 :
[Tableau 5. Analyse chimique en pourcentage massique obtenue sur des échantillons frittés par rapport aux standards.]
Figure imgf000016_0001
L’analyse du tableau 5 met en évidence que la faible teneur en oxygène pendant le frittage a été conservée, tout comme les poudres mises en œuvre initialement avaient une faible teneur en oxygène, voir tableau 2. De plus, la teneur en oxygène est inférieure à 0,2% (valeur imposée comme teneur maximale admissible par la norme ASTM B-348-13). Cela peut s'expliquer par le vide poussé à 0,0013 Pa (10 6 torr) qui a empêché l'oxydation pendant le frittage. Un essai mené à 0,00013 Pa (10 7 torr) avec 100% de poudre dendritique a donné des résultats proches en termes de densité et de propriétés mécaniques. Un piège à oxygène peut permettre une pression plus élevée jusqu’à 0, 13 Pa (10 4 torr). En conclusion, la composition chimique des pièces frittées répond à toutes les exigences des normes ASTM B-348-13 et ASTM B988-13. Essais mécaniques
A partir des cylindres frittés du lot 1, deux éprouvettes de traction ont été usinées afin de tester le comportement mécanique. La machine d’essai de traction utilisée pour ces expériences est Zwick / Roell Z250. L’essai de traction a été effectué conformément à la norme SS EN 6892. L'éprouvette de traction utilisée est du type 6B30. Les tests de traction ont été effectués à température ambiante. Les résultats des propriétés mécaniques sont présentés dans le tableau 5 et comparés aux normes ASTM B-988-13. La norme B-988-13 est requise pour le titane en métallurgie des poudres ainsi que pour les composants structurels en titane.
[Tableau 6. Résultats mécaniques obtenus sur des échantillons frittés PA/Armstrong comparé aux grades 5 ASTM B-348 et ASTM 988-13]
Figure imgf000017_0001
Les propriétés mécaniques indiquées dans le tableau 6 montrent que la limite d'élasticité, la résistance à la rupture et l'allongement à la rupture obtenus sur les échantillons frittés sont supérieurs aux exigences de la norme ASTM B-988-13 qui est la norme appliquée pour les pièces fabriquées à l’aide de poudre de titane alliée.
La présente invention permet l’élimination du déliantage. Aucun liant organique n’a été utilisé pour l’agglomération des poudres. Sur le plan de l’impact environnemental, le rendement matière - c’est-à-dire l’écart entre la quantité de matière engagée dans le procédé et la quantité de matière du produit obtenu- est de 97% au niveau de l’enchaînement opératoire ainsi décrit et estimée à 80% minimum lors de l’usinage final.
En effet le procédé selon l’invention permet d’obtenir des dimensions de pièces très proches de la cote finale. Au global le rendement matière est donc de 78% pour l’obtention de pièces denses à partir de poudre. Le rendement matière de pièces similaires par la filière forge est au mieux de l’ordre de 40%. Cette différence de rendement matière se traduit également de matière avantageuse en réduction de la consommation énergétique.
Des essais supplémentaires ont été menés avec les mêmes poudres que précédemment. Trois mélanges ont été dosés en masse :
A : 50% poudre sphérique, 50% poudre dendritique,
B: 70% poudre sphérique, 30% poudre dendritique,
C: 82,5% poudre sphérique, 17,5% poudre dendritique.
La tenue à vert est satisfaisante. La densité après compaction et avant frittage est comprise entre 81 et 83%. Après frittage, la porosité moyenne est de 1,07% au sein d’une pièce réalisée avec le mélange A ; 2, 18% pour la pièce réalisée avec le mélange B ; 2,24% pour la pièce réalisée avec le mélange C. La densité après frittage est supérieure à 97% mesurée par la méthode d’Archimède. La dureté Vickers est d’au moins 370. Les essais ont été menés avec une poudre dendritique stockée en atmosphère ambiante et une poudre sphérique sortant de production. Une amélioration de la densité et une diminution de la porosité sont attendues avec des poudres sortant de production ou un stockage de poudres sous atmosphère protégée empêchant une reprise d’humidité.
L’invention ne se limite pas aux exemples de procédé et d’appareil décrits ci-avant, seulement à titre d’exemple, mais elle englobe toutes les variantes que pourra envisager l’homme de l’art dans le cadre des revendications ci-après.

Claims

Revendications
[Revendication 1] Procédé de fabrication d’une pièce métallique à base de titane, par frittage d’une poudre, le procédé comprenant une étape de mélange d’une poudre de titane de forme sphérique et d’une poudre de titane de forme dendritique pour former un mélange, une étape d’agglomération du mélange de poudres de titane par compaction par un bélier se déplaçant à une vitesse supérieure à 2 m.s·1, le mélange de poudres de titane étant dépourvu de liant, notamment organique, formant un corps vert ou agglomérat apte au frittage ayant une densité supérieure à 78%, préférablement 80%, de la densité du métal massif, et une étape de frittage du corps vert.
[Revendication 2] Procédé selon la revendication 1 , comprenant avant l’étape de mélange, une étape de fourniture de 60 à 90% en masse de poudre de titane de forme sphérique et de 10 à 40% en masse de poudre de titane de forme dendritique, et le corps vert présente une tenue à vert supérieure à 3 MPa.
[Revendication 3] Procédé selon la revendication 1 ou 2, dans lequel la pression exercée par le bélier est comprise entre 600 et 1500 MPa.
[Revendication 4] Procédé selon l’une des revendications précédentes, dans lequel le bélier se déplaçant à une vitesse supérieure à 4 m.s 1.
[Revendication 5] Procédé selon l’une des revendications précédentes, l’étape de frittage du corps vert est effectuée sous atmosphère neutre à réductrice, à une pression inférieure à 0,13 Pa (10-4 Torr) et à une température comprise entre 1200°C et 1350°C pour obtenir un corps fritté.
[Revendication 6] Procédé selon la revendication 5, dans lequel la pression de frittage est supérieure à 0,13 mPa (107 Torr).
[Revendication 7] Procédé selon la revendication 5 ou 6, dans lequel l’étape de frittage du corps vert est menée jusqu’à l’obtention d’une densité
supérieure à 97%, préférablement supérieure à 98,5%, plus préférablement supérieure à 99%, voire 99,9%, de la densité du métal massif, notamment pendant plus de 4 heures.
[Revendication 8] Procédé selon l’une des revendications précédentes, comprenant une étape de refroidissement à une pression inférieure à 0,13 Pa (104 Torr), après l’étape de frittage, d’une durée comprise entre 12 et 48 heures.
[Revendication 9] Procédé selon l’une des revendications précédentes, dans lequel la poudre de titane de forme sphérique est obtenue par atomisation par plasma, par atomisation de gaz ou par atomisation par électrode tournante fondue par arc plasma, et présente une granulométrie inférieure à 150.106 m, et la poudre de titane de forme dendritique est obtenue par procédé de réduction d’iodure métallique par du sodium et présente une granulométrie inférieure à 100.106 m, préférablement 50.10-6 m.
[Revendication 10] Procédé selon l’une des revendications précédentes, comprenant avant l’étape de mélange, une étape de fourniture de 40 à moins de 90% en masse de poudre de titane de forme sphérique et de 60 à plus de 10% en masse de poudre de titane de forme dendritique, préférablement de 40 à 87% en masse de poudre de titane de forme sphérique et de 60 à 13% en masse de poudre de titane de forme dendritique, plus préférablement de 50 à 82,5% en masse de poudre de titane de forme sphérique et de 50 à 17,5% en masse de poudre de titane de forme dendritique.
[Revendication 11 ] Pièce métallique frittée à base de titane, de densité supérieure à 97%, préférablement supérieure à 98,5%, plus préférablement supérieure à 99%, voire 99,9%, de la densité du métal massif réalisée avec le procédé selon l’une des revendications précédentes.
[Revendication 12] Pièce métallique frittée selon la revendication 11 , comprenant en masse, de 5,50 à 6,75% Al, de 3,50 à 4,50 % V, moins de 0,20% Fe, moins de 0,04% C, moins de 0,03% N, moins de 0,005% H, moins de 0,02% O, le reste étant Ti et des impuretés inévitables et présentant un module d’Young supérieur à 820 N. mm 2, et une élongation supérieure à 10%, préférablement à 12 %.
[Revendication 13] Pièce métallique frittée selon la revendication 11 , comprenant en masse, la pièce métallique frittée comprend en masse, moins de 0,002% Fe, moins de 0,01 % C, moins de 0,02% N, moins de 0,01 % H, moins de 0,1 % O, le reste étant Ti et des impuretés inévitables et présentant un module d’Young supérieur à 748 N. mm 2 et un allongement supérieur à 18%. [Revendication 14] Pièce métallique frittée selon la revendication 11 ou 13, comprenant en masse moins de 0,02% O.]
PCT/EP2020/066415 2019-06-14 2020-06-13 Procede de fabrication d'une piece metallique a base de titane, par frittage rapide et piece metallique frittee a base de titane WO2020249808A1 (fr)

Priority Applications (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US17/618,769 US20220258234A1 (en) 2019-06-14 2020-06-13 Method for manufacturing a metal part made from titanium, by rapid sintering, and sintered metal part made from titanium
EP20731157.2A EP3983569A1 (fr) 2019-06-14 2020-06-13 Procede de fabrication d'une piece metallique a base de titane, par frittage rapide et piece metallique frittee a base de titane

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
FR1906425A FR3099771A1 (fr) 2019-06-14 2019-06-14 Full dense parts obtained by pressing hybrid titanium alloy powder by high velocity compaction and sintering in high vacuum
FRFR1906425 2019-06-14
FR1910862A FR3099772B1 (fr) 2019-06-14 2019-10-01 Procédé de fabrication d’une pièce métallique à base de titane, par frittage rapide et pièce métallique frittée à base de titane
FRFR1910862 2019-10-01

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2020249808A1 true WO2020249808A1 (fr) 2020-12-17

Family

ID=71016568

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/EP2020/066415 WO2020249808A1 (fr) 2019-06-14 2020-06-13 Procede de fabrication d'une piece metallique a base de titane, par frittage rapide et piece metallique frittee a base de titane

Country Status (3)

Country Link
US (1) US20220258234A1 (fr)
EP (1) EP3983569A1 (fr)
WO (1) WO2020249808A1 (fr)

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102133641B (zh) * 2011-04-19 2012-10-24 广州有色金属研究院 一种Ti-6Al-4V合金的粉末冶金方法
US20150239045A1 (en) 2009-01-12 2015-08-27 Metec Powder Metal Ab Multilevel parts from agglomerated spherical metal powder
US20180021854A1 (en) 2015-03-05 2018-01-25 Toho Titanium Co., Ltd. Titanium-based powder, and ingot and sintered article thereof
US20180112293A1 (en) 2015-05-21 2018-04-26 Safran Aircraft Engines A composition for fabricating parts out of titanium aluminide by sintering powder, and a fabrication method using such a composition
JP2018145467A (ja) 2017-03-03 2018-09-20 東邦チタニウム株式会社 チタン系粉、チタン系粉を溶解して得られたチタン系溶製品及びチタン系粉を焼結して得られたチタン系焼結品

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20150239045A1 (en) 2009-01-12 2015-08-27 Metec Powder Metal Ab Multilevel parts from agglomerated spherical metal powder
CN102133641B (zh) * 2011-04-19 2012-10-24 广州有色金属研究院 一种Ti-6Al-4V合金的粉末冶金方法
US20180021854A1 (en) 2015-03-05 2018-01-25 Toho Titanium Co., Ltd. Titanium-based powder, and ingot and sintered article thereof
US20180112293A1 (en) 2015-05-21 2018-04-26 Safran Aircraft Engines A composition for fabricating parts out of titanium aluminide by sintering powder, and a fabrication method using such a composition
JP2018145467A (ja) 2017-03-03 2018-09-20 東邦チタニウム株式会社 チタン系粉、チタン系粉を溶解して得られたチタン系溶製品及びチタン系粉を焼結して得られたチタン系焼結品

Non-Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
G. LÜTJERINGJ.C. WILLIAMS: "3 - technological aspects", 2007, SPRINGER, article "Titanium", pages: 203 - 258
KHAN DIL FARAZ ET AL: "Compaction of Ti-6Al-4V powder using high velocity compaction technique", MATERIALS AND DESIGN, LONDON, GB, vol. 50, 21 March 2013 (2013-03-21), pages 479 - 483, XP028552553, ISSN: 0261-3069, DOI: 10.1016/J.MATDES.2013.03.003 *
MA QIANFRANCIS H. (SAM) FROES: "Métallurgie de la poudre de titane", 2015, BUTTERWORTH-HEINEMANN, article "9 - Production de titane par Armstrong Process®", pages: 149 - 162
MA QIANFRANCIS H. (SAM) FROES: "Titanium Powder Metallurgy", 2015, BUTTERWORTH-HEINEMANN, article "15 - Scavenging of oxygen and chlorine from powder metallurgy (PM) titanium and titanium alloys", pages: 253 - 276
N. GEYM. HUMBERTM.J. PHILIPPEY. COMBRES: "Investigation of the alpha- and beta- texture évolution of hot rolled Ti-64 products", MATERIALS SCIENCE AND ENGINEERING: A, vol. 219, 1996, pages 80 - 88, ISSN: 0921-5093
P.SKOGLUNDM. KEJZELMANI. HAUER: "High density components PM by high velocity compaction", PM2 TEC, 2002
R. BOYERE.W. COLLINGSG. WELSCH: "Materials Properties Handbook: Titanium Alloys", 1994

Also Published As

Publication number Publication date
EP3983569A1 (fr) 2022-04-20
US20220258234A1 (en) 2022-08-18

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US9833835B2 (en) Dispersoid reinforced alloy powder and method of making
EP3622095B1 (fr) Piece en alliage d'aluminium et son procédé de fabrication
WO2019155180A1 (fr) Procédé de fabrication d'une pièce en alliage d'aluminium
WO2000008222A1 (fr) Procede de fabrication d'un alliage intermetallique fer-aluminium renforce par des dispersoides de ceramique et alliage ainsi obtenu
FR3077524A1 (fr) Procede de fabrication d'une piece en alliage d'aluminium et de chrome
WO2020070452A1 (fr) Procede de fabrication d'une piece en alliage d'aluminium
EP3860787A1 (fr) Procédé de fabrication d'une pièce en alliage d'aluminium
EP2321440A2 (fr) Procédé de préparation d'une pièce en superalliage base nickel et pièce ainsi obtenue
WO2020002813A1 (fr) Procede de fabrication d'une piece en alliage d'aluminium
EP3821049A1 (fr) Procédé de fabrication d'une pièce en alliage d'aluminium
EP3747573A1 (fr) Procede de fabrication additive d'une piece en un alliage cca nitrure
FR2805828A1 (fr) Alliage a base d'aluminium contenant du bore et son procede de fabrication
FR3099772A1 (fr) Procédé de fabrication d’une pièce métallique à base de titane, par frittage rapide et pièce métallique frittée à base de titane
WO2020249808A1 (fr) Procede de fabrication d'une piece metallique a base de titane, par frittage rapide et piece metallique frittee a base de titane
FR2707191A1 (fr) Poudre métallique pour la réalisation de pièces par compression et frittage et procédé d'obtention de cette poudre.
EP3810817A1 (fr) Procede de fabrication d'une piece en alliage d'aluminium
CN110607487B (zh) ODS-Fe3Al合金、合金制品及其制备方法
EP4149703A2 (fr) Procédé de fabrication d'une pièce en alliage d'aluminium
KR19990088161A (ko) 열처리된용사성형초합금제품및그의제조방법
FR3096990A1 (fr) Alliage CCA nitruré à durcissement structural
FR3096988A1 (fr) Procédé de fabrication par frittage d’une pièce en un alliage CCA nitruré
WO2024033586A1 (fr) Alliage a bas coefficient de dilatation thermique et resistance mecanique elevee
WO2023161576A1 (fr) Poudre d'alliage, procédé de fabrication d'une pièce à base de cet alliage et pièce ainsi obtenue
EP0936277A1 (fr) Procédé de fabrication d'un alliage intermétallique fer-aluminium, et alliage intermétallique fer-aluminium
FR2534598A1 (fr) Procede de fabrication de matieres constituees de composants difficilement miscibles entre eux, notamment des matieres metalliques

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 20731157

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2020731157

Country of ref document: EP

Effective date: 20220114