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Cette invention concerne les alliages de titane contenant de l'étain et de 1'aluminium.
On a proposé des alliages de titane avec de l'étain et de l'aluminium. contenant jusqu'à 31% d'étain et jusqu' à 10% d'aluminium. Ces alliages sont de structure alpha et ont une bonne résistance mécanique à chaud et à froid ainsi qu'une résistance à l'oxydation.
Toutefois, pour certaines applications, particulièrement dans l es turbines a gaz, on exige de bonnes caractéristiques de réactivité et sous 'ce rapport les alliages de titane n'ont pas donne des résultats acceptables à 'des températures dépassant 300 C.
Le but de la présente invention est de procurer un procé-
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dé permettant d'améliorer les caractéristiques de réactivité des alliages de titane-étain-aluminium.
Suivant l'invention, un procédé.de traitement thermique des alliages à base de titane en phase alpha compris dans la gamme de composition de 5 à 181/2% d'étain, 1 à 7% d'aluminium, 0,005 à 0,3% de carbone, 0,1 à 0,3% d'oxygène, 0,005 à 0,15% d'azote consiste à chauffer l'alliage à .une température à laquelle la totalité ou la presque totalité de la phase alpha est transformée en phase bêta, et à refroidir l'alliage assez rapidement pour provoquer une transformation du type martensitique de la phase bêta en phase alpha.
Suivant une caractéristique de l'invention, l'alliage, après refroidissement, est réchauffé à une température comprise dans la gamme de températures de la phase alpha, après quoi on le laisse refroidir.
Lorsqu'ils sont traitée par le procédé décrit ici, ces alliages présentent d'excellentes caractéristiques de réactivité et une très bonne ductilité à la température ordinaire. Ces .caractéristiques constituent une amélioration vis-à-vis de celles des alliages titane-étain-aluminium connus.
On a proposé d'ajouter' des éléments de stabilisation alpha et bêta aux alliages titane-étain-aluminium dans le but d'améliorer les caractéristiques de ces alliages. On a constaté que -le traitement thermique peut être appliqué avantageusement aux alliages titane-étain-aluminium qui'ont été modifiés par l'addition, jusqu'à 5% au total, d'un ou de plusieurs stabilisateurs alpha et/ou bêta, comprenant les éléments:.molybdène, manganèse, vanadium, silicium, fer, cuivre, antimoine, indium.niobium, zirconium, tantale, argent, chrome, cobalt, nickel, tungstène et cérium.
Les -caractéristiques de réactivitéde ces alliages sont considérablement améliorées par le traitement thermique et les modifications de caractéristiques mentionnées ci-dessus peuvent
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être maintenues après le traitement thermique.
Ce traitement thermique consiste à chauffer l'alliage à une température dépassant 1000 C pendait une courte période pour être certain que la transformation d'alpha. en bêta soit pratique- ment complète, et à refroidir ensuite rapidement, par exemple, par immersion dans l'eau. De préférence l'alliage est alors réchauffé à une température comprise entre 400 et 900 C. Les opérations de chauffage peuvent être effectuées dans un four à recuire normal ou dans un bain de sel.
Bien que .le traitement donne lieu à une certaine amélio- ration des caractéristiques aux températures élevées des alliages dont les t neurs en aluminium et en étain se trouvent au dehors de la gamme préférée, cette amélioration estbeaucoup moindre que pour le alliages dont les teneurs sont comprises dans la gamme préférée. Les limites de compositions de la gamme préférée s'établissent à 2% d'aluminium pour 11% d'étain; 5?Il d'aluminium, pour 71/2% d'étain; 2% d'aluminium pour 81/2% d'étain; 51/2% d'aluminium pour 111/2% d'étain.
La gamme des alliages entrant dans ces limites est représentée par la surface hachurée du diagramme des compositions ci-annexé, où l'on n'a indiqué que les teneurs en étain et en aluminium, étant entendu que le complément est formé par le titane. La teneur totale en éléments interstitiels, oxygène, azote et carbone ensemble ne doit pas être inférieure à 0,05% ni supérieure à 0,3%, la teneur préférée étant de 0,121,',or pour les teneurs en oxygène avec.le carbone et l'azote au niveau le plus bas qu'on peut obtenir'dans la fabrication industrielle.
L'effet de différentes conditions de laminage à chaud et de recuit et du traitement thermique qui fait partie de la présente invention est consigné dans le tableau I qui montre qu'une améliora- tion considérable des caractéristiques de réactivité est obtenue par l'application du traitement thermique à un alliage à 121/2% d'étain et 21/2% d'aluminium avec les éléments interstitiels de la. gamme préférée.
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Les alliages titane-étain-aluminiura présentent de bonnes caractéristiques de résistance à la traction et on remarquera en consultant les tableaux I et II que le traitement thermique de trempe par refroidissement brusque et de vieillissement augmente la ductilité pour seulement une légère réduction de la charge lors de l'essai, tandis que la résistance à la traction est peu affectée.
Une comparaison des caractéristiques des éprouvettes soumises au traitement thermique selon le tableau I avec celles des éprouvettes non soumises au traitement thermique sollicitées de la même façon aux essais montre que tant à la température ordinaire qu'à des températures élevées les éprouvettes qui ont été soumises au traitement thermique ont une plus grande résistance à la traction et une meilleure ductilité tandis que les caractéristiques de réactivité en charge sont considérablement améliorées.
Bien qu'une amélioration des caractéristiques de réactivité soit obtenue par un traitement thermique en une seule phase consistant à refroidir brusquement depuis une température de 1100 C, une amélioration supplémentaire considérable est,obtenue par un traitement en deux phases où le refroidissement brusque est suivi d'un vieillissement. Cet effet est représenté au tableau II où les caractéristiques de réactivité et de résistance à la traction sont indiquées pour un alliage ayant une composition et une teneur interstitielle comprises dans la gamme préférée. Le traitement ther- mique en deux phases a pour effet d'augmenter la ductilité comme l'indique le taux d'élongation,¯tandis que la charge lors des essais et la résistance à la traction sont légèrement réduites, bien qu' étant encore suffisantes.
La déformation plastique due à la réactivité a été réduite d'environ 50% par l'application du traitement thermique en deux phases.
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OLBATJ 1
EMI6.2
Eff"'t!'" c1" tr"'i tel"'nt tbprnlio11e ur les crtr",étéristiauE's de réctivi té et. rsistanc<" . la action d'un alliA'? à 12-! ;; (Pétain et 2?r % d'alu':'TJinh1."'!l
EMI6.3
Gn7,rj i ,ns D.? Réactivité à 5.426 T -#.-####### jii;ti.in< <......l-f3'µ*iltcs Essais tract;on. li"!-? .c?Ti2 ÀOOOC. Essais trpct-iori.
"""'"'f" Traitement '''hEr- ¯O?1. ô-", RP"17C- ' T1 fn,."a... ' Défnr- Défor- 'SSrIiS .-^.. ^ tP''ttni7.;;ß.,: ' .¯¯¯¯¯ ËSSa7.S n/ C tion';ù (ïotllas-m?ÉiJn ;natj,on "i / tïon plas-tion mat.on tioue ini-pfir fac-poas- ' ¯¯,¯,¯ ¯ ¯ ¯¯¯¯ tiale. tivitp g-i thue '",'##*""'" ' '"*" ' "- "### #- -- --#'.- ## - - ###--.¯¯...
a>¯7rs totale Cherge Résistan- Elonga- Cherté Rësisten- Elonea- 300 h. en % de 1-les- ce la tion en de l' es- ce. la tion en après sai 0 05 traction sur sai- 0,05¯¯ traction e, sur 300 anres r? . (T/oe-2.) --.T/¯ c12 T/c2 T/c.n2 300 h. /CRi2.) E/cm2 4 T/cm2 1/CZ2 AVs 950 1,0 0,079 0,388 0,467 9,256 10,977 12 5,333 7,504 ¯¯¯ ¯ . il¯ 950 " recuit 1 h à 0, 325 0,790 1,11-5 8, 233 9,612 18 4,217 6,1?± 25 105p ' 0 01106 0,328 0.434 9,209 11,008 o", l.2 4.605 6.109 70 0,025 0,969 0,99l;
g,465 11, lol 14 5,163 6,93Q 1¯ 105. ,70 recuit 11 h à 0,oi,0 025 0,8.,,3. 9.054 11,256 8 5,070 7,085 19 , Iroooc 1050 70 recuit 1 h. à défasse 8000C l'à 81,806 10,651 16 4,326 6.124 800 C µ,806 10,651 4,326 6,12± 28 ¯ - - Tremné arr' es 11.3 0,.175 0;286 8,171. io ?6.fi. 4,656 6,961 20 1 h. . 110 C - 7- "' , ¯7¯' 10 ?6..,. ' vi guisse.,aent lh
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TABLEAU Il
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F-rf'.e-9 (!*i vaei'11.i sefPn t sur 1: reactivité et la résistée à la traction de-tir- alliage à 1?j $ d'étain et 2 c1' ahiainiLa trempé à l100 C. ¯¯¯¯¯¯
EMI7.3
Essais fie réactivi wé . Essais de traction G ,4?0 m/Cm..2 à 1,00 C -------------- ----------.- ¯¯¯ Triterent D'zor''- Défor::11'!- Défori1f-'- Essais à la tem-oérature ordinai-re Essais à 400 C.
'-'<1'lP 'nt- nar tion plas ¯.'--- ---'-- .----.' +il' r Ict-tvi tJ.Cl1'e to- Charge de R6 -: t.., (!<> Eloyi7p- Charge Résistance Elentx "'-- . ,iJ té en % Laie en , p.re E' s+.s:.<, n;.. a Elonp'f1- Charge Résistance Elnm!pti-ir après 300h.11, aprbs 1>es8pi la trqction tien en % l'essai à la trac- en si).- 300 h. 0'05' -/ cm2 sur 4 0,05 tirn V"s T.I C:112 T/ cri2 T / C"112 Trmn0 3nrns 0,146 'l,ja2'% 0,573 7,5658 10,605 14 4,202 7,132 1 b h,, .,.'10 C 'T''''''''''1'''\ P!'3S O,i,3 0,173 0,2556 8,.70 10,264 21 4,636 6,961 20 1 :!1 è ll.0noc T,r;¯i ]¯1¯iS (''1'Tlt ' <3000
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On a constata que Inefficacité du traitement thermique dépend des quantités d'éléments interstitiels, carbone, oxygène et azote qui sont présentes.
Si la teneur en ',ces éléments séparés ou en combinaison est trop élevée, la duetilité à la température ordinaire est défavorablement influencée, mais d'autre part, une insuffisance, d'éléments interstitiels empêche le développement de l'amélioration des caractéristiques de réactivité par le traitement thermique. L'effet des éléments interstitiels sur les caractéristiques de réactivité d'un alliage à 121/2% d'étain et 21/2% d'aluminium après trempe.à 1100 C et vieillissement à 800 C pendant 1 heure est indiqué dans le tableau III. Dans ce tableau, les valeurs de la première série sont celles qui se rapportent à . cet alliage contenant des quantités modérées de chacun des éléments interstitiels.
Les autres valeurs indiquées sont celles qui se rapportent à des alliages semblables où la quantité de l'un des éléments interstitiels a été augmentée. L'augmentation des quantités ou teneurs de plus d'un de ces éléments dans la gamme préférée améliore les caractéristiques de réactivité tout .en maintenant encore une ductilité acceptable à la température ordinaire. Une trop grande augmentation des teneurs en ces éléments rend l'alliage cassant.
Les effets sur la ductilité à la température ordinaire de l'augmentation des teneurs en éléments interstitiels, tant isolément qu'en combinaison, sont indiqués dans le tableau IV qui donne le pourcentage d'élongation sur éprouvette d'une longueur de 4 #section. L'alliage avait une teneur de 13%. en étain et 2,75% en aluminium et a été trempé à une température de 1300 C et soumis au vieillissement à 800 C pendant 2 heures. Dans le tableau la lettre "B" indique que l'alliage est cassant.
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TABLEAU III Effets des éléments interstitiels sur les caractéristiques de réacti-
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vité d'un alliage à 12].µ.> d'ét.in et 2',v d'alurainium trempé à 1000 C et soumis aw viei1lÜrsenent a $00 C' endant 1 heure.
Lssai de réactîvité à 5. L.26 T/c à .03 C
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Composition réelle : Déformation Déformation Déforation
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<tb>
<tb> plastique <SEP> par <SEP> réacti- <SEP> plastique
<tb> Carbone <SEP> Oxygène <SEP> Azote <SEP> initiale <SEP> % <SEP> vité <SEP> en <SEP> % <SEP> totale <SEP> après
<tb> après <SEP> 600 <SEP> h. <SEP> 300 <SEP> h.
<tb>
EMI9.4
0,14 G,052 O:Q20 3,51 1,061 4,571 0,15 0,,Il 0,043 0,720 0,138 0,858 0,13 z275 0,>06 0,070 0,203 O,î73
EMI9.5
<tb>
<tb> 0, <SEP> 098 <SEP> 0,13 <SEP> 0,0.76 <SEP> 0,381 <SEP> 0,141 <SEP> 0,522
<tb> 0,12 <SEP> 0,10 <SEP> 0,27 <SEP> 0,123 <SEP> 0,223 <SEP> 0,346
<tb> 0,31 <SEP> 0,054 <SEP> 0,021 <SEP> 1,85 <SEP> 0,183 <SEP> 2,033
<tb>
EMI9.6
L'augmeiation de la teneur en azote diminue la ductilité, comme c'est représenté par les deux séries de valeurs dans le tableau IV et aussi dans le tableau où l'on a indiqué l'effet de l'augmenta-
EMI9.7
tion de la teneur en azote dans un alliage à l2-?à5 d'étain et 2i% d'aluminiun, à faibles teneurs en carbone et en oxygène. Ces alliages ont été trempés à 1100 C et soumis au vieillissement à 800 C pendant 1 heure.
TABLEAU IV Effet des éléments interstitiels sur la ductilité à la température
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ordinaire d'un alliage à 13% d'étain et 2,75 d'alunin1ula, trempé à 1330 C et soumis au vieillissement à 800 pendant 22 heures.
¯¯¯(Valeurs de l'allongement en % sur A V C "B" cassant
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<tb>
<tb> Carbone <SEP> Azote <SEP> 0,025% <SEP> Azote <SEP> 0,055%
<tb>
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oxv;zène 7. Oxvène- ia 0,1 0,15 0,2.0 0,25 0,3 0,1 0,15 0,20 0,25 0,3
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<tb>
<tb> 0,05 <SEP> 12 <SEP> 8 <SEP> 7 <SEP> 8 <SEP> B <SEP> 11 <SEP> 12 <SEP> 9 <SEP> B <SEP> B
<tb> 0,1 <SEP> 9 <SEP> 11 <SEP> 1 <SEP> B <SEP> B <SEP> 9 <SEP> 6 <SEP> 2 <SEP> 2 <SEP> B
<tb> 0,15 <SEP> 6 <SEP> 6 <SEP> B <SEP> 1 <SEP> B <SEP> 2 <SEP> B <SEP> B <SEP> B <SEP> B
<tb> 0,20 <SEP> B <SEP> B <SEP> B <SEP> B <SEP> B <SEP> 1 <SEP> B <SEP> B <SEP> B' <SEP> B
<tb> 0,25 <SEP> B <SEP> 2 <SEP> B <SEP> B <SEP> B <SEP> B <SEP> B <SEP> B <SEP> B <SEP> B
<tb>
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TABLEAU V Effet de l'azote sur la ductilité à la température ordinaire
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d'un alliage à 12% d'étain et 2-li;
,o daluminimri trempé à 1100C et soumis au vieilli sseiiieiit à 00 C pendant 1 heure. ---
EMI10.2
<tb>
<tb> Oxygène <SEP> 0,05% <SEP> Carbone <SEP> 0,05%
<tb> Azote <SEP> %
<tb> 0,02 <SEP> 0,1 <SEP> 0,25 <SEP> 0,5
<tb> Allongement <SEP> %
<tb> sur <SEP> 4 <SEP> V <SEP> S <SEP> 18 <SEP> 12 <SEP> cassant <SEP> cassant
<tb>
Des tableaux III, IV et V il ressort clairement que les effets utiles du traitement thermique sont limités à une gamme relativement faible de teneurs en éléments interstitiels. Lorsque les quantités de ces éléments interstitiels sont maintenues dans la gamme préférée et qu'on fait varier les quantités des éléments principaux de l'alliage on n'obtient de bonnes caractéristiques de réactivité en même temps qu'une ductilité adéquate à la température ordinaire que pour les alliages qui se situent dans la gamme préférée.
Ceci est illustré dans le tableau VI qui montre l'effet de la composition sur les caractéristiques de réactivité d'alliages titane-aluninium-étain trempés à 1100 C et soumis au vieillissement à 800 C pendant 1 heure.
TABLEAU VI Effet de la composition sur les caractéristiques de réactivité d'allé -ges titane-aluminium-étain trempés à 1100 C et soumis au vieillissement à 800 C .pendant 1 heure.
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<tb>
<tb>
Composition <SEP> % <SEP> Comportement <SEP> à <SEP> 400 C <SEP> sous <SEP> une <SEP> traction
<tb> de <SEP> 5,426 <SEP> T/cm2
<tb> Etain <SEP> Aluminium- <SEP> Déformation <SEP> plastique <SEP> Déformation <SEP> par <SEP> réacinitiale <SEP> en <SEP> % <SEP> tivité <SEP> en <SEP> % <SEP> en <SEP> 300 <SEP> h.
<tb>
121/2 <SEP> 0 <SEP> rupture <SEP> en <SEP> moins <SEP> de <SEP> 300 <SEP> heures
<tb>
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7j 2µ " " " 300 heures
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<tb>
<tb> 121/2 <SEP> 21/2 <SEP> 0,113 <SEP> 0,173
<tb> 171/2 <SEP> 21/2 <SEP> 0,066 <SEP> 0,073
<tb> 221/2 <SEP> 21/2 <SEP> rupture <SEP> en <SEP> moins <SEP> de <SEP> 300'heures
<tb>
EMI10.6
2z 5 Il Il Il'' fi 300 heures
EMI10.7
<tb>
<tb> 121/2 <SEP> 5 <SEP> nulle <SEP> 0,058
<tb> 171/2 <SEP> 5 <SEP> rupture <SEP> en <SEP> ;
,ioins <SEP> de <SEP> 300 <SEP> heures
<tb> 21/2 <SEP> 71/2 <SEP> " <SEP> " <SEP> " <SEP> " <SEP> 300 <SEP> heures
<tb>
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Après le traitement thermique, des tensions d'un ordre relativement élevé peuvent être appliquées à des températures considérées jusqu'ici comme étant excessivement élevées pour le tita- nium et les degrés de déformation due à la réactive conservent une valeur admissible.
Les résultats d'essais de réactivité compara- tifs sont consignés dans le tableau VII où l'on peut constater que comme conséquence du traitement thermique, un alliage contenant 13% étain et 2 3/4% d'aluminium présente un faible degré de déformation due à la réactivité à 500 C sous un effort de 2,326 T/cm2 tandis que sous 3,101 T/cm2 la déformation est encore acceptable sur la base d'essais de courte durée. Le tableau VII montre aussi les caractéristiques de réactivité amélior.ées de la matière soumise au traitement thermique en comparaison de la matière soumise au recuit, particulièrement à de hautes tempé- ratures et fortement sollicitée.
La température à laquelle l'alliage peut être chauffé avant d'être trempé par refroidissement brusque se trouve dans la gamme de la, phase bêta qui comprend théoriquement. toutes les tempé- ratures entre 1000 C environ et une température située juste en dessous du point de fusion. Toutefois, en pratique, des difficultés dues aux battitures réduisent la limite supérieure à environ 1500 C bien qu'on puisse élever cette limite par l'emploi d'une atmosphère inerte.
A des températures proches de la limite des phases, une faible quantité de la phase alpha peut ne pas se transformer en phase bêta et bien que ceci n'altère pas sensiblement les propriétés résultantes, il est recommandable d'employer une température bien supérieure à la limite des phases.
La durée du chauffage de l'alliage dans la gamme de tempé- ratures de la phase bêta n'est pas critique et il suffit de chauffer l'alliage pendant une courte période seulement à la température désirée et d'effectuer la trempe ensuite. D'autre part, le chauffage à cette température peut être prolongé sans altérer d'une façon prjudiciable les caractéristiques de réactivité.
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TABLEAU VII
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Comparaison ces carsctcristiques de rëactivite à 400 C et 500 C d'un alliage de titane va. 13.. d'étain et ?,75,:
d'alu.l1iniuin recuit et saurais au traitement thermique.
EMI12.2
<tb>
<tb> Conditions <SEP> Conditions <SEP> de <SEP> Défonça- <SEP> Défor- <SEP> Déformation
<tb> l'essai <SEP> de <SEP> la <SEP> tion <SEP> plas- <SEP> mation <SEP> à <SEP> plastique
<tb> réactivité <SEP> tique <SEP> ini- <SEP> la <SEP> réacti- <SEP> totale <SEP> en
<tb>
EMI12.3
Te7rapére.- Effort tiale en vite en % % après
EMI12.4
<tb>
<tb> ture <SEP> T/cm2 <SEP> % <SEP> après <SEP> 300 <SEP> h.
<tb>
C <SEP> 300 <SEP> h
<tb>
EMI12.5
Recuit 1 h. à ô 25 C z00 ., 26,T/cm.,2 0,040 0,136 0,176
EMI12.6
<tb>
<tb> Trempe <SEP> après. <SEP> 1 <SEP> h. <SEP> à
<tb> 1100 C <SEP> et <SEP> vieillis-
<tb>
EMI12.7
sement 1 h. à 800 C 400 /,26.T/c.m2'' 0,038 0,056 0,094
EMI12.8
<tb>
<tb> Recuit <SEP> 1 <SEP> h. <SEP> à <SEP> 825 C <SEP> ' <SEP> 500 <SEP> 2,326T/cm2 <SEP> nulle <SEP> 0,538 <SEP> 0,538
<tb> Trempe <SEP> après <SEP> 1 <SEP> h. <SEP> à
<tb> 1100 C <SEP> et <SEP> vieillissement <SEP> 1 <SEP> h. <SEP> à <SEP> 800 C <SEP> 500 <SEP> 2,326T/cm2 <SEP> nulle <SEP> 0,112 <SEP> 0,112
<tb> Recuit <SEP> 16 <SEP> h. <SEP> à <SEP> 800 C <SEP> 500 <SEP> 3,101T/cm2 <SEP> nulle <SEP> (x)0,922 <SEP> réactivité
<tb> tertiaire
<tb> Trempe <SEP> après <SEP> 1 <SEP> h, <SEP> à
<tb> 1100 C <SEP> et <SEP> vieillis-
<tb>
EMI12.9
-sement 1 n.
à 800 C - 500 3,101T/cm2 nulle (x)0,556 (x) 0,556
Essai de courte durée - Valeurs après 100 heures.
Le tableau VIII montre l'effet de la durée et de la température sur ces caractéristiques.
TABLEAU VIII Effet de la durée du chauffage et .de la température dans la région de la phase bêta sur les caractéristiques de réactivité pour
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un alliage à 13 .' étain et 2, 75:-' d' aluminiu7n soumis ultérieu-resent à la trerioe et au ¯vieillisse.Tient -).eyldnnt 1 h. à 8000C. Essai de réactivité à 5,426T/cm2 à 400 C
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<tb>
<tb> Température <SEP> C <SEP> Durée <SEP> Déformation <SEP> Déformation <SEP> par <SEP> Déformation
<tb> plastique <SEP> réactivité <SEP> en <SEP> % <SEP> plastique <SEP> totainitiale <SEP> après <SEP> 300 <SEP> h. <SEP> le <SEP> en <SEP> ;'j <SEP> après
<tb> en <SEP> % <SEP> 300 <SEP> h.
<tb>
1100 <SEP> 15 <SEP> min. <SEP> 0,020 <SEP> 0,13? <SEP> 0,152
<tb> 1100. <SEP> 2 <SEP> h. <SEP> 0,037 <SEP> 0,118 <SEP> 0,155
<tb> 1100 <SEP> 15 <SEP> min. <SEP> 0,036 <SEP> 0,097 <SEP> 0,133
<tb>
EMI12.12
De larges variations de 1'1 durée du v le;i1lissl3'!lt.m peuvent être ad..iise::;, de ,lt:!le que la tu-.J.pLi'abu.rc à laquelle le vieillissement; est effectue peut varier dans une irande mesure. La 1i',lite supérieure
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de cette gamme parait être d'environ 900 C, tandis que le vieillis- sement semble être moins efficace à 400 C environ. L'effet des variations de durée pt de température de vieillissement sur les caractéristiques de réactivité est montré dans le tableau IX.
Les effpts avantageux du traitement thermique ne sont pas dus à un durcissement par précipitation et peuvent être observes sur le tableau 1 où il y a une légère différence dans les carac- téristiques de traction des éprouvettes¯soumises au recuit et au traitement thermique. En outre on n'a obtenu aucune preuve d'une seconde phase par des examens aux rayons X ou métallographiques, ou par d'autres procédés, d'échantillons soumis aux traitements ther-, miques ici décrits.
Lorsque l'alliage est chauffé dans la,gamme de tempéra- tures de la phase bêta il ne se produit aucune solution d'autres constituants vu que l'alliage est à phase unique et que le seul changement qui peut se produire est de nature cristallographique où la structure hexagonale extrêmement compacte de la phase alpha se transforme en structure cubique concentrée de la phase bêta.
Lors de la trempe partant de la gamme de la phase bêta il se produit une transformation du type martensitique oui donne lieu à une structure alpha'du type aciculaire. Lors du recuit dans le gamme de températures de la phase alpha, ce produit se reforme en'petits grains .alpha en forme d'aiguilles. Ce sont ces structures qui confèrent la haute résistance à la déformation due à la réactivité.
Au contraire, la matière soumise au recuit présente une structure polygonale plus grossire ce qui a pour effet de donner lieu à une résistance à cette déformation moindre Que cella de la matière ayant une structure fine telle que cellp produite par le traitement thermique décria ci-dessus.
La présente invention étend considérablement le champ - d'application des alliages titane-étain-aluminium. En appliquant ce traitement thermique on peut employer ces alliages dans des cas où il est fait usage de températures élevées allant jusqu'à 500 C,
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où la résistance à la déformation due à la réactivité a une grande importance.
TABLEAU IX Effet de la durée et de la température du vieillissement dans la région de la phase alpha sur les caractéristiques de . réactivité pour un alliage à 13% d'éta.in, et 2,75% d'aluminium, tremné après 1 h. à 1.100 C.
Essai de réactivité à 5,426 T/cm2.
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Temp. <SEP> C <SEP> Durée <SEP> Déformation <SEP> Déformation <SEP> Déformaplastique <SEP> par <SEP> réacti- <SEP> tion <SEP> plas-
<tb>
EMI14.2
initiale en vite en % après ' tique tota-
EMI14.3
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<tb> % <SEP> 300 <SEP> h. <SEP> le <SEP> en <SEP> % <SEP> après
<tb> .300 <SEP> h.
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EMI14.4
,-,-..--,- z ¯ ¯ ! .¯ ¯ ¯ .¯ ¯ ¯ .---,----------.
850 4 h. o;052 0.,OS1 0,133 800 20' min. 0, 0.5 0,1A.3 0,188
EMI14.5
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<tb> 800 <SEP> 16 <SEP> h. <SEP> 0,057 <SEP> 0,142 <SEP> 0,199
<tb> 700 <SEP> 20 <SEP> min. <SEP> 0,010 <SEP> 0,134 <SEP> 0,144
<tb> 700 <SEP> 64 <SEP> h. <SEP> 0,090 <SEP> 0,112 <SEP> 0,202
<tb> 600 <SEP> 20 <SEP> min. <SEP> 0,020 <SEP> 0,150 <SEP> 0,170
<tb> 600 <SEP> 64 <SEP> h. <SEP> 0,011 <SEP> 0,177 <SEP> 0,188
<tb> 400 <SEP> 1 <SEP> h. <SEP> 0,078 <SEP> 0,221 <SEP> 0,299
<tb> 400 <SEP> 64 <SEP> h.
<SEP> 0,061 <SEP> 0,215 <SEP> 0,276
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EMI14.6
R E 'V E N D I 0 A T I 0 N S l.- Procède de traitement thermique d'alliages à base de titane en phase alpha compris dans la gamme,de composition de 5 à 18% d'étain, 1 à 7% d'aluminium, 0,005 à 0,3 % de carbone, 0,1 à 0,3 % d'oxygène, 0,005 à 0,15 % d'azote, le reste étant du titane, caractérisé en ce au'on chauffe l'alliage à une température
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à laquelle la totalité ou 1,1 prpS011A totalité de la phase alpha est transformée en phase bêta, et on refroidit l'alliage assez rapidement pour provoquer une transformation de type martensitinue de la phse bêta à la phase alnha.