CH655131A5 - Procede pour ameliorer les proprietes mecaniques d'un alliage et articles obtenus. - Google Patents
Procede pour ameliorer les proprietes mecaniques d'un alliage et articles obtenus. Download PDFInfo
- Publication number
- CH655131A5 CH655131A5 CH7471/82A CH747182A CH655131A5 CH 655131 A5 CH655131 A5 CH 655131A5 CH 7471/82 A CH7471/82 A CH 7471/82A CH 747182 A CH747182 A CH 747182A CH 655131 A5 CH655131 A5 CH 655131A5
- Authority
- CH
- Switzerland
- Prior art keywords
- temperature
- alloy
- gamma prime
- prime phase
- article
- Prior art date
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C26/00—Coating not provided for in groups C23C2/00 - C23C24/00
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C30—CRYSTAL GROWTH
- C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
- C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
- C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
- C30B29/52—Alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C30—CRYSTAL GROWTH
- C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
- C30B33/00—After-treatment of single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
- Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
- Y10T428/12771—Transition metal-base component
- Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
- Y10T428/12944—Ni-base component
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Inorganic Chemistry (AREA)
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
Description
L'invention concerne un procédé pour améliorer les propriétés mécaniques d'un alliage et les articles obtenus. Plus précisément, l'invention concerne un traitement thermique et l'application de revêtements protecteurs à une classe de superalliages à base de nickel contenant de grandes quantités de chrome.
Dans les brevets US N':" 4039330 et 4108647, on décrit des compositions en superalliage à base de nickel similaires à celles employées dans la présente invention, bien que ces publications décrivent l'addition de carbone, bore et zirconium, lesquels éléments sont exclus de la présente invention. Dans le brevet US N" 3898109, on décrit un traitement thermique spécifique pour améliorer les propriétés d'alliages similaires à ceux décrits dans la présente invention.
Le brevet US N° 4116723 concerne le traitement thermique d'articles en superalliages à base de nickel à structure monocristalline pour l'amélioration des propriétés mécaniques. Dans le brevet US N° 3928026, on décrit un revêtement de recouvrement supérieur et le procédé de dépôt de celui-ci comprenant un traitement thermique après le dépôt.
Selon l'invention, une composition d'alliage connue dans la technique sous la désignation IN 939 est modifiée en éliminant intentionnellement les additions de carbone, de bore et de zirconium; ainsi, sa température de gamma prime est abaissée et son point de fusion commençante est augmenté. Une matière ayant cette composition est solidifiée sous forme de monocristal. L'article en monocristal est soumis à un traitement thermique supérieur à la température solvus de la phase gamma prime et ensuite on applique un revêtement protecteur. Du fait de la faible température solvus de la phase gamma prime, le traitement thermique nécessaire du revêtement peut être appliqué sous des conditions auxquelles la composition du substrat est supérieure à la température solvus de la phase gamma prime. L'alliage est ensuite vieilli pour obtenir la microstructure souhaitée de la phase gamma prime et les bonnes propriétés mécaniques résultantes. La mise en œuvre du traitement thermique à une température supérieure à la température solvus de la phase gamma prime élimine la formation d'une microstructure à gros grains indésirables qui se produiraient autrement et améliore sensiblement les propriétés mécaniques des articles.
Un but de la présente invention est de réaliser une séquence combinée de traitement thermique et de revêtement pour une classe d'alliages à forte teneur en chrome, de façon à créer une combinaison optimum de propriétés mécaniques et de durabilité du revêtement.
Un autre but de la présente invention est de réaliser des articles en superalliages à base de nickel à haute teneur en chrome qui ont de bonnes propriétés mécaniques et une bonne résistance à la corrosion du fait du revêtement protecteur adhérent.
D'autres avantages seront évidents à la lecture de la description et des revendications et du dessin ci-joint qui représente un mode de réalisation de l'invention.
La figure unique montre la microstructure et le comportement initial au fiuage d'un alliage traité selon deux procédés différents.
Les étapes essentielles de l'invention sont les suivantes; une composition tombant dans les intervalles indiqués dans le tableau 1, libre d'additions intentionnelles de carbone, de bore et zirconium, est formée en un article à structure monocristalline. L'article est soumis au début à un traitement thermique de mise en solution dans l'intervalle de températures entre la température solvus de la phase gamma prime et la température de fusion commençante. De préférence, la température est choisie dans la partie supérieure de l'intervalle, c'est-à-dire inférieure mais à moins de 111 ■ C de la température de fusion commençante. La durée de ce traitement thermique initial sera typiquement de 1 à 10 h. On enduit alors l'article d'un revêtement en utilisant le procédé d'application de revêtement convenable pour le revêtement souhaité: soit le revêtement du type aluminiure, soit le revêtement de recouvrement. Ces étapes de procédé sont bien connues dans la technique et ne seront pas décrites ici. Une caractéristique connue de ces étapes d'application de revêtement est que le substrat est soumis à un chauffage dans l'intervalle de 816-927' C. Une exposition à ces températures ne provoquera pas la formation excessive de gros grains de phase gamma prime. On soumet alors l'article enduit à un traitement thermique du revêtement à une température supérieure mais proche de la température solvus de la phase gamma prime, de préférence à moins de 55 C de la température solvus de la phase gamma prime, pendant une durée de 1 à 5 h. Pendant ce second traitement thermique supérieur à la température solvus de gamma prime, tout gamma prime précipité est remis en solution.
Finalement, on soumet l'article à une température de vieillissement basse habituelle dans le but de précipiter la phase gamma prime. Cette étape sera habituellement mise en œuvre dans l'intervalle de températures de 649-982 C pendant une période de 10 à 100 h et peut comprendre une multiplicité d'étapes de traitement thermique dans l'intervalle décrit.
Les intervalles de compositions d'alliages large et préféré sont indiqués dans le tableau 1 avec une composition normale pour l'alliage
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
55
60
65
3
655 131
IN 939. On peut voir que l'alliage a une composition qui est généralement similaire à la composition de l'alliage IN 939. (L'alliage IN 939 est produit par International Nickel Corporation et est apparemment décrit dans les brevets US N°s 4039330 et 4108647). Ainsi qu'on peut voir dans le tableau, l'alliage IN 939 est modifié en excluant le carbone, le bore et le zirconium pour parvenir à la composition utilisée dans l'invention. Cette composition modifiée selon l'invention est alors produite sous forme de monocristal. Des techniques de moulage convenables sont connues et décrites par exemple dans le brevet US N° 3494709. Etant donné que les éléments carbone, bore et zirconium agissent comme durcisseurs de limites de grains, leur absence dans l'article en monocristal n'a aucun elfet nuisible sur les propriétés mécaniques. Dans un article habituel à structure polycristalline, l'élimination de ces éléments aurait un effet négatif substantiel sur les propriétés mécaniques.
L'élimination de l'élément carbone, bore, zirconium et hafnium diminue la température solvus de la phase gamma prime depuis environ 1121 à 1093 C et augmente la température de fusion commençante depuis environ 1210 à environ 1271~ C. Ainsi qu'on le décrira ci-dessous, la diminution de la température solvus de la phase gamma prime permet le développement simultané de revêtements de haute intégrité et des propriétés mécaniques élevées. L'augmentation de la température de fusion commençante permet une homogénéisation plus efficace en des périodes de temps pratiques pour les raisons indiquées dans le brevet US N° 4116723.
Essentiellement tous les superalliages utilisés comme éléments porteurs de turbine sous haute pression dans les moteurs à turbiné à gaz sont pourvus de revêtements protecteurs. Malgré cela, il est hautement souhaitable que le superalliage soit résistant de lui-même à l'oxydation et à la corrosion. La résistance à la corrosion est largement fonction de la teneur en chrome. Malheureusement, des quantités de chrome élevées réduisent les propriétés mécaniques. Il existe donc généralement un compromis entre la résistance à la corrosion et les propriétés mécaniques dans les superalliages à base de nickel. La présente invention permet une augmentation substantielle de la résistance d'alliages du type IN 939 (modifié) comportant un revêtement sans aucune diminution de la résistance à la corrosion.
En gros, deux types de revêtements sont utilisés dans le domaine des moteurs à turbines à gaz. Ce sont les revêtements d'aluminiure, généralement produits par l'interaction de vapeurs de composés d'aluminium avec la surface de l'article pour former une surface protectrice riche en aluminium et les revêtements de recouvrement où une couche complète d'un alliage résistant à la corrosion est appliquée au substrat sans interaction significative avec le substrat. Les revêtements de recouvrement peuvent être appliqués par dépôt de vapeur ou par des techniques de dépôt par pulvérisation au plasma. Les deux types de revêtements sont appliqués à des températures de substrat modérées, c'est-à-dire 760-954' C, et sont ensuite soumis à un traitement thermique à une température plus élevée, typiquement 1080 C, dans le but d'améliorer l'uniformité du revêtement et l'adhérence. Dans le cas des revêtements de recouvrement, un usinage mécanique par grenaillage est utilisé avant le traitement thermique du revêtement pour éliminer les défauts. Le traitement thermique du revêtement améliore l'adhérence du revêtement (en permettant une quantité limitée d'interdiffusion entre le revêtement et le substrat) et, dans le cas des revêtements de recouvrement,
permet une restauration des défauts du revêtement en combinaison avec une étape de grenaillage de la surface. La quantité d'interdiffusion est contrôlée par la durée et la température du traitement thermique, bien qu'elle varie évidemment avec d'autres facteurs tels que la composition du revêtement et du substrat et l'épaisseur du revêtement. La quantité souhaitée d'interdiffusion est quelque peu une question d'appréciation. Des quantités typiques d'interdiffusion (mesurées par l'épaisseur de la zone d'interdiffusion) considérées comme souhaitables sont d'environ 12,7 (im pour le cas des revêtements de recouvrement, et d'environ 25,4-50,8 |im dans le cas des revêtements d'aluminiure. Une interdiffusion excessive est indésirable, étant donné qu'elle dilue la composition du revêtement, réduisant ainsi son efficacité.
Les propriétés mécaniques des superalliages sont contrôlées par la quantité et la morphologie de la phase gamma prime. La quantité 5 de phase gamma prime est largement contrôlée par la composition, alors que la morphologie de la phase gamma prime est contrôlée par l'histoire thermique de l'alliage. En général, des particules de phase gamma prime plus fines augmentent les propriétés mécaniques. Le traitement thermique du superalliage est mis en œuvre en chauffant io l'alliage jusqu'à une température supérieure à la température solvus de la phase gamma prime, de sorte que la phase gamma prime soit dissoute, et l'alliage devient essentiellement une seule phase; en refroidissant rapidement l'alliage et en chauffant ensuite l'alliage à une température choisie en dessous de la température solvus de la phase 15 gamma prime à laquelle la phase gamma prime précipite et se développe jusqu'à atteindre la dimension souhaitée. Généralement, des températures de vieillissement basses produisent des dimensions de particules plus fines. Il existe un intervalle de températures s'éten-dant depuis la température solvus de la phase gamma prime jusqu'à 20 environ 83' C en dessous de la température solvus de la phase gamma prime où le traitement thermique doit être évité à cause de la structure indésirable de gros grains de phase gamma prime qui en résulterait. Pour l'alliage IN 939, cet intervalle de températures interdit englobe la température de traitement thermique souhaitée du 25 revêtement de sorte que, jusqu'à présent, le métallurgiste a été confronté au choix entre de pauvres propriétés du substrat combinées à de bonnes propriétés de revêtement ou de bonnes propriétés de substrat combinées à de pauvres propriétés de revêtement. Cependant, par le procédé décrit ici, on peut produire un substrat dont la tempé-30 rature solvus de la phase gamma prime est suffisamment basse, de sorte que le traitement thermique du revêtement peut être mis en œuvre au-dessus de la température de solvus de gamma prime, toujours à une température suffisamment basse pour que l'interdiffusion indésirable entre le revêtement et le substrat soit évitée. 35 La composition de l'alliage selon l'invention, avec sa température solvus gamma prime de 1093° C, est adaptée pour être enduite d'un revêtement et ensuite subir un traitement thermique du revêtement à une température supérieure à la température solvus de gamma prime. Ensuite, on peut mettre en œuvre un traitement ther-40 mique à température plus basse pour développer la phase gamma prime. Cela signifie que la relation précédente entre la morphologie de gamma prime et l'intégrité du revêtement est éliminée. Donc, par exemple, le traitement thermique du revêtement habituel à 1093° C durant 4 h peut être remplacé par un traitement à environ 1121° C 45 durant environ 2 h.
Les résultats bénéfiques produits par l'invention sur les propriétés mécaniques sont décrits dans le tableau 2. Ce tableau montre que en partant de la composition habituelle de l'alliage IN 939, soumis à une coulée et traitement thermique habituels pour le transformer en 50 alliage selon l'invention (alliage modifié, monocristal avec traitement thermique modifié), on obtient une amélioration de la durée de vie jusqu'à rupture d'environ 4,3 x. D'autres valeurs dans le tableau indiquent que la plupart des améliorations proviennent du traitement thermique étant donné qu'un échantillon de l'alliage modifié, sous 55 forme de monocristal, mais soumis à un traitement thermique habituel était seulement légèrement amélioré par rapport à la matière IN 939 traitée de manière connue. Par la présente invention, un alliage du type IN 939 modifié peut obtenir des propriétés mécaniques équivalentes à celles de Rene 80, un alliage largement utilisé 60 dans le commerce, tout en conservant toujours sa résistance à la corrosion inhérente, supérieure de la composition du type IN 939.
L'équivalence des propriétés mécaniques de la composition selon l'invention par rapport à celles de la composition de l'alliage Rene 80 est spécialement significative lorsque la performance de la corro-65 sion de l'alliage est considérée. Dans l'essai de corrosion à chaud à 899' C, la composition IN 939 présentait une profondeur d'attaque d'environ 135 um après 500 h, alors que, dans le même essai, la composition Rene 80 présentait une profondeur d'attaque de 704 |im.
655131
4
Donc, la composition IN 939 était d'environ 5 x plus résistante à la corrosion que la composition Rene 80. Dans les essais de corrosion à 732° C, après 500 h d'essais, les échantillons de IN 939 et de Rene 80 présentaient une attaque de 33 et de 119 um respectivement. Après 1000 h, l'épaisseur de l'attaque était de 48 et de 462 (im respectivement; donc en faisant l'essai à 732" C, la composition IN 939 présentait une supériorité d'environ 3,5 x après 500 h et environ 20 x après 1000 h. Par conséquent, la présente invention offre au designer un alliage ayant des propriétés mécaniques au moins égales à celles de Rene 80 avec une amélioration sensible de la résistance à la corrosion.
L'influence du procédé selon l'invention sur la microstructure du substrat et les propriétés de fluage est illustrée davantage dans la figure qui montre des microphotographies de la microstructure du substrat d'après le procédé typique connu dans la technique, montré dans le brevet US N° 4116723, ainsi qu'avec le procédé selon l'invention. La figure montre également les courbes de fluage pour les conditions d'essais à 871° C et une charge appliquée de 275,80 MPa. La microphotographie de la matière traitée selon la technique connue montre un nombre substantiel de particules de phase gamma prime ayant un diamètre dépassant 0,5 |im. Cette matière traitée selon la technique connue subit une quantité substantielle de fluage dans les premiers moments de l'essai et à un allongement de 1 % en moins de 5 h. Par opposition, la matière traitée selon l'invention présente une dimension de particules de gamma prime de l'ordre de 0,1 à 0,2 jim et, même après 150 h d'essai, n'a pas subi un allongement de 1 %.
Les valeurs présentées dans le tableau 2 et dans la figure concernent les monocristaux ayant l'orientation <100>. Cela est l'orientation habituellement utilisée dans les applications de pales de moteurs à turbine à gaz (c'est-à-dire <100> du cristal est orienté parallèlement à l'axe longitudinal de la pale). Des résultats similaires sont prévus pour les autres orientations principales, y compris les orien-s tations <110) < 111 > et <112).
Bien entendu, sans sortir du cadre de l'invention, diverses modifications peuvent être apportées par l'homme de l'art aux procédés et articles qui viennent d'être décrits uniquement à titre d'exemples non limitatifs.
Tableau 1
Intervalle large
Intervalle préféré
Composition nominale de IN 939
Cr
20 -25
21 -24
22,5
W
1 - 5
1 - 3
2
Ta
0,5- 3
1 - 2
1,4
Al
1 - 4
1,4- 2,3
1,9
Ti
1,7- 5
3,2- 4,2
3,7
Co
15 -25
16 -22
19
Nb
0 - 3
0,5- 1,5
1
C
*
*
0,15
Zr
*
*
0,1
B
*
*
0,01
* Pas d'additions intentionnelles.
Tableau 2
Alliage
Traitement thermique CQh)
Conditions de l'essai (: C/MPa)
Durée jusqu'à 1 % d'allongement
(h)
Rupture
(h)
Rene 80
1218/ 2
871/275,80
110,0
430,0
1093/ 4
760/517,21
120,0
760,0
(Revêtement)
1052/ 4
843/16
IN 939"
1149/ 4
871/262,01
200
(Revêtement)
999/ 4
871/275,80
120
899/32
Alliage selon invention21
1232/ 4
871/517,12
61,7
259,1
(Revêtement)
1080/ 4
760/482,65
17,0
291,4
871/32
Alliage selon invention31
1232/ 4
871/275,80
176,5
523,9
(Revêtement)
1121/ 2
871/32
760/517,12
122,0
707,2
" Composition habituelle, moulage habituel, traitement thermique habituel.
21 Alliage selon l'invention, monocristal, traitement thermique habituel d'après brevet US N° 4116723.
" Alliage selon l'invention, monocristal, traitement thermique selon l'invention.
R
1 feuille dessin
Claims (5)
1. Procédé pour améliorer simultanément les propriétés mécaniques d'un alliage comprenant 20-25% Cr, 1-5% W, 0,5-3% Ta, 1-4% Al, 1,7-5% Ti, 15-25% Co, 0-3% Nb, le complément étant du nickel, tout en appliquant en même temps un revêtement protecteur adhérent, caractérisé en ce qu'il comprend les étapes suivantes:
a) former un alliage en un article à structure monocristalline;
b) soumettre l'alliage à un traitement de mise en solution à une température entre la température solvus de la phase gamma prime et la température de fusion commençante;
c) appliquer un revêtement protecteur choisi dans le groupe comprenant les revêtements d'aluminiure et les revêtements de recouvrement;
d) soumettre l'article enduit à un traitement thermique à une température au-dessus, mais à moins de 55 C de la température solvus de la phase gamma prime;
e) vieillir l'article enduit à une température inférieure à la température solvus de la phase gamma prime,
de sorte que les articles ayant subi ce traitement thermique présentent une durée de vie jusqu'à rupture dépassant 400 h lorsqu'ils sont soumis à des essais sous des conditions de 871 C et 275,80 MPa et que le revêtement et le substrat n'ont pas diffusé de manière excessive l'un dans l'autre.
2. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que l'alliage comprend 21-24% Cr, 1-3% W, 1-2% Ta, 1,4-2,3% Al, 3,2-4,2% Ti, 16-22% Co, 0,5-1,5% Nb, le complément étant du nickel.
2
REVENDICATIONS
3. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que le traitement de mise en solution est mis en œuvre à une température supérieure à la température solvus de la phase gamma prime mais inférieure et à moins de 110 C de la température de fusion commençante.
4. Article en superalliage à base de nickel en monocristal résistant à la corrosion, obtenu par le procédé selon l'une des revendications 1 à 3, ayant une composition de substrat de 20-25% Cr, 1-5% W, 0,5-3% Ta, 1-4% Al, 1,7-5% Ti, 15-25% Co, 0-3% Nb, le complément étant du nickel, caractérisé en ce que le substrat comporte une phase gamma prime avec dimension moyenne de particules inférieure à environ 0,25 (im et une dimension maximum de phase gamma prime inférieure à 0,4 p., et en ce qu'il comporte un revêtement protecteur adhérent choisi dans le groupe comprenant les revêtements d'aluminiure et les revêtements de recouvrement qui ne présentent pas une interdiffusion excessive avec le substrat.
5. Article selon la revendication 4, caractérisé en ce que cet article présente une durée de vie jusqu'à rupture dépassant 400 h lorsqu'il est soumis à des essais à 871 C avec une charge appliquée de 275,80 MPa.
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US06/335,962 US4512817A (en) | 1981-12-30 | 1981-12-30 | Method for producing corrosion resistant high strength superalloy articles |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| CH655131A5 true CH655131A5 (fr) | 1986-03-27 |
Family
ID=23313984
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| CH7471/82A CH655131A5 (fr) | 1981-12-30 | 1982-12-21 | Procede pour ameliorer les proprietes mecaniques d'un alliage et articles obtenus. |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4512817A (fr) |
| CH (1) | CH655131A5 (fr) |
Families Citing this family (20)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5328659A (en) * | 1982-10-15 | 1994-07-12 | United Technologies Corporation | Superalloy heat treatment for promoting crack growth resistance |
| US4729799A (en) * | 1986-06-30 | 1988-03-08 | United Technologies Corporation | Stress relief of single crystal superalloy articles |
| US4758480A (en) * | 1987-12-22 | 1988-07-19 | United Technologies Corporation | Substrate tailored coatings |
| US5334263A (en) * | 1991-12-05 | 1994-08-02 | General Electric Company | Substrate stabilization of diffusion aluminide coated nickel-based superalloys |
| US5820700A (en) * | 1993-06-10 | 1998-10-13 | United Technologies Corporation | Nickel base superalloy columnar grain and equiaxed materials with improved performance in hydrogen and air |
| FR2712307B1 (fr) * | 1993-11-10 | 1996-09-27 | United Technologies Corp | Articles en super-alliage à haute résistance mécanique et à la fissuration et leur procédé de fabrication. |
| US5665180A (en) * | 1995-06-07 | 1997-09-09 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force | Method for hot rolling single crystal nickel base superalloys |
| US5725692A (en) * | 1995-10-02 | 1998-03-10 | United Technologies Corporation | Nickel base superalloy articles with improved resistance to crack propagation |
| JPH09225623A (ja) | 1995-12-12 | 1997-09-02 | General Electric Co <Ge> | インベストメント鋳造超合金物品の環境抵抗の改善方法 |
| US7150922B2 (en) * | 2000-03-13 | 2006-12-19 | General Electric Company | Beta-phase nickel aluminide overlay coatings and process therefor |
| US6719853B2 (en) * | 2001-04-27 | 2004-04-13 | Siemens Aktiengesellschaft | Method for restoring the microstructure of a textured article and for refurbishing a gas turbine blade or vane |
| DE50214977D1 (de) * | 2001-11-09 | 2011-05-05 | Alstom Technology Ltd | Wärmebehandlungsverfahren für werkstoffkörper aus einer nickel-basis-superlegierung |
| RU2230822C1 (ru) * | 2003-04-10 | 2004-06-20 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" | Способ упрочнения изделия из литейного сплава на никелевой основе |
| EP2450146A1 (fr) * | 2010-11-08 | 2012-05-09 | Siemens Aktiengesellschaft | Grenaillage en combinaison avec un traitement thermique et un composant |
| ES2930080T3 (es) | 2013-03-15 | 2022-12-07 | Materion Corp | Tamaño de grano uniforme en aleación de cobre espinodal trabajada en caliente |
| US9540714B2 (en) * | 2013-03-15 | 2017-01-10 | Ut-Battelle, Llc | High strength alloys for high temperature service in liquid-salt cooled energy systems |
| US9435011B2 (en) | 2013-08-08 | 2016-09-06 | Ut-Battelle, Llc | Creep-resistant, cobalt-free alloys for high temperature, liquid-salt heat exchanger systems |
| US9683280B2 (en) | 2014-01-10 | 2017-06-20 | Ut-Battelle, Llc | Intermediate strength alloys for high temperature service in liquid-salt cooled energy systems |
| US9683279B2 (en) | 2014-05-15 | 2017-06-20 | Ut-Battelle, Llc | Intermediate strength alloys for high temperature service in liquid-salt cooled energy systems |
| US9605565B2 (en) | 2014-06-18 | 2017-03-28 | Ut-Battelle, Llc | Low-cost Fe—Ni—Cr alloys for high temperature valve applications |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4253885A (en) * | 1979-08-29 | 1981-03-03 | Special Metals Corporation | Treating nickel base alloys |
-
1981
- 1981-12-30 US US06/335,962 patent/US4512817A/en not_active Expired - Lifetime
-
1982
- 1982-12-21 CH CH7471/82A patent/CH655131A5/fr not_active IP Right Cessation
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US4512817A (en) | 1985-04-23 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CH655131A5 (fr) | Procede pour ameliorer les proprietes mecaniques d'un alliage et articles obtenus. | |
| FR2511042A1 (fr) | Composition de revetement pour la protection de substrats metalliques contre l'oxydation et la corrosion aux hautes temperatures | |
| CA2583140C (fr) | Alliage a base de nickel | |
| FR2512838A1 (fr) | Article en monocristal de superalliage a base de nickel ayant une resistance a l'oxydation amelioree | |
| FR2461016A1 (fr) | Article de superalliage de nickel a structure monocristalline et procede de fabrication | |
| FR2666379A1 (fr) | Anneau de renforcement de turbine a gaz monocristallin resistant a l'environnement. | |
| EP3532648B1 (fr) | Superalliage a base de nickel, aube monocristalline et turbomachine. | |
| FR2625753A1 (fr) | Procede de traitement thermique d'un superalliage a base de nickel et article en superalliage resistant a la fatigue | |
| FR2731714A1 (fr) | Superalliages a base de nickel pour la production d'articles monocristallins ayant une tolerance amelioree aux joints de grains a faible desorientation | |
| FR2633942A1 (fr) | Superalliage a base de nickel resistant aux pendillements par fatigue et son procede de fabrication | |
| FR2654114A1 (fr) | Superalliages a base de nickel pour produire des pieces a structure monocristalline, pieces ainsi obtenues, et procedes de traitement thermique associes. | |
| FR3073527B1 (fr) | Superalliage a base de nickel, aube monocristalline et turbomachine | |
| FR2638174A1 (fr) | Procede de protection de surface de pieces metalliques contre la corrosion a temperature elevee, et piece traitee par ce procede | |
| EP3710611A1 (fr) | Superalliage a base de nickel, aube monocristalline et turbomachine | |
| FR2546909A1 (fr) | Procede et traitement thermique d'articles en superalliage a structure monocristalline pour ameliorer leurs proprietes mecaniques | |
| WO2020128394A1 (fr) | Pièce de turbine en superalliage comprenant du rhenium et/ou du ruthenium et procédé de fabrication associé | |
| FR2561259A1 (fr) | Monocristaux resistant a la corrosion a chaud de haute resistance contenant du carbure de tantale | |
| FR2517329A1 (fr) | Superalliage a base de nickel ayant une resistance a l'oxydation et des proprietes mecaniques elevees a haute temperature | |
| EP3802895A1 (fr) | Superalliage a base de nickel, aube monocristalline et turbomachine | |
| WO2019058068A1 (fr) | Piece de turbine en superalliage comprenant du rhenium et/ou du ruthenium et procede de fabrication associe | |
| FR2557146A1 (fr) | Traitement thermique avant compression isostatique a chaud de pieces moulees en superalliage | |
| WO2019058065A1 (fr) | Piece de turbine en alliage comprenant une phase max | |
| EP3698020A1 (fr) | Piece de turbine en superalliage comprenant du rhenium et procede de fabrication associe | |
| EP1211336B1 (fr) | Superalliage à base de nickel pour aubes monocristallines de turbines industrielles ayant une résistance élevée à la corrosion à chaud | |
| JP2706328B2 (ja) | Ｎｉ基超耐熱合金用耐食・耐酸化コーティング時の熱処理方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| PL | Patent ceased | ||
| PL | Patent ceased |