EP0187573A2 - Alliage à base de nickel - Google Patents

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EP0187573A2
EP0187573A2 EP85402397A EP85402397A EP0187573A2 EP 0187573 A2 EP0187573 A2 EP 0187573A2 EP 85402397 A EP85402397 A EP 85402397A EP 85402397 A EP85402397 A EP 85402397A EP 0187573 A2 EP0187573 A2 EP 0187573A2
Authority
EP
European Patent Office
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matrix alloy
weight
alloy according
alloy
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EP85402397A
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German (de)
English (en)
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EP0187573B1 (fr
EP0187573A3 (en
Inventor
William J. Boesch
Gernant E. Maurer
Jean-Marc Clément Francis Theret
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Safran Aircraft Engines SAS
Special Metals Corp
Original Assignee
Societe Nationale dEtude et de Construction de Moteurs dAviation SNECMA
SNECMA SAS
Special Metals Corp
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Publication date
Application filed by Societe Nationale dEtude et de Construction de Moteurs dAviation SNECMA, SNECMA SAS, Special Metals Corp filed Critical Societe Nationale dEtude et de Construction de Moteurs dAviation SNECMA
Priority to AT85402397T priority Critical patent/ATE36009T1/de
Publication of EP0187573A2 publication Critical patent/EP0187573A2/fr
Publication of EP0187573A3 publication Critical patent/EP0187573A3/fr
Application granted granted Critical
Publication of EP0187573B1 publication Critical patent/EP0187573B1/fr
Expired legal-status Critical Current

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Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/056—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 10% but less than 20%

Definitions

  • the present invention relates to a nickel-based alloy hardening by precipitation of a gamma-prime phase.
  • Cobalt is one of the typical elements of superalloys. It has been and still is of great importance for producers of superalloys and is moreover considered as a strategic element whose supply has been difficult and could very well become it again. It was and still is an addition to super alloys for many reasons such as: solid solution hardening properties of phase stability, increased ductility and resistance to hot corrosion.
  • the present invention relates to a nickel-based superalloy with a lower cobalt content than that usually encountered in superalloys.
  • a very elaborate selection and a rigorous balance between the various elements allowed the realization of an alloy with low cobalt content, presenting a judicious distribution of the contents of chromium, molybdenum, tungsten, vanadium, aluminum, titanium, carbon and boron.
  • the alloy is characterized by the highly sought-after combination of property of resistance to creep rupture, resistance to corrosion, to oxidation, phase stability and ductility. It is particularly suitable for molding articles such as rotor blades and turbine stators.
  • the object of the present invention relates to the development of a nickel-based alloy, hardening by precipitation of gamma prime phase and low in cobalt content.
  • the alloy is characterized by the following composition in weight proportions: from 14 to 18% of chromium, from 0.3 to 3% of molybdenum, from 4 to 8% of tungsten, from 0.01 to 1 , 0% vanadium, up to 0.05% tantalum, up to 0.05% niobium, 3.5 to 5.5% aluminum, 1 to 4% titanium, 3 to 7% cobalt, up to 2% iron, 0.01-0.05% carbon, 0.035-0.1 boron, up to 0.1% zirconium, up to 0.01 % nitrogen, up to 0.5% copper, up to 0.12% manganese, up to 3% elements of the rhenium-ruthenium group, up to 0.2% elements rare earth not lowering the starting melting temperature below the gamma-prime phase solvus temperature in the alloy, up to 0.15% of elements of the magnesium-calcium-strontium-barium group, up to 0.1% hafnium and the complement to 100 being essentially nickel, said boron content
  • the components of the alloy must balance so as to give a stable alloy, in particular free of sigma phase and other topologically compact phases.
  • a weight percentage of chromium of 14 to 18% is provided in the alloy.
  • a content of at least 14% is necessary to ensure protection against corrosion.
  • the alloy becomes unstable at contents higher than 18%.
  • the preferred content is within a range of 15 to 17%.
  • a molybdenum weight percentage of 0.3 to 3.0% is provided in the alloy, with a preferred range of 0.8 to 1.8%. Molybdenum is added to harden the solid solution. An excess of molybdenum is detrimental because it tends to prevent the formation of a well adherent oxide layer and as a result it will decrease the corrosion resistance. It is however beneficial to corrosion resistance in a content of less than 3%.
  • a weight percentage of tungsten of 4 to 8% is provided in the alloy. Like molybdenum, it contributes to the hardening of the solid solution. Excess tungsten can be detrimental for the same reasons as excess molybdenum. Additions of tungsten, however, are advantageous in that they tend to give the alloy more homogeneous properties. Tungsten tends to segregate in the areas of dendritic nuclei while molybdenum tends to segregate in the interdendritic areas of the alloy. A preferred content of tungsten is between 5 and 7%.
  • a weight percentage of vanadium of 0.01 to 1.0% is provided in the alloy, with a preferred content of 0.3 to 0.7%. Vanadium improves the resistance to creep rupture of the alloy, but can be detrimental, in case of excess, resistance to hot corrosion and oxidation, as well as to the stability of the alloy.
  • tantalum and niobium there is a maximum limit of 0.05% tantalum and niobium. Higher amounts of tantalum and niobium tend to cause detrimental formation of topologically compact phases. These elements also form large, stable carbides which cannot be dissolved during heat treatments. These large carbides are the sites of initiation of fatigue cracks.
  • An aluminum weight percentage of 3.5 to 5.5% is provided in the alloy. It forms the gamma prime phase, the basic mechanism for hardening the alloy and is also necessary to ensure correct resistance to oxidation. Too much aluminum causes excess gamma prime eutectic phase detrimental to the strength of the alloy.
  • the preferred aluminum content is between 4 and 5%.
  • titanium forms the gamma prime phase. Titanium also increases the hot corrosion resistance of the alloy; its usual proportion is 1.3 to 3.7%. With an excess of titanium, an eta phase (Ni 3 Ti) tends to form. The eta phase lowers the ductility of the alloy.
  • the preferred content of titanium is between 1.5 and 2.5%.
  • a weight percentage of cobalt of 3 to 7% is provided in the alloy.
  • a minimum of 3% is essential for the hardening effect.
  • the alloy tends to become structurally unstable when the content becomes greater than 7%.
  • the preferred cobalt content is between 4 and 6%.
  • a maximum limit of 2% iron is tolerated. Iron tends to alter the mechanical properties of the alloy at high temperatures. The maximum preferred content is 0.5%.
  • Carbon and boron are present in the alloy in the respective weight proportions of 0.01 to 0.05% and 0.035 to 0.1%. They together form carbo-borides and borides. In the best conditions of rupture creep resistance and ductility, the alloys have indicated contents of boron and carbon, the content of boron being greater than the carbon content. The resistance drops to 900 ° C with an excess of carbon. It also results from an excess of boron the formation of too many borides at the grain boundaries which adversely affect the ductility and the strength.
  • the preferred carbon content is between 0.02 and 0.04%, the preferred boron content is between 0.06 and 0.09%.
  • zirconium Up to 0.1% zirconium can be added to the alloy since the zirconium strengthens the grain boundaries and counteracts the influence of sulfur. Higher quantities of zirconium would tend to form a harmful Ni 5Zr phase at the grain boundaries which would contribute to the embrittlement of the alloy. In general, zirconium is present in the alloy, with a minimum content of 0.015%.
  • the maximum percentages of the elements of the magnesium-calcium-strontium-barium group is usually 0.05%.
  • the presence of hafnium is usually tolerated in an amount equal to or less than 0.05%.
  • Hafnium tends to form carbides insensitive to heat treatments.
  • Alloy B contains vanadium under the conditions defined for the present invention while alloy A does not contain it. Alloy A is free of vanadium.
  • the Md values of alloys A and B are respectively 0.961 and 0.968. A study of the microstructures of the two alloys, however, revealed their instability although alloys whose Md value is less than or equal to 0.97 generally fall within the present invention.
  • the value Md of the alloy A is incompatible with the value of the data, that of B is located in a poorly defined zone.
  • the value of Md should preferably be equal to or less than 0.967 for the invention.
  • alloys A and B demonstrate the effects of vanadium.
  • Alloy B which contains vanadium has a higher Md value than alloy A which does not contain it. Therefore, the vanadium content must be carefully controlled so as to comply with the maximum value of 1.0% of the invention and, preferably, a maximum value of 0.7%.
  • Alloy D has a cobalt content within the range of the invention, while alloy C does not contain it.
  • the respective values Md of the alloys C and D are 0.966 and 0.963. A study of the microstructures of these alloys revealed their stability. In the present invention, the Md value of the alloys is less than or equal to 0.970.
  • alloys H and I in carbon and boron remain within the limits of the present invention.
  • the carbon contents of alloys E and G are excessive; (> 0.05% carbon).
  • the boron contents of E and F are too low (less than 0.035% boron).
  • the boron content of F is not greater than the carbon content.
  • the study of the microstructures of each of these alloys has shown their stability.
  • the alloys according to the present invention have a value of Md less than or equal to 0.970.
  • Table IX very clearly shows that the alloy of the present invention has advantageous and combined characteristics of breaking strength and ductility.
  • Alloy J was subjected to an oxidation test lasting 500 hours at a temperature of 1000 ° C. This test was carried out in one hour cycles at the end of which the samples are cooled to room temperature and then reheated to 1000 ° C. The results were very positive, no change in weight was observed. Oxidation only occurred at a depth of 50 mm on a first test piece and 80 / mm on a second.
  • Alloy K is in accordance with the present invention while alloy L is not because it comprises tantalum.
  • the alloys M and N agree with the data of the present invention.
  • the study of their microstructure has demonstrated their stability and their respective Md values are 0.963 and 0.969.
  • Alloy specimens M and N were heated to the temperature of 850 ° C. under an atmosphere resulting from the combustion of kerosene loaded with sulfur and air loaded with sodium chloride. This ambient environment is analogous to that encountered in gas turbines. Three times a day the test pieces are cooled to room temperature and then reheated to 850 ° C.

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Abstract

Alliage à matrice à base de nickel, à durcissement par précipitation de phase gamma-prime, caractérisé par une combinaison très advantageuse de propriétés, en particulier "temps de rupture / résistance à la corrosion à chaud et à l'oxydation / stabilité et ductilité". L'alliage contient de 14 à 18% de chrome, de 0,3 à 3% de molybdène, de 4 à 8% de tungstène, de 0,01 à 1,0% de vanadium, de 3,5 à 5,5% d'aluminium, de 1 à 4% de titane, de 3 à 7% de cobalt, de 0,01 à 0,05% de carbone et de 0,035 à 0,1% de bore.

Description

  • La présente invention concerne un alliage à base de nickel à durcissement par précipitation d'une phase gamma-prime.
  • Le cobalt est l'un des éléments typique des super-alliages. Il a été et est encore d'une grande importance pour les producteurs de super-alliages et est de plus considéré comme un élément stratégique dont l'approvisionnement a été difficile et pourrait très bien le redevenir. Il a été et est encore un élément d'addition aux super alliages pour de multiples raisons telles que : propriétés de durcissement en solution solide de stabilité de phase, augmentation de ductilité et résistance à la corrosion à chaud.
  • La présente invention concerne un super-alliage à base de nickel avec un taux de cobalt inférieur à celui habituellement rencontré dans les super-alliages. Une sélection très élaborée et un équilibre rigoureux entre les divers éléments a permis la réalisation d'un alliage à faible teneur en cobalt, présentant une répartition judicieuse des teneurs en chrome, molybdène, tungstène, vanadium, aluminium, titane, carbone et bore.
  • Selon la présente invention, l'alliage est caractérisé par la combinaison très recherchée de propriété de résistance au fluage rupture, de résistance à la corrosion, à l'oxydation, de stabilité de phase et de ductilité. Il est particulièrement adapté au moulage d'articles tels que aubes de rotor et de stator de turbine.
  • De nombreux documents décrivent des super-alliages à base de nickel incluant la liste des brevets américains suivante : 2 515 185, 2 570 193, 2 793 108, 2 809 110, 2 975 051, 3 093 476, 3 164 465, 3 260 505, 3 561 955, 3 677 747, 3 890 816, 3 941 590, 3 976 480, 4 039 330, 4 078 951, 4 083 704, 4 093 476, 4 140 555, US-Re 29 920 et la demande déposée sous le n° 270 745 du 6 décembre 1981.
  • Aucun de ces documents ne divulgue l'alliage de.la présente invention, ni ses fourchettes de composition très spécifiques. L'objet de la présente invention a trait à l'élaboration d'un alliage à base de nickel, à durcissement par précipitation de phase gamma prime et à faible teneur en cobalt.
  • Selon l'invention, l'alliage est caractérisé par la composition suivante en proportions pondérales : de 14 à 18% de chrome, de 0,3 à 3% de molybdène, de 4 à 8% de tungstène, de 0,01 à 1,0% de vanadium, jusqu'à 0,05% de tantale, jusqu'à 0,05% de niobium, de 3,5 à 5,5% d'aluminium, de 1 à 4% de titane, de 3 à 7% de cobalt, jusqu'à 2% de fer, de 0,01 à 0,05% de carbone, de 0,035 à 0,1 de bore, jusqu'à 0,1% de zirconium, jusqu'à 0,01% d'azote, jusqu'à 0,5% de cuivre, jusqu'à 0,12% de manganèse, jusqu'à 3% d'éléments du groupe rhénium- ruthénium, jusqu'à 0,2% d'éléments de terre rare n'abaissant pas la température de fusion commençante au-dessous de la température de solvus de la phase gamma-prime dans l'alliage, jusqu'à 0,15% d'éléments du groupe magnésium-calcium-strontium-baryum, jusqu'à 0,1% de hafnium et le complément à 100 étant essentiellement en nickel, ladite teneur en bore étant toujours supérieure à ladite teneur en carbone. A titre d'exemple, les éléments de terre rare sont le cerium et le lanthane.
  • Les composants de l'alliage doivent s'équilibrer de manière à donner un alliage stable, en particulier exempt de phase sigma et autres phases topologiquement compactes.
  • Le présent alliage a une valeur Md est inférieure ou égale à 0,97, de préférence 0,967. La valeur Md est calculée au moyen de la formule suivante :
    Figure imgb0001
    où Mi est la fraction atomique de la matrice gamma ; (Md)i est le paramètre représentant le niveau énergétique moyen de l'orbitale d de l'élément d'alliage i, et n le nombre d'éléments de la matrice gamma. La substitution des nombres (Md)i des éléments concernés donne :
    • Md = 0,717(MNi) + 0,777(MCo) + 2,271(MTi)
    • + 1,900(MAl) + 1,655(MW) + 1,550(MMo)
    • + 1,142(MCr) + 1,543(MV) + 2,944(MZr)
  • Les hypothèses suivantes sont retenues pour déterminer la contribution des éléments présents dans les phases borures, carbures et gamma :
    • a) en supposant que 70% des atomes de bore entrent en combinaison pour former des borures de stoechiométrie suivante (Cr0,72 W0,1 Mo0,11 Ti0,02 V O,02 Ni0.02)B2 la matrice se trouve allégée de la quantité de chaque élément utilisé ;
    • b) en supposant que 30% des atomes de bore entrent en combinaison pour former un borure de stoechiométrie suivante (Cr0,87 W0,07 Mo0,06)23 (B,C)6 dans laquelle (B,C) représente la quantité de bore restante et tout le carbone disponible ; la matrice se trouve allégée de la quantité de chaque élément utilisé ;
    • c) les coefficients de partage ci-dessous sont utilisés pour calculer la répartition des éléments de la phase gamma :
      • Aluminium RAl = 0,727 PAl
      • Titane RTi O,412 P Ti
      • Chrome RCr = 1,619 PCr
      • Tungstène RW = 0,484 Pw
      • Cobalt RCo = 1,487 PCo
      • Zirconium RZr = 1,818 P Zr
      • Molybdène RMo = 1,818 PMo
      • Vanadium Rv = 1,818 PV
      • Nickel RNi = 0,863 PNi

      dans lesquels,
      • Ri = la quantité de l'élément i dans la phase gamma
      • Pi = la quantité de l'élément i dans l'alliage après formation des borures. La formule
        Figure imgb0002
        permet le calcul du pourcentage atomique Mi de chaque élément dans la phase gamma.
  • Un pourcentage pondéral de chrome de 14 à 18% est prévu dans l'alliage. Une teneur d'au moins 14% est nécessaire pour assurer la protection contre la corrosion. L'alliage devient instable à des teneurs supérieures à 18%. La teneur préférée est comprise dans une fourchette de 15 à 17%.
  • Un pourcentage pondéral de molybdène de 0,3 à 3,0% est prévu dans l'alliage, avec une fourchette préférée de 0,8 à 1,8%. Le molybdène est ajouté pour obtenir un durcissement de la solution solide. Un excès de molybdène est préjudiciable, car il tend à empêcher la formation d'une couche d'oxyde bien adhérente et en conséquence, il diminuera la résistance à la corrosion. Il est toutefois bénéfique à la résistance à la corrosion dans une teneur inférieure à 3%.
  • Un pourcentage pondéral de tungstène de 4 à 8% est prévu dans l'alliage. Ainsi que le molybdène, il concourt au durcissement de la solution solide. L'excès de tungstène peut être préjudiciable pour les même raisons que l'excès de molybdène. Les additions de tungstène sont toutefois avantageuses, dans la mesure où elles tendent à donner à l'alliage des propriétés plus homogènes. Le tungstène tend à se ségréger dans les aires de noyaux dendritiques tandis que le molybdène tend à se segréger dans les aires interdendritiques de l'alliage. Une teneur préférée de tungstène se situe entre 5 et 7%.
  • Un pourcentage pondéral de vanadium de 0,01 à 1,0% est prévu dans l'alliage, avec une teneur préférée de 0,3 à 0,7%. Le vanadium améliore la résistance au fluage rupture de l'alliage, mais peut être préjudiciable, en cas d'excès, à la résistance à la corrosion à chaud et à l'oxydation, aussi bien qu'à la stabilité de l'alliage.
  • Une limite maximale de 0,05% de tantale et de niobium est prévue. Des quantités supérieures de tantale et de niobium tendent à provoquer la formation préjudiciable de phases topologiquement compactes. Ces éléments forment également des carbures stables de grande dimension ne pouvant être mis en solution lors des traitements thermiques. Ces carbures de grande dimension sont les sites d'amorçage des criques de fatigue.
  • Un pourcentage pondéral d'aluminium de 3,5 à 5,5% est prévu dans l'alliage. Il forme la phase gamma prime, mécanisme de base du durcissement de l'alliage et est aussi nécessaire pour assurer une résistance correcte à l'oxydation. Une quantité trop importante d'aluminium provoque un excès de phase gamma prime eutectique préjudiciable à la résistance de l'alliage. La teneur préférée en aluminium est comprise entre 4 et 5%.
  • Un pourcentage pondéral de titane de 1 à 4% est prévu dans l'alliage. Comme l'aluminium, le titane forme la phase gamma prime. Le titane augmente aussi la résistance à la corrosion à chaud de l'alliage ; sa proportion habituelle est de 1,3 à 3,7%. Avec un excès de titane, une phase êta (Ni3Ti) tend à se former. La phase êta abaisse la ductilité de l'alliage. La teneur préférée de titane est comprise entre 1,5 et 2,5%.
  • Un pourcentage pondéral de cobalt de 3 à 7% est prévu dans l'alliage. Un minimum de 3% est indispensable à l'effet de durcissement. L'alliage tend à devenir structurellement instable quand la teneur devient supérieure à 7%. La teneur préférée en cobalt est comprise entre 4 et 6%.
  • Une limite maximale de 2% de fer est tolérée. Le fer tend à altérer les propriétés mécaniques de l'alliage à haute température. La teneur préférée maximale est de 0,5%.
  • Le carbone et le bore sont présents dans l'alliage dans les proportions pondérales respectives de 0,01 à 0,05% et 0,035 à 0,1%. Ils forment ensemble des carbo-borures et des borures. Dans les meilleures conditions de résistance en fluage rupture et de ductilité, les alliages présentent des teneurs indiquées de bore et de carbone, la teneur en bore étant supérieure à la teneur en carbone. La résistance chute à 900°C avec un excès de carbone. Il résulte par ailleurs d'un excès de bore la formation de trop de borures aux joints de grains qui affectent défavorablement la ductilité et la résistance. La teneur préférée en carbone est comprise entre 0,02 et 0,04%, la teneur préférée en bore est comprise entre 0,06 à 0,09%.
  • Jusqu'à 0,1% de zirconium peut être ajouté à l'alliage puisque le zirconium renforce les joints de grains et contrebalance l'influence du soufre. Des quantités supérieures de zirconium tenderaient à former une phase néfaste Ni 5Zr aux joints de grains qui contribuerait à la fragilisation de l'alliage. En général, le zirconium est présent dans l'alliage, avec une teneur minimale de 0,015%.
  • On admet un maximum de 0,01% d'azote qui tend à former des nitrures de titane et d'autres nitrures nuisibles qui sont à l'origine de criques de fatigue.
  • Dans les limites définies ci-dessus, divers autres éléments peuvent être incorporés à l'alliage. Les pourcentages maximaux des éléments du groupe magnésium-calcium-strontium-baryum est habituellement de 0,05%. La présence d'hafnium est habituellement tolérée dans une proportion égale ou inférieure à 0,05%. L'hafnium tend à former des carbures insensibles aux traitements thermiques.
  • Les exemples suivants illustrent plusieurs aspects de l'invention.
    • Exemple 1
  • Deux alliages (A et B) ont été élaborés suivant les procédés courants de la fusion par induction sous vide. La composition chimique de chacun de ces alliages figure au tableau I ci-dessous.
    Figure imgb0003
  • L'alliage B contient du vanadium dans les conditions définies pour la présente invention alors que l'alliage A n'en contient pas. L'alliage A est dépourvu de vanadium.
  • Ces alliages ont été coulés et ont subi les traitements thermiques énoncés ci-dessous
    • 1163°C (2125°F) = 2 heures + refroidissement à l'air
    • 927°C (1700°F) = 16 heures + refroidissement à l'air

    et testés en fluage rupture dans les conditions suivantes :
    • 982°C (1800°F)/152 MPa (22ksi)
    • 760°C (1400°F)/620 MPa (90ksi)
  • Le résultat des essais figure au tableau II ci-dessous :
    Figure imgb0004
  • L'effet bénéfique du vanadium est nettement démontré au tableau II. Le temps de rupture de l'alliage B qui contient du vanadium est sensiblement supérieur à celui de l'alliage A qui n'en contient pas quand les deux alliages sont soumis aux mêmes conditions d'essai.
  • Les valeurs Md des alliages A et B sont respectivement de 0,961 et 0,968. Une étude des microstructures des deux alliages a toutefois révélé leur instabilité bien que des alliages dont la valeur de Md est inférieur ou égale à 0,97 entrent généralement dans la présente invention. La valeur Md de l'alliage A est incompatible avec la valeur des données, celle de B se situe dans une zone mal définie. La valeur de Md doit être de préférence égale ou inférieure à 0,967 pour l'invention.
  • Les valeurs Md des alliages A et B démontrent les effets du vanadium. L'alliage B qui contient du vanadium a une valeur Md plus élevée que l'alliage A qui n'en contient pas. De ce fait, la teneur en vanadium doit être soigneusement contrôlée de manière à respecter la valeur maximale de 1,0% de l'invention et, de préférence, une valeur maximale de 0,7%.
    • Exemple 2
  • Deux autres alliages (C et D) ont été élaborés suivant les procédés courants de la fusion par induction sous vide. La composition chimique de chacun de ces alliages figure au tableau III ci-après :
    Figure imgb0005
  • L'alliage D présente une teneur en cobalt comprise dans la fourchette de l'invention alors que l'alliage C n'en contient pas.
  • Ces alliages ont été coulés et ont subi les traitements thermiques énoncés ci-dessous :
    • 1163°C (2125°F) = 2 heures + refroidissement à l'air
    • 927°C (1700°F) = 16 heures + refroidissement à l'air ,

    et testés en fluage rupture dans les conditions suivantes :
    • 982°C (1800°F)/152MPa (22ksi)
    • 760°C (1400°F)/620MPa (90ksi).
  • Les résultats de ces essais figurent au tableau IV ci-après :
    Figure imgb0006
  • L'effet bénéfique du cobalt est nettement démontré par le tableau IV. Le temps de rupture de l'alliage D qui contient du cobalt est sensiblement supérieur à celui de l'alliage C qui n'en contient que quelques traces quand les deux alliages sont soumis aux mêmes essais.
  • Les valeurs respectives Md des alliages C et D sont de 0,966 et 0,963. Une étude des microstructures de ces alliages a révélé leur stabilité. Dans la présente invention, la valeur Md des alliages est inférieure ou égale à 0,970.
    • Exemple 3
  • Cinq autres alliages (E,F,G,H et I) ont été élaborés suivant les procédés courants de la fusion par induction sous vide. La composition chimique de ces alliages figure au tableau V ci-après :
    Figure imgb0007
  • Les teneurs des alliages H et I en carbone et en bore restent dans les limites de la présente invention. Les teneurs en carbone des alliages E et G sont excessives ; ( > 0,05% de carbone). Les teneurs en bore de E et F sont trop faibles (moins de 0,035% de bore). En outre , la teneur en bore de F n'est pas supérieure à la teneur en carbone.
  • Ces alliages ont été coulés et ont subi les traitements thermiques suivants :
    • 1163°C (2125°F) = 2 heures + refroidissement à l'air 927°C (1700°F) = 16 heures + refroidissement à l'air

    et testés en fluage rupture et ductilité dans les conditions suivantes :
    • 982°C (1800°F) / 152MPa (22ksi)
    • 760°C (1400°F) / 620MPa (90ksi)
  • Les résultats des essais figurent au tableau VI ci-après :
    Figure imgb0008
  • Dans le tableau VI les effets bénéfiques du carbone et du bore apparaissent nettement dans la limite des fourchettes de teneurs définies dans la présente invention. Les alliages H et I y présentent la meilleure combinaison temps de rupture/ductilité et leurs teneurs en bore et carbone sont dans les fourchettes de l'invention. Dans les autres cas, les teneurs en carbone et/ou bore sortent de ces fourchettes.
  • Les valeurs Md des alliages E, F, G, H et I figurent au tableau VII ci-après :
    Figure imgb0009
  • L'étude des microstructures de chacun de ces alliages a montré leur stabilité. Les alliages selon la présente invention ont une valeur de Md inférieure ou égale à 0,970.
    • Exemple 4
  • Un autre alliage (J) a été élaboré suivant les procédés courants de la fusion par induction sous vide. La composition chimique de cet alliage figure au tableau VIII ci-après :
    Figure imgb0010
  • La valeur Md de l'alliage J est 0,964. Sa microstructure a été étudiée et s'est révélée stable. L'alliage J a été coulé et a subi les traitements thermiques définis ci-après :
    • 1163°C (2125°F) = 2 heures + refroidissement à l'air
    • 927°C (1700°F) = 16 heures + refroidissement à l'air

    et testés en fluage rupture et en ductilité dans les conditions suivantes :
    • 980°C (1800°F)/152MPa (22ksi)
    • 760°C (1400°F)/620MPa (90ksi)
  • Les résultats de ces essais figurent au tableau IX ci-après :
    Figure imgb0011
     Le tableau IX montre très nettement que l'alliage de la présente invention présente des caractéristiques avantageuses et combinées de résistance à la rupture et de ductilité.
  • L'alliage J a été soumis à un essai d'oxydation d'une durée de 500 heures à la température de 1000°C. Cet essai a été effectué par cycles d'une heure à l'issue desquels les échantillons sont refroidis à la température ambiante puis rechauffés à 1000°C. Les résultats ont été très positifs, aucun changement de poids n'a été observé. L'oxydation ne s'est produite que sur une profondeur de 50 Mm sur une première éprouvette et de 80 /Mm sur une seconde.
    • Exemple 5
  • Deux autres alliages (K et L) ont été élaborés suivant les procédés courants de la fusion par induction sous vide. La composition chimique de ces alliages figure au tableau X ci-après :
    Figure imgb0012
  • L'alliage K est en conformité avec la présente invention tandis que l'alliage L ne l'est pas car il comporte du tantale.
  • Une étude de la microstructure des alliages K et L a révélé que l'alliage L est instable. D'autre part l'alliage K s'est révélé stable. L'alliage K présente une valeur Md de 0,966 . La valeur Md de l'alliage L ne peut être indiquée puisque les bases de calcul ne tiennent pas compte du tantale. L'homme du métier comprendra cependant que la valeur Md de l'alliage L excédera nettement 0,970.
    • Exemple 6
  • Deux autres alliages (M et N) ont été élaborés suivant les procédés courants de la fusion par induction sous vide. La composition chimique de ces alliages figure au tableau XI ci-après :
    Figure imgb0013
  • Les alliages M et N concordent avec les données de la présente invention. L'étude de leur microstructure a démontré leur stabilité et leurs valeurs Md respectives sont 0,963 et 0,969.
  • Les alliages M et N ont été coulés et ont subi les traitements thermiques définis ci-après :
    Figure imgb0014
    • 1163°C(2125°F) = 2 heures + refroidissement à l'air
    • 927°C(1700°F) = 16 heures + refroidissement à l'air

    et testés pour leur résistance à la corrosion à chaud.
  • Des éprouvettes d'alliage M et N ont été chauffées à la température de 850°C sous atmosphère résultant de la combustion de kérozène chargé en soufre et d'air chargé de chlorure de sodium. Ce milieu ambiant est analogue à celui rencontré dans les turbines à gaz. Trois fois par jour les éprouvettes sont refroidies à la température ambiante puis réchauffées à 850°C.
  • Les résultats obtenus ont été positifs comparativement aux alliages connus. L'alliage M n'a présenté aucun signe d'écaillage d'oxyde avant 253 heures effectives etl'alliage N n'a présenté aucun signe d'effritement par oxydation après 500 heures. La cause de la supériorité des performances de l'alliage N sont bien connues ; on peut l'attribuer à une teneur supérieure en chrome et dans une certaine mesure à une teneur supérieure en molybdène.
  • Il sera évident à un homme du métier que les principes définis ci-dessus, en corrélation avec les exemples spécifiques énoncés plus haut suggéreront différentes applications et modifications qui ne sortiront pas du cadre de la présente invention, la portée de la protection définie par les revendications n'étant pas par conséquent limitée aux exemples décrits.

Claims (18)

1. Alliage à matrice à base de nickel à durcissement par précipitation de phase gamma-prime, caractérisé par la composition en proportions pondérales suivantes :
de 14 à 18% de chrome, de 0,3 à 3,0% de molybdène, de 4 à 8% de tungstène, de 0,01 à 1,0% de vanadium, jusqu'à 0,05% de tantale, jusqu'à 0,05% de niobium, de 3,5 à 5,5% d'aluminium, de 1 à 4% de titane, de 3 à 7% de cobalt, jusqu'à 2% de fer, de 0,01 à 0,05% de carbone, de 0,035 à 0,1% de bore, jusqu'à 0,1% de zirconium, jusqu'à 0,01% d'azote, jusqu'à 0,5% de cuivre, jusqu'à 0,12% de manganèse, jusqu'à 3% des éléments du groupe rhénium- rhuténium, jusqu'à 0,2% des éléments de terre rare n'abaissant pas la température de fusion commençante en dessous de la température de solvus de la phase gamma-prime présente dans l'alliage, jusqu'à 0,15% du groupe magnésium-calcium-strontium-baryum, jusqu'à 0,1% de hafnium, le complément à 100 étant essentiellement du nickel, ladite teneur en bore étant toujours supérieure à ladite teneur en carbone.
2. Alliage à matrice à base nickel selon la revendication 1, caractérisé par une teneur pondérale de 15 à 17% de chrome.
3. Alliage à matrice à base de nickel selon l'une des revendications 1 et 2, caractérisé par une teneur pondérale de 0,8 à 1,8% de molybdène.
4. Alliage à matrice à base de nickel selon l'une quelconque des revendications 1 à 3, caractérisé par une teneur pondérale de 5 à 7% de de tungstène.
5. Alliage à matrice à base de nickel selon l'une quelconque des revendications 1 à 4, caractérisé par une teneur pondérale de 0,3 à 0,7% de vanadium.
6. Alliage à matrice à base de nickel selon l'une quelconque des revendications 1 à 5, caractérisé par une teneur pondérale de 4 à 5 % d'aluminium.
7. Alliage à matrice à base de nickel selon l'une quelconque des revendications 1 à 6 caractérisé par une teneur pondérale de 1,3 à 3,7% de titane.
8. Alliage à matrice à base de nickel selon la revendication 7, caractérisé par une teneur pondérale de 1,5 à 2,5% de titane.
9. Alliage à matrice à base de nickel selon l'une quelconque des revendications 1 à 8, caractérisé par une teneur pondérale de 4 à 6% de cobalt.
10. Alliage à matrice à base de nickel selon l'une quelconque des revendications 1 à 9, caractérisé par une teneur pondérale en fer jusqu'à 0,5.
11. Alliage à matrice à base de nickel selon l'une quelconque des revendications 1 à 10, caractérisé par une teneur pondérale de 0,02 à 0,04% de carbone.
12. Alliage à matrice à base de nickel selon l'une quelconque des revendications 1 à 11, caractérisé par une teneur pondérale de 0, 06 à 0,09% de bore.
13. Alliage à matrice à base de carbone selon l'une quelconque des revendications 1 à 12, caractérisé par une teneur pondérale de 0,02 à 0,04% de carbone.
14. Alliage à matrice à base de nickel selon l'une quelconque des revendications 1 à 13, caractérisé par une teneur pondérale en cuivre jusqu'à 0,1%.
15. Alliage à matrice à base de nickel selon l'une quelconque des revendications 1 à 14, caractérisé par une teneur pondérale en éléments du groupe magnésium-calcium-strontium-baryum jusqu'à 0,05%.
16. Alliage à matrice à base de nickel selon l'une quelconque des revendications 1 à 15, caractérisé par une teneur pondérale en hafnium jusqu'à 0,05%.
17. Alliage à matrice à base de nickel selon l'une quelconque des revendications 1 à 16, caractérisé par une teneur pondérale d'au moins 0,015% de zirconium.
18. Alliage à matrice à base de nickel à durcissement par précipitation de phase gamma-prime caractérisé par la composition pondérale suivante de 15 à 17% de chrome, de 0,8 à 1,8% de molybdène, de 5 à 7% de tungstène, de 0,3 à 0,7% de vanadium, de 4 à 5% d'aluminium, de 1,3 à 3,7% de titane, de 4 à 6% de cobalt, de 0,02 à 0,04% de carbone, de 0,06 à 0,09% de bore, de 0,015 à 0,1% de zirconium et le complément à 100 étant constitué essentiellement par du nickel.
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