EP1584697A2 - Alliage titane-aluminium ductile à chaud - Google Patents

Alliage titane-aluminium ductile à chaud Download PDF

Info

Publication number
EP1584697A2
EP1584697A2 EP05290750A EP05290750A EP1584697A2 EP 1584697 A2 EP1584697 A2 EP 1584697A2 EP 05290750 A EP05290750 A EP 05290750A EP 05290750 A EP05290750 A EP 05290750A EP 1584697 A2 EP1584697 A2 EP 1584697A2
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
aluminum
alloys
iron
ductility
molybdenum
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
EP05290750A
Other languages
German (de)
English (en)
Other versions
EP1584697B1 (fr
EP1584697A3 (fr
Inventor
Marc Thomas
Agnès Bachelier-Locq
Shigehisa Naka
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.)
Office National dEtudes et de Recherches Aerospatiales ONERA
Original Assignee
Office National dEtudes et de Recherches Aerospatiales ONERA
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Office National dEtudes et de Recherches Aerospatiales ONERA filed Critical Office National dEtudes et de Recherches Aerospatiales ONERA
Publication of EP1584697A2 publication Critical patent/EP1584697A2/fr
Publication of EP1584697A3 publication Critical patent/EP1584697A3/fr
Application granted granted Critical
Publication of EP1584697B1 publication Critical patent/EP1584697B1/fr
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Lifetime legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C14/00—Alloys based on titanium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
    • C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon
    • C22F1/183—High-melting or refractory metals or alloys based thereon of titanium or alloys based thereon

Definitions

  • the invention relates to an alloy consisting of aluminum aluminide titanium in which a minority fraction of the atoms of aluminum and titanium is replaced by other atoms.
  • TiAl intermetallic alloys find a advantageous use at high temperature in turbomachines aeronautical.
  • TiAl is characterized by its weak density which gives it a mechanical resistance to hot relative to the density higher than that of the conventional titanium alloys and even to that of some superalloys of nickel. This is due to a limit of elasticity which remains constant typically between 20 and 700 ° C. Nevertheless, the low ductility of this alloy is of a nature to compromise its use for rotating parts. So research is being done around the world for the development of transformation ranges that ductilize TiAl to allow the introduction of this material in aeronautical turbomachines. The work is parallel on the choice of shades most suited to such or such range of transformation.
  • the object of the present invention is to provide an alloy of TiAl type having high ductility when hot, while retaining the usual mechanical properties for these alloys.
  • the invention aims in particular at an alloy of the kind defined in introduction, and provides that it contains in atoms 44 to 49% of aluminum, 0.5 to 3% of zirconium, 0.5 to 2% of iron, 0.5 to 2% molybdenum, 0.2 to 0.5% silicon and 0 to 3% niobium.
  • the subject of the invention is also a method of treatment of an alloy as defined above, in which its constituent elements are put in solution by heating to a temperature of between 1200 ° C and 1350 ° C, cool to room temperature and annealing at a temperature between 800 ° C and 950 ° C.
  • the dissolution is carried out at 1250 ° C. about 4 hours and annealing at 900 ° C. about 4 hours.
  • alloy grades of the TiAl type (or more briefly "TiAl alloys") with high aluminum content 48% are more ductile and less resistant than shades with low aluminum content such as 44%.
  • contents greater than 48% the trend reverses quickly with reduced ductility then creep resistance and oxidation resistance are find improved.
  • the aluminum content must be locked in a window of very narrow composition (47-48 %) to ensure a good compromise of properties.
  • this high sensitivity of the aluminum content of TiAl alloys is a serious handicap for their development which requires a very high degree of precision in quantities of added elements. An ingot of several kilograms can thus present variations in levels in aluminum greater than 1% in different places, with consequence of the different properties, which may differ from user specifications.
  • aluminum is volatile during the merger, causing a loss of aluminum concentration which is dependent on the number of mergers. This is another reason why he is difficult to scrupulously respect the levels in nominal aluminum.
  • Iron has the effect of enlarging the window of aluminum for which the good compromise of properties is respected. In other words, the properties of ductility and mechanical strength remain constant over a wider aluminum content range, thus making the delicate manufacturing of alloys to obtain the desired properties.
  • TiAl alloys containing iron are distinguished by a another way. While almost all TiAl alloys in the poured state plastically deform only at temperatures above 800 ° C, the shades containing Iron can deform plastically at lower temperatures. The brittle-ductile transition temperature is indeed very brutal for all TiAl alloys which can therefore be classified according to this characteristic. A big number of elementary additives proved to be ineffective in the past to improve ductility at temperatures below 800 ° C. However, it has been found that the addition joint of iron and zirconium makes TiAl alloys even more ductile at 800 ° C. The advantage then removed is to be able to manufacture them by resorting to traditional shaping processes using temperatures compatible with common tools.
  • the only penalizing effect of iron that has been found is a decrease in creep resistance, which may lead to the addition of iron to small amounts (around 1%).
  • the use of silicon in the present invention can compensate for this effect by providing an extremely fast gain creep resistance, which limits its concentration at 0.5%. Indeed, higher silicon contents are discouraged because they cause the precipitation of silicides that are known to be detrimental to the ductility.
  • zirconium With regard to zirconium, it has been found that high level (5%) had the effect of delaying the transition fragile-ductile towards high temperatures and therefore counteract the beneficial effect of iron. Therefore, the zirconium content to be used must be significantly lower at 5 %. It is also preferable to limit the content of zirconium for density reasons. Finally, Macroscopic properties of TiAl can be affected by presence of zirconium due to steric effects which predominate over electronic effects. Works made by the inventors made it possible to verify that was not desirable to incorporate more than 2 to 3% of zirconium to maintain an acceptable compromise resistance-ductility.
  • the alloys according to the invention correspond to the poured state high hot ductility requirements allowing their implementation form by anisothermic forging.
  • the alloys described in the examples below were manufactured using vacuum arc melting.
  • the ingots were then subjected to isostatic compaction at 1250 ° C for the closure of porosities and shrinkage.
  • the comparative characterization of the alloys took place after compaction and heat treatment.
  • the heat treatment comprises a solution of 4 hours at 1250 ° C followed by a cooling of the oven and a stress relieving annealing of 4 hours at 900 ° C. This treatment aims to generate two types of structures according to the aluminum concentration.
  • the alloys according to the invention comprise on the one hand an addition of zirconium, and on the other hand additions of elements W, Mo, Fe and Cr which are known as ⁇ -generic elements, in that they stabilize the formation of the ⁇ phase.
  • the hot ductility is determined by the tensile properties at 800 ° C. Since these alloys must retain sufficient cold ductility to allow the machining and handling of parts, tensile properties at 20 ° C have also been determined.
  • a first series of tests is intended to test the combination of hardening elements (W, Mo) and a ductilizing element (Zr). Alloys containing either 2% W or 1% W + 1% Mo are prepared with, for each of these combinations, two values of Al + Mo, the aluminum content being thus chosen slightly lower in the presence of molybdenum because of the more low power ⁇ -gene molybdenum compared to that of tungsten.
  • the second series of shades is characterized by the following compositions: 1031 Ti-45Al-2W-2Cr-1ZR (Ti-29,1Al-8,8W-2,5Cr-2,2Zr) 1032 Ti-47Al-2W-2Cr-1ZR (Ti-30,7Al-8,9W-2,5Cr-2,2Zr) 1033 Ti-46Al-1FE-1W-1ZR (Ti-30,5Al-1,4Fe-4,6W-2,3Zr) 1034 Ti-48Al-1FE-1W-1ZR (Ti-32,6Al-1,4Fe-4,6W-2,3Zr)
  • the aim of this series is to test the combination of a single hardening element (W) and several ductilizing elements (Cr, Fe, Zr), which led to a reduction of 1% in the zirconium content (Table 2).
  • the ductility results reveal that the elongations do not exceed 1% at 20 ° C. Tungsten clearly appears to be responsible for this fragility at low temperature, which confirms the results of the first series.
  • a 1% reduction in the hardening element content (W) is reflected in a softening manner. It should be noted that the two grades containing iron are characterized by the same ductility at 20 ° C despite the difference in aluminum content, a behavior that contrasts with other pairs of grades.
  • the single figure represents, for the alloys of the two previous series, the elastic limit and elongation at break at 20 ° C as a function of the aluminum content.
  • the points corresponding to each property are located approximately on a straight line.
  • ductility and the yield strength there is an inverse relationship between ductility and the yield strength.
  • the increase in ductility and the decrease in the yield strength as observed on the richer aluminum compositions are related to two microstructural changes.
  • the richer aluminum grade firstly has a higher monolithic ⁇ volume fraction (and correspondingly a lower lamellar fraction); however, it is known that duplex structures are more ductile and less resistant than fully lamellar structures. In addition, this shade is less rich in ⁇ phase.
  • the Ti-48Al-1Fe-1W-1Zr grade is predominantly composed of monolithic ⁇ -phase and the low volume fraction of lamellae no longer makes it possible to fractionate the grain size, which explains the level of ductility slightly reduced at ambient temperature than for other additions.
  • the incorporation of iron produces a particular effect since it makes it possible to reach a certain level of ductility for the standard heat treatment, in this case 0.8% for the alloy Ti-46Al-1Fe-1W- 1Zr, which is not the case for other shades rich in titanium.
  • the Ti-46Al-1Fe-1W-1Zr grade is characterized by the presence of a high amount of ⁇ - phase while the Ti-48Al-1Fe-1W-1Zr grade has a majority of monolithic ⁇ -phase. and a phase minority ⁇ .
  • the third series of shades is characterized by additions of iron, zirconium and molybdenum. Two shades correspond to a substitution of Mo to W with respect to the preferred shades above. The other two grades are characterized by the absence of molybdenum: 1144 Ti-46Al-1FE-1ZR-0,2Si (Ti-32A1-1,4Fe-2,4Zr-0,2Si) 1145 Ti-47Al-1FE-1ZR-0,2Si (Ti-32,9Al-1,4Fe-2,4Zr-0,2Si) 1147 Ti-46Al-1FE-1Mo-1ZR-0,2Si (Ti-31,6Al-1,4Fe-2.5Mo-2,3Zr-0,2Si) 1146 Ti-47Al-1FE-1Mo-1ZR-0,2Si (Ti-32,5Al-1,4Fe-2.5Mo-2,3Zr-0,2Si)
  • Creep tests were also carried out at 750 ° C. 200 MPa on most alloys of the previous three series in order to test them in the most close to use in aerospace turbomachines.
  • the creep results of the first series reflect more strongly the strong influence of aluminum content and indirectly the microstructure on creep resistance than the effect of substitution of Mo to W (Table 4). Indeed, the comparison of the TiAl + 2W + 2Zr grades with different aluminum contents (1017 and 1029) reveals the high sensitivity of the creep resistance to aluminum. There is almost an order of magnitude between the secondary creep rates to the advantage of the aluminum rich shade. For low aluminum grades, the residual ⁇ phase is quite coarse. On the other hand, for the shades with high aluminum content, the ⁇ phase is smaller and is characterized by a dense precipitation in the lamellae. These precipitates act as obstacles to deformation and explain the unexpected improvement in creep.
  • the alloys used in aeronautical turbomachines must also have good resistance to oxidation.
  • the resistance to oxidation of alloys may, if necessary, be improved by introducing of a certain amount of niobium, an element known for his favorable action on this property.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)
  • Laminated Bodies (AREA)
  • Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
  • Furnace Charging Or Discharging (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

Alliage du type TiA1 contenant en atomes 44 à 49 % d'aluminium, 0,5 à 3 % de zirconium, 0,5 à 2 % de fer, 0,5 à 2 % de molybdène, 0,2 à 0,5 % de silicium et 0 à 3 % de niobium. Utilisation dans les turbomachines aéronautiques.

Description

L'invention concerne un alliage constitué d'aluminiure de titane dans lequel une fraction minoritaire des atomes d'aluminium et de titane est remplacée par d'autres atomes.
Les alliages intermétalliques du type TiAl trouvent une utilisation avantageuse à haute température dans les turbomachines aéronautiques. TiAl se caractérise par sa faible masse volumique qui lui confère une résistance mécanique à chaud rapportée à la masse volumique supérieure à celle des alliages de titane classiques et même à celle de certains superalliages de nickel. Ceci est dû à une limite d'élasticité qui demeure constante typiquement entre 20 et 700 °C. Néanmoins, la faible ductilité de cet alliage est de nature à compromettre son utilisation pour les pièces tournantes. Des recherches sont donc actuellement menées dans le monde pour la mise au point de gammes de transformation qui ductilisent TiAl pour permettre l'introduction de ce matériau dans les turbomachines aéronautiques. Les travaux portent en parallèle sur le choix des nuances les plus adaptées à telle ou telle gamme de transformation.
Le but de la présente invention est de fournir un alliage du type TiAl présentant une grande ductilité à chaud, tout en conservant les propriétés mécaniques habituelles pour ces alliages.
L'invention vise notamment un alliage du genre défini en introduction, et prévoit qu'il contient en atomes 44 à 49 % d'aluminium, 0,5 à 3 % de zirconium, 0,5 à 2 % de fer, 0,5 à 2 % de molybdène, 0,2 à 0,5 % de silicium et 0 à 3 % de niobium.
Il a été proposé d'ajouter du fer (US-A-6 165 414 et US-A-6 174 495) pour améliorer la coulabilité des alliages TiAl, du zirconium (US-A-4 983 357, US-A-5 207 982 et US-A-5 997 808) pour améliorer le compromis résistance-ductilité, la ténacité, la tenue à l'oxydation et la résistance mécanique à chaud, du molybdène (US-A-5 350 466 et US-A-6 214 133) pour améliorer la tenue à chaud. Cependant, aucun de ces documents ne suggère une combinaison des éléments Fe, Zr et Mo.
Des caractéristiques optionnelles de l'alliage selon l'invention, complémentaires ou de substitution, sont énoncées ci-après:
  • Il contient en atomes 45 à 48 % d'aluminium, environ 1 % de zirconium, environ 1 % de fer, environ 1 % de molybdène et environ 0,2 % de silicium.
  • Il est composé exclusivement d'aluminium, de titane, de zirconium, de fer, de molybdène, de silicium et le cas échéant de niobium, sous réserve d'impuretés éventuelles.
L'invention a également pour objet un procédé de traitement thermique d'un alliage tel que défini ci-dessus, dans lequel on met en solution ses éléments constitutifs par chauffage à une température comprise entre 1200 °C et 1350 °C, on refroidit à la température ambiante et on recuit à une température comprise entre 800 °C et 950 °C.
Avantageusement, la mise en solution est effectuée à 1250 °C environ pendant 4 heures environ et le recuit à 900 °C environ pendant 4 heures environ.
Les caractéristiques et avantages de l'invention sont exposés plus en détail dans la description ci-après, avec référence au dessin annexé, qui représente sous forme de graphique la variation de certaines propriétés de l'alliage selon l'invention en fonction de sa teneur en aluminium.
Dans la présente description, sauf indication contraire, toutes les proportions sont données en atomes.
Il a été constaté que les nuances d'alliages du type TiAl (ou plus brièvement "alliages TiAl") à forte teneur en aluminium telle que 48 % sont plus ductiles et moins résistantes que les nuances à faible teneur en aluminium telle que 44 %. Toutefois, pour des teneurs supérieures à 48 % la tendance s'inverse rapidement avec une ductilité plus réduite alors que la tenue au fluage et la résistance à l'oxydation se trouvent améliorées. Ainsi, la teneur en aluminium doit être enfermée dans une fenêtre de composition très étroite (47-48 %) pour assurer un bon compromis de propriétés . Cependant, cette forte sensibilité de la teneur en aluminium des alliages TiAl constitue un handicap sérieux pour leur élaboration qui nécessite une très grande précision dans les quantités d'éléments ajoutés. Un lingot de plusieurs kilogrammes peut ainsi présenter des variations de teneurs en aluminium supérieures à 1% en différents endroits, avec comme conséquence des propriétés différentes, pouvant s'écarter des spécifications des utilisateurs. En outre, l'aluminium est volatil au cours de la fusion, provoquant une perte de concentration en aluminium qui est dépendante du nombre de fusions. C'est une raison supplémentaire pour laquelle il est difficile de respecter scrupuleusement les teneurs en aluminium nominales.
Le fer a pour effet d'agrandir la fenêtre de teneur en aluminium pour laquelle le bon compromis de propriétés est respecté. Autrement dit, les propriétés de ductilité et de résistance mécanique demeurent constantes sur un plus large intervalle de teneur en aluminium, rendant ainsi moins délicate la fabrication des alliages pour obtenir les propriétés voulues.
Les alliages TiAl contenant du fer se singularisent d'une autre manière. Alors que la quasi-totalité des alliages TiAl à l'état coulé ne se déforment plastiquement qu'à des températures supérieures à 800 °C, les nuances contenant du fer peuvent se déformer plastiquement à plus basse température. La température de transition fragile-ductile est en effet très brutale pour tous les alliages TiAl qui peuvent donc être classés en fonction de cette caractéristique. Un grand nombre d'additifs élémentaires se sont avérés inefficaces dans le passé pour améliorer la ductilité à des températures inférieures à 800 °C. Or, il a été constaté que l'addition conjointe de fer et de zirconium rend les alliages TiAl encore plus ductiles à 800 °C. L'avantage qui en est alors retiré est de pouvoir les fabriquer en recourant à des procédés de mise en forme traditionnels utilisant des températures compatibles avec les outils courants.
Le seul effet pénalisant du fer qui a été constaté est une diminution de la tenue au fluage, qui peut conduire à limiter l'addition de fer à des quantités faibles (autour de 1 %). L'utilisation du silicium dans la présente invention peut compenser cet effet en procurant un gain extrêmement rapide sur la tenue au fluage, ce qui permet de limiter sa concentration à 0,5 %. En effet des teneurs en silicium supérieures sont déconseillées car elles provoquent la précipitation de siliciures qui sont connus pour être préjudiciables pour la ductilité.
En ce qui concerne le zirconium, il a été constaté qu'une teneur élevée (5 %) avait pour effet de repousser la transition fragile-ductile vers les hautes températures et donc de contrecarrer l'effet bénéfique du fer. Par conséquent, la teneur en zirconium à utiliser doit être nettement inférieure à 5 %. Il est aussi préférable de limiter la teneur en zirconium pour des raisons de masse volumique. Enfin, les propriétés macroscopiques de TiAl peuvent être affectées en présence de zirconium en raison d'effets stériques qui prédominent sur les effets électroniques. Les travaux réalisés par les inventeurs ont permis de vérifier qu'il n'était pas souhaitable d'incorporer plus de 2 à 3 % de zirconium pour conserver un compromis acceptable résistance-ductilité.
Une addition réduite de molybdène (1 %) conjointement avec les éléments fer et zirconium permet d'obtenir un gain supplémentaire de ductilité à 800 °C, ce qui était le résultat recherché. Cependant, une teneur plus élevée n'est pas souhaitable car cet élément provoque une augmentation de la résistance mécanique à chaud, ce qui nécessite alors l'emploi d'une force plus élevée de la presse pour le déformer. Il faut aussi retenir que la tenue au fluage s'en trouve également améliorée par rapport aux alliages ne contenant pas cette addition de molybdène, effet qu'il sera possible de moduler par l'addition conjointe de Mo et de Si.
Les alliages selon l'invention répondent à l'état coulé aux exigences de grande ductilité à chaud permettant leur mise en forme par forgeage anisotherme.
Les alliages décrits dans les exemples ci-après ont été fabriqués en utilisant la fusion à arc sous vide. Les lingotins ont ensuite subi un compactage isostatique à 1250 °C destiné à la fermeture des porosités et retassures. La caractérisation comparative des alliages a eu lieu après compactage et traitement thermique. Le traitement thermique comprend une mise en solution de 4 heures à 1250 °C suivie d'un refroidissement du four et d'un recuit de détensionnement de 4 heures à 900 °C. Ce traitement a pour but de générer deux types de structures suivant la concentration en aluminium. Il permet de stabiliser la structure lamellaire biphasée γ+α2 (TiAl+Ti3Al) pour les nuances les plus riches en titane et de stabiliser la structure duplex composée de grains lamellaires et de grains monolithiques de phase γ (TiAl) pour les nuances les plus riches en aluminium. Cette structure biphasée γ/α2 qui est bénéfique pour la ductilité ne peut toutefois pas être obtenue pour des concentrations en aluminium supérieures à 49 %, l'alliage demeurant alors monophasé γ même après traitement thermique. Ce traitement permet également une redistribution plus uniforme dans l'ensemble de la structure de certains éléments tels que le zirconium qui peuvent avoir tendance à ségréger dans les dernières zones liquides au cours de la solidification.
Les alliages selon l'invention comportent d'une part une addition de zirconium, et d'autre part des additions d'éléments W, Mo, Fe et Cr qui sont connus comme éléments β-gènes, en ce sens qu'ils stabilisent la formation de la phase β. La ductilité à chaud est déterminée par les propriétés de traction à 800 °C. Ces alliages devant conserver une ductilité à froid suffisante pour permettre l'usinage et la manutention des pièces, les propriétés de traction à 20 °C ont également été déterminées.
L'invention est illustrée ci-après par la description d'essais portant sur divers alliages, pour chacun desquels sont indiqués successivement un numéro d'identification, la composition en atomes et la composition en masse.
Une première série d'essais a pour but de tester l'association d'éléments durcissants (W, Mo) et d'un élément ductilisant (Zr). On prépare des alliages contenant soit 2 % W, soit 1 % W + 1 % Mo, avec pour chacune de ces combinaisons deux valeurs de Al + Mo, la teneur en aluminium étant choisie ainsi légèrement plus faible en présence de molybdène en raison du plus faible pouvoir β-gène du molybdène par rapport à celui du tungstène.
1029 Ti-45Al-2W-2Zr (Ti-28,9Al-8,7W-4,3Zr)
1017 Ti-48Al-2W-2Zr (Ti-30,4Al-8,8W-4,4Zr)
1027 Ti-44Al-1W-1Mo-2Zr (Ti-28,7Al-4,4W-4,4Zr-2,3Mo)
1028 Ti-47Al-1W-1Mo-2Zr (Ti-31,1Al-4,5W-4,5Zr-2,3Mo)
Les résultats de traction à 20 et 800 °C révèlent que l'introduction des éléments durcissants est fortement pénalisante pour la ductilité puisque les allongements à 20 °C et à 800 °C ne dépassent pas 1,2 % et 2,9 % respectivement (tableau 1). Le molybdène apparaít en tout cas plus bénéfique que le tungstène pour cette propriété. Quant au durcissement évalué à partir de la limite d'élasticité, il est certes appréciable avec en particulier l'ajout de molybdène, mais ne justifie pas de sacrifier autant la ductilité. En résumé, la substitution de 1 Mo à 1 W apparaít favorable pour le compromis résistance-ductilité à 20 et 800 °C.
Caractéristiques de traction des alliages Ti-45Al-2W-2Zr (1029), Ti-48Al-2W-2Zr (1017), Ti-44Al-1W-1Mo-2Zr (1027) et Ti-47Al-1W-1Mo-2Zr (1028)
Alliage T (°C) σ0,2 (MPa) σmax (MPa) A (%)
1029 20 545 594 0,40
800 430 516 1,20
1017 20 431 509 0,76
800 390 458 0,98
1027 20 603 640 0,36
800 472 569 1,96
1028 20 500 626 1,21
800 462 588 2,88
La deuxième série de nuances se caractérise par les compositions suivantes:
1031 Ti-45Al-2W-2Cr-1Zr (Ti-29,1Al-8,8W-2,5Cr-2,2Zr)
1032 Ti-47Al-2W-2Cr-1Zr (Ti-30,7Al-8,9W-2,5Cr-2,2Zr)
1033 Ti-46Al-1Fe-1W-1Zr (Ti-30,5Al-1,4Fe-4,6W-2,3Zr)
1034 Ti-48Al-1Fe-1W-1Zr (Ti-32,6Al-1,4Fe-4,6W-2,3Zr)
Cette série a pour but de tester l'association d'un seul élément durcissant (W) et de plusieurs éléments ductilisants (Cr, Fe, Zr), ce qui a conduit à réduire à 1 % la teneur en zirconium (tableau 2). Les résultats de ductilité révèlent que les allongements ne dépassent pas 1 % à 20 °C. Le tungstène apparaít clairement comme responsable de cette fragilité à basse température, ce qui confirme les résultats de la première série. D'autre part, une réduction à 1 % de la teneur en élément durcissant (W) se traduit conformément par un adoucissement. Il est à remarquer que les deux nuances contenant du fer se caractérisent par la même ductilité à 20 °C en dépit de la différence de teneur en aluminium, un comportement qui tranche par rapport aux autres couples de nuances. Un autre point intéressant concerne les allongements à 800 °C qui atteignent près de 28 % pour l'alliage Ti-48Al-1W-1Fe-1Zr, mettant manifestement en évidence l'effet bénéfique du fer sur la ductilité à chaud.
Caractéristiques de traction des alliages Ti-45Al-2W-2Cr-1Zr (1031), Ti-47Al-2W-2Cr-1Zr (1032), Ti-46Al-1W-1Fe-1Zr (1033) et Ti-48Al-1W-1Fe-1Zr (1034)
Alliage T (°C) σ0,2 (MPa) σmax (MPa) A (%)
1031 20 522 570 0,41
800 418 511 3,62
1032 20 498 532 0,35
800 422 520 1,72
1033 20 474 574 0,87
800 390 456 3,80
1034 20 357 431 0,84
800 338 440 27,52
La figure unique représente, pour les alliages des deux séries précédentes, la limite d'élasticité et l'allongement à rupture à 20 °C en fonction de la teneur en aluminium. Les points correspondant à chaque propriété sont situés approximativement sur une droite. Il se dégage ainsi clairement une relation inverse entre la ductilité et la limite d'élasticité. L'augmentation de la ductilité et la diminution de la limite d'élasticité telles qu'elles sont observées sur les compositions plus riches en aluminium sont liées à deux changements microstructuraux. La nuance plus riche en aluminium possède tout d'abord une fraction volumique de phase γ monolithique plus élevée (et corrélativement une fraction lamellaire plus basse); or, il est connu que les structures duplex sont plus ductiles et moins résistantes que les structures entièrement lamellaires. De plus, cette nuance est moins riche en phase β. La nuance Ti-48Al-1Fe-1W-1Zr est majoritairement composée de phase γ monolithique et la fraction volumique trop faible de lamelles ne permet plus de fractionner la taille de grains, ce qui explique le niveau de ductilité légèrement plus réduit à température ambiante que pour d'autres additions. En contrepartie, l'incorporation de fer produit un effet particulier puisqu'elle permet d'atteindre un certain niveau de ductilité pour le traitement thermique standard, en l'occurrence 0,8 % pour l'alliage Ti-46Al-1Fe-1W-1Zr, ce qui n'est pas le cas pour les autres nuances riches en titane. À l'état standard, la nuance Ti-46Al-1Fe-1W-1Zr se caractérise par la présence d'une quantité élevée de phase β alors que la nuance Ti-48Al-1Fe-1W-1Zr présente une majorité de phase γ monolithique et une minorité de phase β.
La troisième série de nuances se caractérise par des ajouts de fer, de zirconium et de molybdène. Deux nuances correspondent à une substitution de Mo à W par rapport aux nuances préférées ci-dessus. Les deux autres nuances se caractérisent par l'absence de molybdène:
1144 Ti-46Al-1Fe-1Zr-0,2Si (Ti-32A1-1,4Fe-2,4Zr-0,2Si)
1145 Ti-47Al-1Fe-1Zr-0,2Si (Ti-32,9Al-1,4Fe-2,4Zr-0,2Si)
1147 Ti-46Al-1Fe-1Mo-1Zr-0,2Si (Ti-31,6Al-1,4Fe-2,5Mo-2,3Zr-0,2Si)
1146 Ti-47Al-1Fe-1Mo-1Zr-0,2Si (Ti-32,5Al-1,4Fe-2,5Mo-2,3Zr-0,2Si)
L'ajout de silicium est effectué pour contrebalancer l'éventuelle faiblesse apportée par le fer vis-à-vis de la tenue au fluage. La comparaison des résultats avec les précédentes séries révèle que la substitution individuelle du fer ou du molybdène au tungstène diminue la fragilité des alliages. Le niveau de ductilité à froid est tout à fait satisfaisant avec des allongements compris entre 1 et 2 % (tableau 3). Les résultats antérieurs sont confirmés en ce sens qu'en présence de fer, la ductilité est relativement peu sensible à la teneur en Al. L'effet bénéfique du molybdène sur la ductilité à chaud est également confirmé, alors que cet effet était bien moins visible sur les alliages de la première série en présence de tungstène. Il apparaít donc un effet de synergie entre les éléments fer et molybdène quant à leur action sur la ductilité à chaud. Ainsi, la comparaison des quatre dernières nuances révèle que l'ajout de molybdène permet d'augmenter les allongements à 800 °C de 27 % en moyenne à 73 % en moyenne. Un tel niveau de ductilité à 800 °C permet d'escompter une bonne déformabilité au cours du forgeage ultérieur, d'autant que celui-ci est réalisé en débutant à une température plus élevée, typiquement 1000 °C. Un examen du faciès de rupture des éprouvettes s'allongeant de 73 % en moyenne révèle que la structure est composée de nombreux petits grains lamellaires, sans recristallisation dynamique sous forme de grains monolithiques, ce qui laisse prévoir un bon comportement en fluage.
Caractéristiques de traction des alliages Ti-46Al-1Fe-1Zr-0,2Si (1144), Ti-47Al-1Fe-1Zr-0,2Si (1145), Ti-46Al-1Fe-1Mo-1Zr-0,2Si (1147) et Ti-47A1-1Fe-1Mo-1Zr-0,2Si (1146)
Alliage T (°C) σ0,2 (MPa) σmax (MPa) A (%)
1144 20 442 539 1,26
800 396 480 21,0
1145 20 391 486 1,14
800 357 445 33,0
1147 20 438 565 1,23
800 380 451 60,0
1146 20 371 506 1,40
800 354 438 76,0
Des essais de fluage ont également été réalisés à 750 °C sous 200 MPa sur la plupart des alliages des trois séries précédentes afin de les tester dans les conditions les plus proches de l'utilisation dans des turbomachines aéronautiques.
Les résultats de fluage de la première série reflètent de façon plus marquée la forte influence de la teneur en aluminium et indirectement de la microstructure sur la tenue au fluage que l'effet de la substitution de Mo à W (tableau 4). En effet, la comparaison des nuances TiAl+2W+2Zr ayant des teneurs en aluminium différentes (1017 et 1029) révèle la forte sensibilité de la tenue au fluage vis-à-vis de l'aluminium. Il existe presque un ordre de grandeur entre les vitesses de fluage secondaires à l'avantage de la nuance riche en aluminium. Pour les nuances à faible teneur en aluminium, la phase β résiduelle est assez grossière. En revanche, pour les nuances à forte teneur en aluminium, la phase β est plus réduite et se caractérise par une précipitation dense dans les lamelles. Ces précipités agissent comme des obstacles à la déformation et permettent d'expliquer l'amélioration inattendue en fluage. Pour la différence de propriétés observée entre 1017 et 1028, il est difficile alors d'incriminer la présence non bénéfique du molybdène car la teneur en aluminium est légèrement inférieure pour la nuance contenant du molybdène. D'une façon générale, les propriétés de fluage obtenues sur ces quatre nuances sont excellentes par rapport aux alliages connus à base de TiAl.
Caractéristiques de fluage des alliages Ti-45Al-2W-2Zr (1029), Ti-48Al-2W-2Zr (1017), Ti-44Al-1W-1Mo-2Zr (1027) et Ti-47Al-1W-1Mo-2Zr (1028)
Alliage Durée (h) Primaire Secondaire ε ˙ (s-1)
A = 0,2 % A = 0,5 % A (%) Durée (h)
1029 33 153 0,13 12 5,0.10-9
1017 392 1160 - - 0,9. 10-9
1027 18 129 0,32 46 3,7.10-9
1028 85 574 0,15 52 0,67.10-9
Les résultats de fluage obtenus sur trois des nuances des deuxième et troisième séries révèlent l'effet néfaste pour la résistance au fluage des éléments ductilisants chrome et fer (tableau 5). Toutefois, l'ajout de 0,2 % de silicium pour une nuance de la troisième série permet de diminuer nettement la vitesse de fluage secondaire, pour atteindre un niveau comparable à celui de la première série.
Caractéristiques de fluage des alliages Ti-45Al-2W-2Cr-1Zr (1031), Ti-46Al-1W-1Fe-1Zr (1033) et Ti-46Al-1Fe-1Zr-0,2Si (1144)
Alliage Durée (h) Primaire Secondaire ε ˙ (s-1)
A = 0,2 % A = 0,5 % A (%) Durée (h)
1031 17 77 0,22 22 11.10-9
1033 2,5 32 0,38 20 26.10-9
1144 30 250 0,50 250 2,5.10-9
Indépendamment de la présente invention, les alliages utilisés dans les turbomachines aéronautiques doivent également avoir une bonne résistance à l'oxydation. Dans cette optique, la résistance à l'oxydation des alliages préférés peut, si nécessaire, être améliorée par l'introduction d'une certaine quantité de niobium, élément connu pour son action favorable sur cette propriété.

Claims (7)

  1. Alliage constitué d'aluminiure de titane dans lequel une fraction minoritaire des atomes d'aluminium et de titane est remplacée par d'autres atomes, caractérisé en ce qu'il contient en atomes 44 à 49 % d'aluminium, 0,5 à 3 % de zirconium, 0,5 à 2 % de fer, 0,5 à 2 % de molybdène, 0,2 à 0,5 % de silicium et 0 à 3 % de niobium.
  2. Alliage selon la revendication 1, qui contient en atomes 45 à 48 % d'aluminium, environ 1 % de zirconium, environ 1 % de fer, environ 1 % de molybdène et environ 0,2 % de silicium.
  3. Alliage selon la revendication 2, qui contient en atomes environ 46 % d'aluminium.
  4. Alliage selon la revendication 2, qui contient en atomes environ 47 % d'aluminium.
  5. Alliage selon l'une des revendications précédentes, qui est composé exclusivement d'aluminium, de titane, de zirconium, de fer, de molybdène, de silicium et le cas échéant de niobium, sous réserve d'impuretés éventuelles.
  6. Procédé de traitement thermique d'un alliage selon l'une des revendications précédentes, dans lequel on met en solution ses éléments constitutifs par chauffage à une température comprise entre 1200 °C et 1350 °C, on refroidit à la température ambiante et on recuit à une température comprise entre 800 °C et 950 °C.
  7. Procédé selon la revendication 4, dans lequel la mise en solution est effectuée à 1250 °C environ pendant 4 heures environ et le recuit à 900 °C environ pendant 4 heures environ.
EP05290750A 2004-04-07 2005-04-05 Alliage titane-aluminium ductile à chaud Expired - Lifetime EP1584697B1 (fr)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
FR0403658A FR2868791B1 (fr) 2004-04-07 2004-04-07 Alliage titane-aluminium ductile a chaud
FR0403658 2004-04-07

Publications (3)

Publication Number Publication Date
EP1584697A2 true EP1584697A2 (fr) 2005-10-12
EP1584697A3 EP1584697A3 (fr) 2009-07-15
EP1584697B1 EP1584697B1 (fr) 2010-12-15

Family

ID=34896722

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP05290750A Expired - Lifetime EP1584697B1 (fr) 2004-04-07 2005-04-05 Alliage titane-aluminium ductile à chaud

Country Status (4)

Country Link
EP (1) EP1584697B1 (fr)
AT (1) ATE491819T1 (fr)
DE (1) DE602005025273D1 (fr)
FR (1) FR2868791B1 (fr)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2022200736A1 (fr) * 2021-03-25 2022-09-29 Safran Alliage de fonderie intermétallique tial
JPWO2022260026A1 (fr) * 2021-06-09 2022-12-15

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4983357A (en) 1988-08-16 1991-01-08 Nkk Corporation Heat-resistant TiAl alloy excellent in room-temperature fracture toughness, high-temperature oxidation resistance and high-temperature strength
US5207982A (en) 1990-05-04 1993-05-04 Asea Brown Boveri Ltd. High temperature alloy for machine components based on doped tial
US6165414A (en) 1997-12-26 2000-12-26 Ishikawajima-Harima Heavy Industries Co., Ltd. Titanium aluminide for precision casting and method of casting using titanium aluminide
US6174495B1 (en) 1998-03-25 2001-01-16 Ishikawajima-Harima Heavy Industries Co., Ltd. Titanium aluminide for precision casting

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3203794A (en) * 1957-04-15 1965-08-31 Crucible Steel Co America Titanium-high aluminum alloys
JP2569710B2 (ja) * 1988-04-04 1997-01-08 三菱マテリアル株式会社 常温靱性を有するＴｉ−Ａ▲ｌ▼系金属間化合物型鋳造合金
JPH03257130A (ja) * 1990-03-05 1991-11-15 Daido Steel Co Ltd Ｔｉ―Ａｌ系耐熱材料
JPH03285051A (ja) * 1990-03-30 1991-12-16 Sumitomo Light Metal Ind Ltd チタニウムアルミナイドの鍛造方法
JPH0441682A (ja) * 1990-06-08 1992-02-12 Sumitomo Light Metal Ind Ltd チタニウムアルミナイド製内燃機関用吸、排気バルブ
JP3283546B2 (ja) * 1991-07-26 2002-05-20 大同特殊鋼株式会社 Ｔｉ Ａｌ，Ｔｉ３Ａｌ 金属間化合物製部材用耐酸化性肉盛材およびＴｉ Ａｌ，Ｔｉ３Ａｌ 金属間化合物製バルブ
JPH06192776A (ja) * 1992-12-28 1994-07-12 Sumitomo Metal Ind Ltd 常温延性に優れるＴｉＡｌ基合金部品とその製造方法
GB9714391D0 (en) * 1997-07-05 1997-09-10 Univ Birmingham Titanium aluminide alloys
JP3915324B2 (ja) * 1999-06-08 2007-05-16 石川島播磨重工業株式会社 チタンアルミナイド合金材料及びその鋳造品
DE10024343A1 (de) * 2000-05-17 2001-11-22 Gfe Met & Mat Gmbh Bauteil auf Basis von gamma-TiAl-Legierungen mit Bereichen mit gradiertem Gefüge

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4983357A (en) 1988-08-16 1991-01-08 Nkk Corporation Heat-resistant TiAl alloy excellent in room-temperature fracture toughness, high-temperature oxidation resistance and high-temperature strength
US5207982A (en) 1990-05-04 1993-05-04 Asea Brown Boveri Ltd. High temperature alloy for machine components based on doped tial
US6165414A (en) 1997-12-26 2000-12-26 Ishikawajima-Harima Heavy Industries Co., Ltd. Titanium aluminide for precision casting and method of casting using titanium aluminide
US6174495B1 (en) 1998-03-25 2001-01-16 Ishikawajima-Harima Heavy Industries Co., Ltd. Titanium aluminide for precision casting

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2022200736A1 (fr) * 2021-03-25 2022-09-29 Safran Alliage de fonderie intermétallique tial
FR3121149A1 (fr) * 2021-03-25 2022-09-30 Safran Alliage de fonderie intermétallique TiAl
CN117043369A (zh) * 2021-03-25 2023-11-10 赛峰公司 TiAl金属间铸造合金
JPWO2022260026A1 (fr) * 2021-06-09 2022-12-15

Also Published As

Publication number Publication date
EP1584697B1 (fr) 2010-12-15
DE602005025273D1 (de) 2011-01-27
FR2868791B1 (fr) 2006-07-14
ATE491819T1 (de) 2011-01-15
FR2868791A1 (fr) 2005-10-14
EP1584697A3 (fr) 2009-07-15

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP2467505B1 (fr) Superalliage base nickel et pièces réalisées en ce superalliage
FR2941962A1 (fr) Procede de fabrication d'une piece en superalliage a base de nickel, et piece ainsi obtenue.
EP0863219B1 (fr) Aluminiure de titane utilisable à température élevée
FR2624882A1 (fr) Procede de revetement de pieces en alliages de titane par de l'aluminium diffuse
EP0924308A1 (fr) Alliages intermétalliques à base de titane du type Ti2A1Nb à haute limite d'élasticité et forte résistance au fluage
FR2704869A1 (fr) Alliage amélioré Ti-6Al-4V, à comportement balistique, procédé de préparation et application.
FR2584094A1 (fr) Materiau d'alliage de titane de haute resistance ayant une meilleure ouvrabilite et procede pour sa production
WO2009007562A1 (fr) Acier martensitique durci à teneur faible ou nulle en cobalt, procédé de fabrication d'une pièce à partir de cet acier, et pièce ainsi obtenue
EP0864664A1 (fr) Procédé de fabrication d'une pièce superélastique en alliage de nickel et de titane
EP1156126A1 (fr) Procédé de fabrication d'une bande en alliage Fe-Ni
FR2543578A1 (fr) Production d'articles metalliques par deformation superplastique
FR2655057A1 (fr) Alliages titane-aluminium-vanadium et procede de traitement de pieces forgees en de tels alliages.
FR2522335A1 (fr) Alliage de nickel resistant a l'oxydation
EP2402467A1 (fr) Alliage d'or à dureté améliorée
EP1584697B1 (fr) Alliage titane-aluminium ductile à chaud
EP0252775B1 (fr) Superalliage monocristallin à base de nickel, notamment pour aubes de turbomachine
EP4073283B1 (fr) Superalliage a base de nickel
EP0906961B1 (fr) Procédé de fabrication d'une bande de tôle d'acier pour la réalisation d'emballages métalliques par emboutissage et tôle d'acier obtenue
FR2664909A1 (fr) Acier austenitique ayant une resistance amelioree a haute temperature et procede pour son obtention et la realisation de pieces mecaniques, en particulier de soupapes.
JP2022130467A (ja) ＴｉＡｌ合金材及びその製造方法、並びにＴｉＡｌ合金材の鍛造方法
WO2019058065A1 (fr) Piece de turbine en alliage comprenant une phase max
FR2675816A1 (fr) Procede pour la fabrication de toles d'aluminium.
JP2020158820A (ja) チタン合金、チタン合金装飾部材、およびチタン合金の製造方法
BE466510A (fr)
CH322347A (fr) Alliage et utilisation de cet alliage

Legal Events

Date Code Title Description
PUAI Public reference made under article 153(3) epc to a published international application that has entered the european phase

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009012

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: A2

Designated state(s): AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HU IE IS IT LI LT LU MC NL PL PT RO SE SI SK TR

AX Request for extension of the european patent

Extension state: AL BA HR LV MK YU

PUAL Search report despatched

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009013

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: A3

Designated state(s): AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HU IE IS IT LI LT LU MC NL PL PT RO SE SI SK TR

AX Request for extension of the european patent

Extension state: AL BA HR LV MK YU

17P Request for examination filed

Effective date: 20090908

AKX Designation fees paid

Designated state(s): AT DE FR GB

17Q First examination report despatched

Effective date: 20100413

GRAP Despatch of communication of intention to grant a patent

Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOSNIGR1

GRAS Grant fee paid

Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOSNIGR3

GRAA (expected) grant

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009210

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: B1

Designated state(s): AT DE FR GB

REG Reference to a national code

Ref country code: GB

Ref legal event code: FG4D

Free format text: NOT ENGLISH

REF Corresponds to:

Ref document number: 602005025273

Country of ref document: DE

Date of ref document: 20110127

Kind code of ref document: P

PLBE No opposition filed within time limit

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009261

STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: NO OPPOSITION FILED WITHIN TIME LIMIT

26N No opposition filed

Effective date: 20110916

REG Reference to a national code

Ref country code: DE

Ref legal event code: R097

Ref document number: 602005025273

Country of ref document: DE

Effective date: 20110916

REG Reference to a national code

Ref country code: FR

Ref legal event code: PLFP

Year of fee payment: 12

REG Reference to a national code

Ref country code: FR

Ref legal event code: PLFP

Year of fee payment: 13

REG Reference to a national code

Ref country code: FR

Ref legal event code: PLFP

Year of fee payment: 14

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: GB

Payment date: 20240320

Year of fee payment: 20

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: FR

Payment date: 20240320

Year of fee payment: 20

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: DE

Payment date: 20240320

Year of fee payment: 20

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: AT

Payment date: 20240322

Year of fee payment: 20

REG Reference to a national code

Ref country code: DE

Ref legal event code: R071

Ref document number: 602005025273

Country of ref document: DE

REG Reference to a national code

Ref country code: GB

Ref legal event code: PE20

Expiry date: 20250404

REG Reference to a national code

Ref country code: AT

Ref legal event code: MK07

Ref document number: 491819

Country of ref document: AT

Kind code of ref document: T

Effective date: 20250405

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: GB

Free format text: LAPSE BECAUSE OF EXPIRATION OF PROTECTION

Effective date: 20250404