Brevet FR2584094A1 — publié le 19870102

1. La présente invention se rapporte à un matériau d'alliage de titane de haute résistance, approprié à une utilisation dans la fabrication de pièces pour avion, o une haute résistance spécifique et une haute résistance à la chaleur (résistance à l'oxydation) sont requises et que l'on puisse facilement mettre en forme en de telles pièces pour avion par travail à chaud et à froid. La présente invention se rapporte également à un procédé de production d'un tel matériau d'alliage de Ti de haute résistance. Les moteurs à réaction pour avion concernent l'un des domaines o une haute résistance mécanique, une haute résistance à l'oxydation et une bonne ouvrabilité à chaud doivent être présentées de manière équilibrée. Dans de telles applications, deux types de matériaux d'alliage de Ti ont été utilisés: des matériaux d'alliage de Ti du type "+ / représentés par la composition de Ti-6% Al-4% V, et des matériaux d'alliage de Ti du type semi-O part de la structure se composant de la phase L'ouvrabilité à chaud du second type du matériau d'alliage de Ti n'est pas aussi bonne que pour le premier type. Ni les matériaux d'alliage de Ti du type ont une faible résistance à l'oxydation. Les compositions d'alliage Ti-6% Al-4% V et Ti-8% Al-1% V-1% Mo sont traditionnellement fabriquées par les étapes suivantes:travail à chaud à des températures qui ne sont pas inférieures à 850 C ( >. 900 C pour la première composition et >,, 950 C pour la seconde composi- tion); recuit; traitement en solution solide à des tempéra- tures qui ne sont pas inférieures à 950 C; et durcissement par vieillissement à des températures dans la gamme de 500-600 C. L'étape de durcissement par vieillissement est entreprise uniquement pour la fabrication du premier type de matériaux d'alliage de Ti et n'est pas accompliepour la production du second type du matériau d'alliage de Ti car l'aptitude au durcissement au vieillissement est très faible. Comme on l'a mentionné ci-dessus, la fabrication des matériaux conventionnels d'alliage de Ti du type " +/ et des matériaux d'alliage de Ti du type semi- oC comprend une étape de travail à chaud qui est accomplie à des tempé- ratures qui ne sont pas inférieures à 8500C. Par conséquent, si l'on veut obtenir un produit forgé par forgeage iso- thermique qui soit proche de la forme et des dimensions du produit final, il est nécessaire d'employer un moule coûteux qui a une haute résistance à la chaleur et qui a une surface interne compliquée et lisse correspondant à la forme du produit final. Des températures élevées sont requises non seulement dans l'étape de travail à chaud mais également dans l'étape du traitement en solution solide des matériaux conventionnels d'alliage de Ti du type o(+/ et du type semi-O et cela nuit à l'économie thermique du procédé général tout en provoquant l'inconvénient de formation de dépats. Dans les circonstances ci-dessus décrites, les présents inventeurs ont effectué des efforts concertés pour développer un matériau d'alliage de Ti pouvant être travaillé à chaud et soumis à un traitement en solution solide à des températures inférieures à celles requises dans les techni- ques conventionnelles et pouvant de plus être durci par vieillissement pour atteindre une haute résistance mécanique. Par suite, les inventeurs ont trouvé ce qui suit: un alliage de Ti qui contient 2-5% Al, 5-12% V et 0,5-8% Mo (les pourcentages étant en poids) et qui satisfait à la relation: 14%. 1,5 x (teneur en V) + (teneur en Mo), 21%, le reste étant Ti et des impuretés accidentelles, présente la structure "+/f à d'assez basses températures (comme 7000 C) et le rapport en volume de la phase cc à la phase3 est proche de 1:1; l'alliage de Ti peut être facilement travaillé à chaud à des températures inférieures à celles qui sont conventionnellement requises; de plus, l'alliage peut être soumis à un traitement en solution solide à des tempéra- tures plus faibles que celles qui ont jusqu'à maintenant été requises; par ailleurs, malgré sa composition, qui est basée sur le système Ti-Al-V- Mo, cet alliage peut être durci par vieillissement contrairement à l'alliage Ti-8% Al-1% V-1% Mo conventionnel; et la résistance de l'alliage durci par vieillissement est comparable à ou supérieure à celle de l'alliage conventionnel Ti-6% Al-4% V durci par vieillissement. La présente invention a été accomplie sur la base de ces découvertes. Selon un aspect, elle offre un matériau d'un alliage de Ti de haute résistance ayant une meilleure ouvrabilité qui contient 2-5% Al, 5-12% V et 0,5-8% Mo (le pourcentage étant sur une base pondérale) et qui satisfait à la relation: 14% 4 1,5 x (teneur en V) + (teneur en Mo) étant sur une base pondérale) et qui satisfait à la rela- tion: 14% une température dans la gamme de 300-600 C. La criticalité de la composition du matériau d'alliage de Ti de la présente invention et celle des conditions de sa fabrication sont décrites ci-dessous. o À (I) Composition (a) Aluminium Le composant d'aluminium a la capacité de renforcer la phase o totale du matériau d'alliage de Ti ne peuvent être mainte- nues à un niveau souhaité. Si la teneur en Al dépasse 5%, V et Mo qui sont des éléments stabilisants servant à maintenir le point de transformation / à un faible niveau doivent être ajoutés en quantités accrues, qui ont non seulement pour résultat un matériau d'alliage de Ti ayant une ouvrabilité à chaud détériorée (comme cela est mis en évidence par la résistance accrue à la déformation et la nécessité d'utiliser une grande presse à forger). Par conséquent, dans la présente invention, la teneur en aluminium est limitée entre 2 et 5%. (b) Vanadium Le composant de vanadium a la capacité de maintenir le point de transformation / à un faible niveau et d'étendre la région o il se forme une phase /3 stable. De plus, le vanadium est capable de renforcer la phase sans nuire fortement à la ductilité du matériau d'alliage de Ti bien que cette capacité du vanadium ne soit pas aussi forte que celle du molybdène. Si la teneur en vanadium est inférieure à 5%, le point de transformation / ne peut être maintenu faible et par ailleurs il devient impossible de produire un mélange presque équivolumétrique des phases OC et / à environ 700 C avec pour résultat que les températures requises pour accomplir le travail à chaud et le traitement en solution solide ne sont pas bien plus faibles que celles employées dans les techniques convention- nelles. Par ailleurs, si la teneur en vanadium dépasse 12%, l'ouvrabilité à chaud du matériau d'alliage de Ti se détériore (comme cela est mis en évidence par la résistance accrue à la déformation et la nécessité d'utiliser une grande presse à forger). Par conséquent, la teneur en vanadiumw dans la présente invention est limitée entre 5 et 12%. (c) Molybdène Le composant de molybdène est capable de renforcer à la fois la phase /A et d'étendre la région de la stabilisation de la phase /3 tout en maintenant le point de transformation e à un faible niveau. Si la teneur en molybdène est inférieure à 0,5%, le renforcement voulu de la phase /3 et par conséquent l'augmentation de la résistance totale du matériau d'alliage de Ti ne sont pas atteints. Si par ailleurs la teneur en molybdène dépasse 8%, la ductilité du matériau d'alliage de Ti est réduite. Par conséquent, la teneur en molybdène dans la présente invention est limitée entre 0,5 et 8%. (d) 1,5 x (teneur en V) + (teneur en Mo): Comme on l'a mentionné cidessus, Mo et V sont des éléments qui servent à stabiliser la phase/3. Cepen- dant, V est un agent plus efficace de stabilisation de la phase /3 et sa capacité est égale à 1,5 fois celle de Mo. C'est la raison pour laquelle 1,5 x (teneur en V) + (teneur en Mo) est critique pour la présente invention. Si la valeur de 1,5 x (teneur en V) + (teneur en Mo) est infé- rieure à 14%, le point de transformation / baisse insuffi- samment et les températures requises pour le travail à chaud et le traitement en solution solide ne sont pas bien inférieures à celles employées dans les techniques conven- tionnelles. Si par ailleurs, la valeur de 1,5 x (teneur en V) + (teneur en Mo) dépasse 21%, l'ouvrabilité à chaud du matériau d'alliage de Ti se détériore (comme cela est mis en évidence par la résistance accrue à la déformation et la nécessité d'utiliser une grande presse à forge). Par conséquent, selon la présente invention, la valeur de 1,5 x (teneur en V) + (teneur en Mo) n'est pas infé- rieure à 14% et n'est pas supérieure à 21%. (II) Conditions du procédé (a) Température de travail à chaud Le lingot d'alliage de titane ayant la composition spécifiée en (I) est soumis à un processus de travail à chaud tel qu'un forgeage à chaud, un laminage à chaud et une extrusion à chaud. Si la température pour le travail à chaud est inférieure à 600 C, une recristallisation ne produira pas facilement et il en résultera une résistance accrue à la déformation. Si, par ailleurs, la température pour le travail ou traitement à chaud dépasse 950 C, non seulement il se produit le grossissement non souhaitable des grains de cristal mais également un moule coûteux est nécessaire pour accomplir un forgeage isothermique. Par conséquent, selon la présente invention, la température de finissage de l'étape de traitement à chaud est limitée entre 600 et 950 C. S'il est nécessaire d'éliminer la structure coulée, le lingot est de préférence traité à chaud à une température proche de ou dépassant 900 C. Dans l'étape de finissage du travail à chaud, des températures dans la gamme de 650-750 C sont préférables pour la facilité du travail à chaud. Cela est dû au fait que l'alliage de Ti de la présente invention, lorsqu'il est maintenu dans la plage de température de 650-750 C, a un mélange des phases c etA à un rapport en volume d'environ 1:1 qui est approprié pour le travail à chaud. (b) Recuit L'étape de recuit n'est pas essentielle et peut éventuellement être accomplie avant travail à froid si elle est effectuée. Des conditions souhaitables de recuit sont: des températures dans la gamme de 650-750 C et une durée de 0,5 à 2 heures. (c) Température pour le traitement en solution solide Le matériau d'alliage de Ti travaillé à chaud ou celui qui a été travaillé à froid après recuit facultatif subséquent au travail à chaud est alors soumis à un traite- ment en solution solide qui doit être accompli dans la gamme de températures de 700-800 C, qui est plus faible que la gamme utilisée jusqu'à maintenant dans les techniques conventionnelles. Si la température pour le traitement en solution solide est inférieure à 700 C, l'aluminium qui est un élément stabilisant la phase 0 ne se dissoudra pas suffisamment dans la phase / et la résistance souhaitée Z584094 ne pourra être atteinte même si l'alliage est durci par vieillissement à l'étape subséquente. Sipar ailleurs la température pour le traitement en solution solide dépasse 800 C, la température soit dépasse ou devient si proche du point de transformation /3 que la quantité de la phase X précipitant initialement devient trop faible pour produire une structure homogène. Il suffit que le traitement en solution solide soit continué pendant la durée pendant laquelle la pièce peut être uniformément chauffée. (d) Température pour le durcissement par vieillissement Si la température pour le durcissement par vieillis- sement est inférieure à 300 C, l'allure de diffusion est trop lente pour provoquer une précipitation de la phase 0/ à grains fins dans la phase 3 et la pièce ne peut être durcie par vieillissement. Si, par ailleurs, la température pour le durcissement par vieillissement dépasse 600 C, il se produit un excès de vieillissement et la résistance de la pièce baisse. Par conséquent, selon la présente inven- tion, la température pour le durcissement par vieillissement est limitée dans la gamme de 300-600 C. La durée du durcissement par vieillissement variera avec la température employée pour l'étape mais, d'un point de vue économique, une durée de 0, 5 à 10 heures est préférable. Si nécessaire, la pièce recuite peut être sub- séquemment travaillée à froid. Si aucun recuit n'est accompli, la pièce peut être travaillée à froid après traitement en solution solide et avant durcissement par vieillissement. EXEMPLES Le matériau d'alliage de Ti de la présente invention et le procédé pour sa production sont décrits ci-dessous en se référant aux exemples. Des alliages de Ti ayant les compositions montrées au tableau I ont été fondus par fusion en deux stades dans - un four de fusion à arc sous vide pour former des lingots ayant un diamètre de 200 mm et une longueur de 500 mm. Les lingots ont été forgés à chaud à 10000C pour former des dalles qui avaient 50 mm d'épaisseur, 600 mm de large et 500 mm de long. Les dalles ont alors été laminées à chaud à 720 C en plaques de 3 mm d'épaisseur. Les plaques laminées ont été vérifiées pour toute fissure pouvant s'être développée pendant le laminage à chaud. Ensuite, les plaques ont été recuites à 700 C pendant 2 heures. Des échantillons ont été prélevés parmi les plaques recuites et une mesure de leurs propriétés mécaniques a été entre- prise. Les autres plaques ont été soumises à un traitement en solution solide consistant à les maintenir à 750 C pendant 1 heure et à les refroidir avec de l'eau. Enfin, les plaques ont été durcies par vieillissement en les maintenant à 520 C pendant 4 heures. Par ces processus, on a produit les échantillons N s 1 à 10 du matériau d'alliage de Ti de la présente invention et les échantillons N s 1 et 2 du matériau d'alliage de Ti conventionnel. Les propriétés mécaniques des produits finals ont également été mesurées. Tous les résultats sont montrés au tableau 1. Tableau 1 Composition (% en poids) Propriétés mécaniques 17___ ___ ______ Fissures apres recuits c chant 1lor_ pendant le No Ti + traitement Résistance Limite d'élas- Allonge- Al V Mo 1,5 x V% + Mo% impuretés à chaud à la trac- ticité à ment tion 0, 2% (MPa) (MPa) (%) 1 4,3 6,2 7,4 16,7 reste négatif 1000 392 8 -c 2 4,1 5, 2 7,3 15,1 reste négatif 990 383 8 -- 3 4,2 5,5 5,9 14,15 reste négatif 981 412 9 C O4 4,0 7,1 6,3 16,95 reste négatif 981 402 10 3,7 8,8 7,6 20, 8 reste négatif 1040 422 10 6 3,5 8,6 4,5 17,4 reste négatif 903 294 8 o, w en- X 'O 7 3,2 7,9 3,9 15,75 reste négatif 903 343 il11 (11 o m 8 3,0 11,1 2,5 19,15 reste négatif 903 373 15 O9 2,5 10,5 1,1 16,85 reste négatif 804 402 22 2,5 11,1 0,7 17,35 reste négatif 785 392 23 A1 6,3 4,1 - 6,15 reste positif 1030 932 12 M O>- M i O -. __._..... 2 7,8 1,1 1,0 2,65 reste positif 1010 903 il 4 1 903 1p (0s _.C C(O ru> CO Tableau 1 (suite) Propriétés mécaniques après Allongement (%) dans l'essai Résistance à la traction Echantillon durcissement par vieillissement de traction à haute température à haute température (MPa) N résistance Limited'élas- Allon- à la traction ticité à 0,2% gement 600 C 700 C 600 C 700 C (MPa) (MPa) (%) 1 1236 1197 6 190 480 196 49 2 1207 1177 7 210 470 186 49 3 1177 1158 9 200 530 186 49 À- O 4 > 4 1167 1148 10 210 500 177 59 a) C o c 5 1256 1226 8 170 550 206 39 m 6 1177 1099 7 190 500 186 49 co a, 7 1158 1118 9 220 470 196 59 x CL, __ ___ _ _ _ _ _ s m 8 1177 1138 9 190 550 186 49 t 9 1099 1020 9 210 510 177 59 1079 1000 10 190 520 186 49 1128 1059 8 30 100 383 216 I,2 20 70 441 275 r....... o ru co "o O l Les données du tableau 1 montrent que les échantillons N s 1 à 10 du matériau d'alliage de Ti de la présente invention ont pu être produits sans subir aucun développement de fissurespendant l'étape de traitement à chaud qui a été effectuée à une température n'atteignant que 720 C. A une aussi basse température, le développement des fissures était inévitable dans la production des échantillons de comparaison N s 1 et 2. La plus basse température à laquelle les matériaux d'alliage de Ti ont pu être travaillés à chaud sans subir de fissure était de 600 C pour les échantillons de la présente invention et de 900 C pour les échantillons de comparaison. Le tableau I contient également des données concernant l'allongement et la résistance à la traction, mesurés à 600 C et 700 C. A 600 C, les échantillons d'alliage de la présente invention ont présenté un allongement de % et une résistance à la traction (résistance à la déformation)n'atteignant que 196 MPa et à 700 C, ils ont présenté un allongement proche de 500% qui a pu être décrit comme un allongement superplastique, et leurs valeurs de résistance à la traction à 700 C étaient extrême- ment faibles (à peu près égales à 49 MPa). Cela suggère l'extrêmement haute adaptabilité de ces échantillons d'alliage au travail à chaud comme un forgeage isothermique. Les deux échantillons de comparaison avaient des allonge- ments de moins de 30% et 100% à 600 et 7000 C respectivement. Ils ont également présenté des valeurs de résistance à la traction de plus de 294 MPa et 196 MPa à 600 et 700 C respectivement. Il est par conséquent clair que les alliages de comparaison ne sont pas très adaptés à un travail à chaud à d'assez basses températures comme un forgeage isothermique. Comme cela est évident par ces données, le matériau d'alliage de Ti de la présente invention peut être travaillé à chaud à d'extrêmement basses températures en comparaison aux matériaux d'alliage de Ti de l'art antérieur et par conséquent on peut le forger dans un moule assez peu coûteux. L'utilisation des basses températures présente l'avantage supplémentaire que la croissance des grains du cristal est suffisamment inhibée pour permettre la produc- tion d'une structure fine comprenant des grains ayant une dimension moyenne ne dépassant pas 1 pm. Du fait de l'absence de fissurespendant le travail à chaud, il est possible d'obtenir une forme par travail à chaud qui a des dimensions proches de celles du produit final sans néces- siter un grand nombre d'opérations d'usinage dans des buts de finissage. Par conséquent, le matériau d'alliage de Ti produit par le procédé de la présente invention ne doit pas être nécessairement travaillé à froid. Comme cela est également clair sur le tableau 1, les échantillons du matériau d'alliage de Ti de la présente invention présentent d'extrêmement faibles niveaux de résistance à la traction et de limite d'élasticité à 0,2% à l'état recuit en comparaison aux valeurs après durcisse- ment par vieillissement. Par ailleurs, les échantillons recuits de la présente invention ont montré des degrés élevés d'allongement. Par conséquent, le matériau d'alliage de Ti de la présente invention peut facilement être mis en forme de produit final par traitement à froid. Le tableau 1 montre également que les échantillons du matériau d'alliage de Ti de la présente invention ont pu être soumis à un traitement en solution solide à des températures inférieures à celles requises pour les échantillons du matériau d'alliage de Ti de l'art antérieur (les échantillons de comparaison ont été soumis à un traitement en solution solide consistant à les maintenir à 955 C pendant 1 heure avec ensuite refroidissement avec de l'eau et ensuite on les a durcis par vieillissement à 530 C pendant 4 heures). Il est également clair sur le tableau l que les échantillons du matériau d'alliage de Ti de la présente invention, après avoir été durcis par vieillissement, ont présenté des valeurs de résistance et d'allongement qui étaient comparables à ou supérieures à celles des échantillons durcis par vieillissement des matériaux conventionnels d'alliage de Ti. Dans les exemples décrits ci-dessus, tous les échantillons de la présente invention ont été recuits avant traitement en solution solide. On comprendra cependant que des matériaux d'alliage de Ti ayant les propriétés souhaitées peuvent être obtenus même si l'étape de recuit est omise. R E V E N D I C A T I 0 N S 1.- Matériau d'alliage de Ti de haute résistance ayant une ouvrabilité améliorée, caractérisé en ce qu'il contient 2-5% Al, 5-12% V et 0,5-8% Mo (le pourcentage étant sur une base pondérale) et qui satisfait à la relation: 14% C 1,5 x (teneur en V) + (teneur en Mo)% 21%, le reste étant Ti et des impuretés accidentelles. 2.- Procédé de production d'un matériau d'alliage de Ti de haute résistance ayant une meilleure ouvrabilité, caractérisé en ce qu'il consiste à: préparer un lingot d'un alliage de Ti selon la revendication 1; appliquer un traitement à chaud final au lingot à une température entre 600 et 950 C; soumettre la pièce à un traitement en solution solide à une température de 700 à 800 C; et durcir la pièce par vieillissement à une tempéra- ture dans la gamme de 300-600 C.