FR 2494722 A1 19820528 FR 8120914 A 19811109 2'494722 - 1 - La présente invention concerne des articles en alliage d'aluminium durci par précipitation et un procédé de fabrication. Plus précisément l'invention concerne des alliages d'aluminium traités par la technique de la métal- lurgie des poudres qui peuvent être utilisés pour former des artiles qui ont des propriétés mécaniques utilisables aux hautes températures, au moins jusqu'à 350 C. Des tentatives ont été faites dans la technique connue pour réaliser des alliages d'aluminium améliorés par les techniques de la métallurgie des poudres. Ces techniques ont utilisé des vitesses de solidification accrues par rapport à celles généralement obtenues dans des procédés de moulage habituels. Cependant, les vitesses de solidification obtenues n'ont pas été suffisamment grandes pour produire des phases métastables utlisables dans le nombre limité de systèmesd'alliageSqui ont été étudiés. Les articles de publications suivant concernant le traitement de solidification rapide d'alliagesd'alumi- nium: " Echange of Experience and Information, Structure and Properties of Al-Cr and Al-Fe Alloys Prepared by the Atomization Technique ". A.A. Bryukhovets, N.N. Barbashin, M.G. Stepanova, et I.N. Fridlyander. Moscow Aviation Technology Institute. Traduit par Poroshkovaya Metallurgiya, No. 1 (85), pages 108-111, Janvier 1970. "On Aluminum Alloys with Refractory Elements, Ob- tained by Granulation" by V.I. Dobatkin et V.I. Elagin. Sov. J. NonFerrous Metals /Août 1966, pages 89-93. "Fast Freezing by Atomization for Aluminum Alloy Development" par W. Rostoker, R.P. Dudek, C. Freda et R.E. Russell. International Journal of Powder Metallurgy. pages 139-148. Les brevets US Nos. 4 002 502, 4 127 426, 4 139400 et 4 193 822 concernent tous des alliages d'aluminium contenant du fer comme ingrédient d'alliage principal. Dans le brevet US No. 4 127 426 on décrit également la -2- solidification rapide d'un alliage contenant 5% de fer. Il est un but principal de l'invention de réaliser des articles en alliage d'aluminium ayant des propriétés mécaniques utilisables à des températures jusqu'à au moins 3500C. Il est un autre but de l'invention de décrire une classe d'alliagesd'aluminium qui peuvent être traités par les techniques de la métallurgie de poudres pour obte- nir des articles de résistance élevée. Encore ln autre but de l'invention est la description de procédasde la métallurgie de poudres qui peuvent être mis en oeuvre avec une classe d'alliage d'aluminium pour obtenir des articles ayant des propriétés mécaniques exceptionneles aux températures élevées. La présente invention concerne une nouvelle classe d'alliage d'aluminium qui sont durcis par un nouveau précipité. Des alliages d'aluminium durcis par précipitabon sont connus dans la technique. De tels alliages sont représentés,par exemple,par les alliages basés sur le système aluminium cuivre (tel que l'alliage 2024). Dans un tel système de durcissement par Précipitation classique on prend avantage de la solubilité à l'état solide décrois- sante d'un élément dans l'autre de sorte qu'un précipité contrôlé peut être reproduit par un traitement thermique. Dans le cas du système aluminium-cuivre la solubilité à l'état solide décroissantc du cuivre et de l'aluminium rend possible le développement et le contrôle de particules de précipités à base de CuA12. Etant donné que la solubilité à l'état solide du cuivre et de l'aluminium augmente avec la température, de telles matières ont seulement des capacités limitées pour résister auxcontraintes aux températures élevées étant donné que la phase de précipité tend à se dissoudre aux températures élevées.. Une autre classe d'alliagesqui sont durcis par des particules sont ces alliages connus sous la désignation alliage du type SAP. Des articles en alliage du type SAP sont produits par les techniques de la métallurgique des pudreso la poudre d'alliage d'aluminium est oxydée et ensuite comprimée et sévèrement usinée à froid. - 3 - Le résultat de ce traitement est le développement d'une structure contenant de fines particules discrètes d'oxyde d'aluminium. Etant donné que l'oxyde d'aluminium est essen- tiellement insoluble dans l'aluminium, cette classe d'allia- gef est plus stable aux températures élevées que les alliages durcis par précipitation formés par un phénomène de précipi- tation réel La présente invention concerne une classe d'alliage qui de certains pointsde vue combinent les avantages des deux types de matièresprécédemment décrites.Les alliages d'aluminium de la présente invention sont durcis par un pré- cipité à base de fer et un ou plusieurs éléments réfractai- res. A la fois le fer et les éléments réfractaires ont une solubilité à l'état solide extrêmement faible dans l'aluminium et pour la plupart des buts pratiquespeuvent être consi- dérés comme étant insolubles dans l'aluminium. Par conséquent les particules de précipités à base de fer et d'éléments réfractaires sont tout à fait stables dans l'aluminium même aux températures élevées. Les alliages sont préparés par un procédé qui comporte une solidification rapide à partir d'une masse en fusion à des vitesses qui,de préférence dépassent oC par seconde. Cette vitesse de solidification rapide garantit que les particules de précipité, qui se forment lors de la solidification de la masse en fusion, sont fines et dispersées uniformément. La courte période de temps impliquée dans la solidification ne permet pas une croissance significative des particules. Si la vitesse de solidification est suffisamment élevée, il en résultera une formation de régionsamorphEsou non cristallinesrichesen fer et en éléments réfractaires. Ceci est un résultat préféré étant donné que ces régions amorphes peuvent être décomposées de façon contrô- lée par un traitement thermique pour obtenir une dispersion exceptionnelement fine de particies de précipité. Toute vitesse de refrddissement qui dépasse 105oC par seconde permettra de créer des composés de fer-métal réfractaire qui ont une structure métastable non en équilibre. Dans le cas extrême, la structure sera amorphe alors qu'aux vitesses de refroidissement inférieures une série de différen- tes structures de précipités cristallins non en équilibre -4- se produira. Il est admis que les précipités se transforment par l'intermédiaire de ces structures différentes en une structure en équilibre pendant l'exposition aux températures élevées. La poudre d'alliage d'aluminium ainsi produite est comprimée pour former un article. Diverses techniques de compression peuvent être xtses en oeuvre pour autant que la température de l'alliage n'augmente pas significativement au-dessus de 3500C pendant toute période de temps signifi- catize. Pour que l'invention puisse être mieux comprise, référence est faite aux figures suivantes o : La figure 1 représente un graphique de la limite de résistance à la rupture en fonction de la température de plusieurs alliages d'aluminium et de titane habituels et un alliage selon l'invention. La figure 2 représente la résistance à l'allongement en fonction de la température de plusieurs alliages d'alumi- nium et de titane et d'un alliage selon la présente inven- tion. La figure 3 donne les propriétés de résistance à la rupture pour une durée finie en fonction de la tempé- rature pour divers alliages d'aluminium et de titane habi- tueiset un alliage de la présente invention. La figure 4 représente une microphotographie d'un alliage de la présente invention après exposition à une température élevée. Mode de réalisation préféré de l'invention! Les alliages selon l'invention sont à base d'alu- minium et contiennent de 5 à 15% en poids de fer et de 1 à % en poids d'au moins un métal réfractaire choisi dans le groupe comprenant le niobium, le zirconium, le hafnium, le titane, le molybdène, le chrome, le tungstène et le vanadium et leur mélanges.De préférence le métal réfractaire est présent en une quantité de 15 à 35% de la teneur en fer. Ces éléments réfractaires se combinent avec le fer pour former une phase de précipité de durcissement à base de A13Fe, le métal réfractaire remplaçant partiellement une partie du fer. -5- Il est admis que l'invention est dans une large mesure une découverte de cette nouvelle phase de durcisse- ment utilisable et de nombreuses autres éléments peuvent être ajoutés à cet alliage pour une variété de butsy comprÈ un durcissement en solution solide amélioré et une résistan- ce à la corrosion améliorée sans nuire matériellement à l'effet de durcissement qui est obtenu au moyen de ce nou- veau précipité selon l'invention. L'invention est par con- séquent en grosdécrite comme étant une matrice de solution solide d'aluminium qui peut contenir jusqu'à 5% en poids d'un élément de durcissement de la solution solide qui contient également de 5 à 30% en volume d'un précipité de durcissement à base de fer et d'au moins un des métaux réfractaires mentionnés précédemment. Ces particules de durcissement ont un diamètre moyen inférieur à 0,05 microns et de préférence inférieur à 0,03 microns et sont typiquement écartées l'une de l'autre de moins de 0,2 microns. A notre connaissance une telle structure peut seulement être obtenue au moyen de vitessesde solidificabion élevées Pour obtenir une telle structure il est nécessaire de mettre les alliages sous une forme en fusion avec une quantité significative de surchauffe et de solidifier cet alliage sous forme de particules suivant une vitesse dépassant 1050C par seconde. Si on augmente les teneurs en fer et en métal réfractaire, une vitesse de refroidis- sement plus élevée sera nécessaire pour obtenir la même structure non en équilibre. Bien qu'il y a plusieurs techniques connues qui peuvent produire de telles vitesses de solidification rapide, ces techniques conviennent prin- cipalement pour une fabrication en laboratoire de petites quantités de matière. La technique qui est de préférence utilisée pour produite des quantités commerciales de cette matière est connue sous la désignation de technique RSR. Selon cette technique on utilise un disque disposé horizontalement que l'on fait tourner à une vitesse d'envi- ron 20 000-30000 tpm alors que la matière à atomiser est versée sur le disque. Le disque en rotation rejette la matière et ensuite elle est refroidie par des jets de gaz -6- d'hélium. Le procédé est décrit dans le brevet US No. 4 025 249, 4 053 264 et 4 078 873. Bien que ceci soit le procédé préféré, ce qui importe est la vitesse de refroidissement plutôt que les caractéristiques du procédé utilisé pour obtenir la vitesse de refroidissement. Un autre avantage du procédé préféré est la propreté de la poudre qui est obtenue. L'aluminium est un élément réactionnel et il est souhaitable que l'oxydation de la poudre soit réduite au minimum ou évitée. Ceci exige un appareil de traitement propre et le procédé décrit précédemment satisfait à ces exigences. Ayant produit la matière sous une forme granulaire, cette matière est alors comprimée pour former un article de dimensiorsutilisables.Une telle compression peut être mise en oeuvre en utilisant divers procédés connus de ces spécialistes de la métallurgie. Une condition nécessaire cependant est que la matière ne soit/exposée à des tempéra- tures dépassant significativement 3500C pendant toute période de temps significatif. Les expositions à des températures dépassant 350 C résulteront en un grossissement indésirable des précipités de durcissement et une diminution des proprié- tés mécaniques. Les techniques de compression-qui ont été mises en oeuvre avec succès comprennent-l'extrusion à des températures d'environ 300OC. Une autre technique de compres- sion qui semble pratique est la compression dynamique en utilisant une onde de choc pour lier les particules de poudre ensemble sans induire une montée significative de la température. Comme on l'a indiqué précédemment, cette classe d'allage peut présenter un domaine de structure de précipité variant depuis une structure amorphe à une structure cristal- line en équilibre. Si on a utlisé des vitesses de solidifica- tion extrêmement élevée de sorte qu'une quantité substantiel- le de phase amorphe soit présente, il peut être souhaitable de transformer de façon contrôlée cette phase en une autre phase cristalline plus stable avant de mettre l'article en service. Ceci peut être aisément être obtenu par un trai- tement thermique de l'article comprimé à une température entre 50 et 300 OC pendant une période de temps suffisante - 7- pour provoquer une transformation souhaitée. Les caractéristiques de l'invention décrites précédemment peuvent être mieux comprises en se référant aux figures. Les figures 1, 2 et 3 représentent les propriétés mécaniques d'une composition spécifique traitée selon la présente invention par comparaison avec divers alliages d'aluminium de résistance élevée existants et deux alliages de titane habituels. Les compositions des alliages d'aluminium sont représentées dans le tableau I ci-dessous. TABLEAU I 2014 4,4%Cu, 0,8% Si, 0,8% Mn, 0,4% Mg 2219 6.3%Cu, 0,3% Mn, 0,1% V, 0, 15% Zr 2618 2,3%Cu, 1,6% Mg, 1,0% Ni, 1,1 % Fe 7075 5,6% Zn, 1,6% Cu, 2, 5% Mg, 0,3% Cr De tels alliages de titane et d'aluminium sont habituellement utilisés dans les applications o une résistance mécanique élevée et une faible densité sont exigées. Les alliages de titane sont en général plus durs et maintiennent leur résistance à des températures plus élevées que les alliages d'aluminium. Cependant le titane est beaucoup plus coûteux que l'aluminium et il existe par conséquent un grandbesdn pour des alliages d'aluminium de résistance plus élevée, en particulier ceux qui peuvent maintenir leur résistance aux températures élevées. Les alliages selon la présente invention font un pont entre le fossé existant entre les propriétés des alliages d'alumi- nium et les alliages de titane habituels. Pour une application dans une machine en rotation o les tensions imposées à un composant sont largement le résultat de la force centrifuge agissant sur le compo- sant, ce n'est pas tellement la résistance mécanique absolue qui est importante mais plutôt le rapport de résistance à densité. Il est évident qu'un article de densité élevé créera des tensions internes plus grandes qu'un article identique de densité moindre. Les alliages de titane sont quelque peu plus denses que les alliages d'aluminium. Les figures 1, 2 et 3 comportent chacune une ligne en traits interrompus qui représentent un 8- alliage théorique ayant le rapport de résistance /densité d'un alliage de titane habituel (Ti-6Al-4V) combiné à la densité d'un alliage d'aluminium typique. Si un alliage d'aluminium pouvait être développé pouvant égaler ou dépasser les propriétés désignées par le trait interrompu, un tel alliage serait l'équivalent du titane de nombreux points de vue pour des applications de haute performance, en particulier dans une machine rotative. Une composition d'alliage selon l'invention a été préparée.-t à partir de cet alliage spécifique certaines propriétés mécaniques ite détterminées. L'alliage était un alliage simple contenant 8% en poids de fer, 2 % en poiciède molybdène, le complément étant de l'aluminium et a été préparé en utilisant le procédé à vitesse de solidification rapide décrit précédemment avec une vitesse de refroidissement dépassant 1060C par seconde. Le résultat de ce procédé de refroidissement était une matière de poudre qui a été comprimée et soumis à une extrusion à chaud pour produire une matière à partir de laquelle des échantillons pour essais ont été usinés. En se référant maintenant à la figure 1, on y représente la limite de résistanoe à la rupture en fonction de la température pour plusieurs alliages habituels d'aluminium et de titane. Est également représentéeune courbe illustrant les propriétés de l'alliage A1-8% Fe-2%, Mo précédemment décrit aussi bien que la ligne en traits interrompus représentant la limite de résistan- ce à la rupture d'un alliage théorique ayant le même rapport de résistance/densité que Ti-6%Al-4%V et la densité de l'aluminium. Un alliage d'aluminium avec cette combinaison de résistance et de densité pourrait directe- ment remplacer l'alliage Ti-6Al-4V dans des applications de machine rotative. On peut voir qu'en termes de limite de résistance à la rupture aux températures élevées l'alliage selon l'invention est sensiblement supérieur aux alliages d'aluminium de résistance élevée habituels. A partir des températures de 100OC et en mon- _ 9- tant dans l'échelle de températures,l'alliage selon l'in- vention est plus résistant que les alliages d'aluminium connus. Aux températures élevées telles que 2900C, la supériorité de l'alliage selon l'invention est remarquable, étant donné qu'à 2900C l'alliage d'aluminium connu le plus résistant avait une limite de résistance à la rupture d'environ 137,9 MPa alors que l'alliage selon l'invention a le double de cette limite de résistance, 275,8 MPa. Dans un but de comparaison, l'alliage d'aluminium théorique avec le rapport de résistance à densité du titane aurait une limite de résistance à la rupture de 413,7 MPa. Donc en terme de limite de résistance à la rupture en fonction de la température, l'alliage selon l'invention fait un pont entre le fossé séparant les alliages habituels d'aluminium et de titane. La figure 2 représente une comparason similaire de la résistanceen fonction de la température à l'exception que le paramètre de résistance montré est la résistance à l'allongement (mesuré à 0,2%). De nouveau des courbes sont montrées pour des alliages d'aluminium et de titane habitueb de résistance élevée et une ligne en traits inter- rompus entre la résistance à l'allongement d'un alliage ayant le rapport de résistance à l'allongement à densité de Ti-6Al-4V. En termes de résistance à l'allongement l'alliage selon l'invention (Al-8Fe-2Mo) est très proche de l'alliage théorique et est remarquablement supérieur aux alliges d'aluminium de résistance élevée habituels Une caractéristique significative qui est évidente dans la figure 2 estque les alliages d'aluminium de résistance élevée habituels comportent tous une chute de résistance eni,re à l'allongement dans le domaine de température i environ 1250C et environ 2500C. L'alliage selon l'invention ne montre pas une diminution nette de la résistance à l'allon- gement jusqu'à une température approchant 350 0C. Ceci constitue une augmentation d'environ 100 0C dans des températures de fonctionnement utilE et ceci est un avantage significatif de la matière selon l'invention. La température de ramollissement accrue de l'alliage selon l'invention est une indication de la stabilité plus grande - 10 - de l'alliage. La figure 3 montre les propriétés de résistance à la rupture pour une durée finie de divers alliages d'alu- minium et de titane de résistance élevée en fonction de la température. De nouveau, les propriétés d'un alliage d'aluminium théorique ayant le rapport de résistance à densité de l'alliage Ti-6%Al, 4%V sont également montrées. Les courbes représentées indiquent la tension exigée à une température donnée pour produire une rupture dans un échantillon après 1000 heures d'exposition. De nouveau on peut voir que l'alliage selon l'invention est supérieur, aux alliages d'aluminium de résistance élevée habituels. La figure 4 est une micrographie par transmission d'électrons de la matière d'aluminium- 8Fe- 2Mo décrite précédemment après exposition a 290 C durant 4 heures. La caractéristique significative que l'on peut voir dans la microphotographie est que la phase de précipité est extrême- ment fine même après exposition à des températures et pério- des qui produiraient un ramollissement substantiel dans tous les alliages d'alunxium habituels. On peut voir généralement que la structure du précipité est de l'ordre de 0,01 micron de dimension après ce traitement. Les alliages selon l'invention ont également demodules d'élasticité plus élevés que les alliages d'alu- minium habituels. Le module d'élasticité est en relation avec la rigidité de l'alliage et des valeurs élevées des modules sont souhaitées pour les applications structurelles. Les alliages d'alunitium habituels ont des valeurs de modules d'environ 68950 MPa et les alliages de titane habituels ont des modules entre 96530 et 110320 MPa. La valeur mesurée pour le module de l'alliage précédemment décrit A1-8% Fe-2% Mo es;t85498 MPa. Le domaine de valeum de modules d'élastici- té pour les alliages selon l'invention sera de 82740 - 110320 MPa. Bien entendu diverses modifications peuvent être apportées par l'homme de l'art aux articles en alliage d'al]- minium et au du cadre de l'invention. - il - Revendications: 1. Article en alliage d'alumirdam de résistance élevée consistant essentiellement en une matrice de solution solide d'aluminium contenant une dispersion de particules de durcis- sement caractérisé en ce que ces particules sont à base d'un composé de Al3Fe, une partie de la teneur en Fe étant rempla- cée par un élément réfractaire choisi dans le groupe compre- nant le titane, le zirconium, le hafnium, le niobium, le molybdène, le tungstène, le chrome et la vanadium et leurs mélanges, ces particules ayant une dimension moyenne inférieu- re à 0,05 microns et un écartement moyen entre les particules de moins de 0,2 microns. 2. Article en alliage d'aluminilm selon la revendi- cation 1, caractérisé en ce que la dimension moyenne des particules est inférieure à 0,03 microns. 3. Alliage d'aluminium selon la revendication 1 caractérisé en ce que la phase de durcissement est présente en une quantité de 5 à 30 pourcents en volume. 4. Alliage d'aluminium selon la revendication 1, caractérisé en ce que l'élément réfractaire est le molybdène. 5. Procédé de fabrication d'un article en alliage d'aluminium de résistance élevée caractérisé en ce qu'il comprend les étapes de a. solidifier un alliage d'aluminium contenant 5 à pourcents en poids de fer et 1 à 5 pourcents d'un élément réfractaire choisi dans le groupe comprenant le titane, le zirconium, le hafnium, le niobium, le molybdène, le tungstène, le chrome, le vanadium et leurs mélanges à une vitesse dépassant 105oC/sec pour former des particules soliEs. b. consolider les particules solides en une masse unitaire à une température inférieure à 3500C. 6. Procédé selon la revendication 5, caractérisé en ce que l'élément réfractaire est présent en une quantité de 15 à 35% de la teneur en fer. 7. Procédé selon la revendication 5, caractérisé en ce que l'élément réfractaire est le molybdène. 407 E - T 'L' 4 0