FR 2489847 A1 19820312 FR 8117077 A 19810909 L'invention concerne le traitement thermique des métaux, et plus particulièrement le traitement thermique d'alliages de titane proche alpha. La recherche pour améliorer les propriétés mécani- ques des alliages de titane conduit normalement vers la modification de la composition de l'alliage afin d'amé- liorer l'équilibre des propriétés potentielles. Des alliages de titane sont utilisés industriellement depuis un peu plus de 30 ans et il devient de plus en plus difficile de conce- voir de nouveaux alliages de titane présentant de meilleures propriétés. Des améliorations initiales ont été réalisées très rapidement, mais le rythme de développemnt s'est ralenti lors de l'apparition de l'effet de la loi relative aux rendements non propor- tionnels. Il n'est pas douteux que des perfectionnements apparaltront dans le futur. Cependant, des améliorations, mêmes petites, des propriétés sont appréciables, car elles permettent de concevoir des moteurs d'avions plus légers et donc-plus économes en carburant. La nécessité d'un rende- ment de combustible élevé dans les moteurs d'avions est si grande que l'on recherche, lors de la conception de ces moteurs, l'utilisation d'alliages de titane dans des régions toujours plus chaudes du moteur afin de permettre des allè- gements. Le métallurgiste est donc fortement sollicité pour améliorer l'équilibre des propriétés métallurgiques présentes dans l'alliage. Comme mentionné ci-dessus, la plupart des efforts pour améliorer les propriétés sont dirigés vers une modi- fication de la composition de l'alliage. On s'est peu soucié, en pratique, d'apporter des modifications au traitement thermique à utiliser sur les alliages. Cependant, l'inven- tion concerne l'amélioration des alliages de titane par modification de leur traitement thermique effectué pendant leur production. De même que dans le cas de nombreux métaux, le titane existe principalement en deux phases distinctes, appelées la phase alpha et la phase bâta. La phase bêta est plus stable aux températures élevées et les proportions de phases alpha et bêta dans divers alliages de titane sont définies par la composition et.le traitement'/thermique des alliages. Certains éléments d'addition utilisés dans le titane stabilisent la phase alpha et ils sont fréquemment appelés "stabilisants alpha". D'autres éléments d'addition stabilisent la phase bêta et ils sont fréquemment appelés "stabilisants bêta". Certains alliages de titane sont cons- titués presque totalement de titane alpha lorsqu'ils sont à l'état d'équilibre à la température ambiante, avec une 1o_ trace de phase bêta, à savoir moins de 5 % de phase bêta. Ces alliages sont parfois appelés "alliages proches alpha" et certains des alliages sont considérés à juste titre comme soudables. Un alliage de titane proche alpha peut également. être considéré comme un alliage ne contenant-pas plus d'en- viron 2 % en poids de stabilisants bêta tels que le molybdène, le cuivre, le silicium, etc. Une définition plus complète d'un alliage de titane proche alpha est un alliage stabilisé en phase alpha, c'est-à-dire un alliage contenant des sta-' bilisants alpha, avec une quantité de stabilisant bêta donnant une petite fraction volumique (inférieure à environ 5 %) de phase bêta retenue et qui peut être soumis à un traitement bêta et/ou à un traitement thermique bêta et qui donne une ductilité et une résistance à la rupture acceptables. Le terme "soudable" utilisé dans le présent mémoire ne désigne pas simplement l'aptitude du métal à être soudé directement à lui-même, mais il s'applique également au métal pouvant être utilisé dans un moteur d'avion à l'état soudé. Les deux seuls alliages proches alpha, à traitement thermique bêta, actuellement soudables, sont les alliages connus sous l'appellation "IMI 685", à savoir un alliage à 6 % d'aluminium, 5 % de zirconium, 0,5 % de molybdène, 0,25 % de silicium, le reste étant constitué de titane, et sous l'appellation "5331S", à savoir un alliage conte- nant 5,5 % d'aluminium, 3,5 % d'étain, 3 % de zirconium, 1 % de niobium, 0,25 % de molybdène, 0,3 % de silicium, le reste étant constitué de titane. Tous les pourcentages in- diqués dans le présent mémoire sont des pourcentages en poids. Les alliages proches alpha sont utilisés classiquement dans l'état qu'ils présentent après avoir été soumis à des traitements de mise en solution et de détente. Le traite- ment de mise en solution de l'alliage "5331S" consiste clas- siquement en un traitement à 10500C pendant une durée dépen- dant de la section, à savoir une heure pour 2,5 cm. L'alliage est ensuite trempé à l'huile et soumis à un traitement de détente pendant 2 heures à 6250C, bien que le temps exact du traitement de détente puisse varier avec la section. Le traitement de solution modifie la structure métallurgique de l'alliage et le traitement de détente soulage l'alliage des contraintes s'accumulant dans cet alliage pendant la phase de trempe. Il convient de noter que différents types d'alliages de titane font l'objet de différents types de traitement thermique. Ainsi, un traitement thermique classique pour un alliage proche alpha consiste en un traitement de mise en solution dans le domaine bêta, suivi d'un traitement de détente à une température généralement de l'ordre de 525- 625aC pendant une durée d'environ 24 heures. Cependant, à titre de comparaison, d'autres types d'alliages de titane sont soumis à des traitements thermiques de types très diffé- rents.Ainsi, un alliage de titane pouvant être durci par précipitation tels que du titane avec 2,5 % de cuivre, est soumis à un traitement de mise en solution alpha à environ 8000C, suivi d'un traitement de germination à 400'C pendant 8 heures pour donner le précipité du type "Duralumin" classique, puis d'un autre traitement thermique à 4750C pendant 8 heures pour faire croître le précipité. L'alliage de titane à 2, 5 % de cuivre est un alliage qui contient uniquement des stabilisants bêta et qui est normalement traité dans les régions alpha plus bêta ou dans les régions alpha plus composé du diagramme des-phases. En effet, les alliages de ce type de durcissement par précipitation pré- sentent la formation, à la température ambiante, d'une solution sursaturée de cuivre dans la phase alpha. Ensuite, les traitements thermiques de durcissement par précipitation provoquent la diffusion du cuivre vers des sites de précipi- tation, puis la poursuite de la précipitation sur ces sites pendant un traitement thermique ultérieur. Il ne semble pas que des alliages de titane stables entièrement en phase bêta soient utilisés industrielle- ment. Des alliages expérimentaux tels qu'un alliage de ti- tane à 20 % de molybdène et 10 % de vanadium sont totalement stabilisés en phase bêta. Le seul traitement thermique effectué sur de tels alliages est le traitement thermique de mise en solution bêta. Aucun autre traitement thermique n'est réalisé. Un alliage typique de titane bêta métastable, tel que du titane avec 15 % de molybdène, devrait être soumis - à un traitement de mise en solution bêta à une température dépassant de 250C la zone de transition bêta, c'est-à-dire 815'C pour l'alliage Ti + 15 % Mo et il devrait être ensuite ramené à la température ambiante par trempe à l'eau. Cet alliage devrait être composé de 100 % de phase bêta. Il devrait ensuite être soumis à un traitement simple ou double de vieillissement pour passer, par précipitation, de la phase bêta à la phase oméga ou à la phase alpha. Du titane à phases alpha et bêta, tel que l'alliage de titane avec 6 % d'aluminium et 4 % de vanadium, est traité thermiquement, en général, par l'un de deux procédés. Selon le premier procédé, l'alliage est recuit à une tempé- rature basse dans le domaine des phases alpha plus bêta, c'est-à-dire 7000C, pour donner une phase alpha équiaxe plus une phase bêta retenue. Dans l'autre traitement ther- mique, l'alliage est soumis à un traitement de mise en solution dans le domaine alpha plus bêta, refroidi à l'air jusqu'à la température ambiante, puis détendu à une tempé- rature unique de l'ordre de 500 à 700 C pour donner une structure à phase alpha équiaxe plus phase bêta transformée. Du titane alpha non allié tel que le titane de pureté industrielle est simplement détendu par un simple traitement thermique à une température de l'ordre de 600 à 7000C afin que l'on obtienne une structure alpha princi- palement équiaxe. Cependant, il n'est pas possible d'établir un parallèle entre le traitement thermique utilisé pour un type d'alliage tel qu'un alliage du type titane à 2,5 % de cuivre, pouvant durcir par précipitation, et celui nécessaire à un autre type d'alliage tel qu'un alliage bêta métastable ou un alliage proche alpha. Bien que des traitements thermiques pratiques aient été développés pour des alliages proches alpha et se soient avérés efficaces, on n'est pas certain de ce qui se passe dans l'alliage proche alpha lors du traitement thermique. Durant le traitement de mise en solution, il est clair que l'alliage est converti en phase bêta et, pendant le refroi- dissement, il se convertit principalement en phase alpha. Cependant, le traitement thermique réalisé pour détendre l'alliage après refroidissement donne lieu à de nombreux types de réactions dans l'alliage lui-même. Ainsi, durant le processus de détente, il est tout à fait probable qu'une certaine forme d'agencement ait lieu à l'intérieur de la matrice alpha et, en outre, qu'une certaine précipitation de très fines particules de matière. ait lieu dans la matrice. Lorsque la précipitation a eu lieu, la morphologie du précipité est modifiée pendant la persistance du traitement thermique. En outre, des cellules secondaires se- forment dans l'alliage. Outre les changements concernant le précipité, il se produit également des change- ments dans la composition de la matrice. Les vitesses relatives des diverses réactions varient lorsque la température du traitement thermique change et elles varient en outre avec la durée du maintien à une tempé- rature donnée. Ceci rend très difficile de prévoir la conséquence d'une modification du traitement thermique lors- que ce dernier est considéré en détail et en pratique. Une cellule secondaire du type indiqué ci-dessus est fondamentalement un sous-grain ou grain secondaire dans lequel il existe une petite différence, de l'ordre de 50Ci de l'angle des plans atomiques entre une cellule et une autre, alors que, pour une limite de grain réel, les différences angulaires entre les plans atomiques devraient normalement être de 300 ou plus. Une-cellule--secondaire- ou sous-cellule peut être considérée comme un signe de récupération partielle dans l'alliage par suite de petits mouvements de dislocations: dans l'alliage. Lorsque la quantité et la morphologie du précipité changent, l'aptitude du précipité à bloquer les dislocations change également, ce qui donne de nouveau lieu à des variations des propriétés de la matière. Une partie importante du traitement de détente effectuée sur des alliages proches alpha consiste à éliminer les tensions internes accumulées dans l'alliage pendant la trempe effectuée à partir de la température du traitement de mise en solution. Ces tensions s-téliminent classiquement par un mouvement de dislocations dans la matière et par le rétablissement- des limites des grains et, par conséquent, l'effet du type et de la morphologie du précipité sur la détente apporte une complication supplémentaire. Bien qu'un accroissement de la durée du traitement de détente ou un accroissement de la température du traite- ment thermique réduise l'amplitude des tensions internes, il est apparu que dans des alliages proches alpha, ceci' réduit de façon très considérable la résistance de l'alliage au fluage. Ainsi, on peut voir sur le tableau I qu'un accrois- sement de la température du traitement de détente de 500 à 6000C, alors que la durée du traitement est maintenue à la valeur constante de 24 heures, entrainz un doublement de l'amplitude du fluage, une diminution négligeable de la résistance de l'alliage et une diminution notable de la ductilité. L'alliage essayé est-l'alliage proche alpha "IMI 685". La totalité de la matière a-subi un traitement de mise en solution à 10500C et une trempe à huile. TABLEAU I -4 * Tous les échantillons d'essai de traction après fluage avaient leurs surfaces trempées. co o Co Traitement de Fluage D.P.T. 520 C/310 N.mm-2 0,2% CH RAT EL5D RDS détente 100 h (%) (Nmm-22))( " 0,063 *922 1013 11,5 19* 24 h /575 C 900 1013 7 16 il 0t119 *936 1018 5 7* 24 h /600oC 883 999 8 13 ". 0;>124 *939 1008 3 8* Pour chaque couple de traitements thermiques, la ligne supérieure désigne la matière qui n'a pas été soumise à un essai de fluage et la ligne inférieure désigne la matière ayant été soumise à un essai de fluage. Le même effet d'une chute de la résistance au fluage est observé lorsque la durée du traitement de détente est augmentée, à température constante. Le tableau II ci-après montre que l'accroissement de la durée du traitement de détente, à température cons- tante, provoque un accroissement de la résistance, mais une diminution marquée de la résistance au fluage. L'alliage essayé est le type "5331 S" qui a été soumis à un traitement de mise en solution à 1050'C pendant deux heures, puis trempé à l'huile. TABLEAU II * TouS les échantillons d'essai de traction après fluage avaient leurs surfaces trempées. N 4> oe co Fluage D.P.T. 2 Traitement de 540 C/300 Nmm- 0i1%CH 0 2%CH RAT EL5D RDS détente -2 -2 2 (%) (%) h (%I 300h (%M Nmm (Nmm-) Nmm % (%). 2 h /6250C - - 845 865 999 14 17,5 " 0,084 0,256 *913 932 1027 75.10* 4 h /625C - - 843 867 995 12 14 " l0,135 0 305 *917 937 1030 8>5 8,5* 8 h /625WC - - 861 881 1001 11 16 ".0,164 0,351 *926 945 1038 6 7* On peut apprécier qu'un alliage ayant une bonne résistance au fluage est un alliage qui s'allonge aussi peu que possible dans les conditions de charge de fluage, c'est-à-dire dont la valeur de fluage D.P.T. (déformation plastique totale) doit être aussi faible que possible. On a présent découvert que les propriétés des alliages proches alpha, et en particulier l'alliage "5331S", peuvent être améliorées par modification du traitement thermique appliqué jusqu'à présent aux alliages de ce type. En particulier, il est apparu que la résistance à la traction et la résistance au fluage de l'alliage peuvent être améliorées par modification du traitement thermique connu. L'invention concerne un procédé de traitement ther- mique d'un alliage de titane proche alpha, qui consiste à appliquer un traitement de mise en solution à l'alliage à une température supérieure à 900 C, puis à appliquer à l'alliage un traitement thermique à une température"de l'ordre de 4-0 à 750 C, ou 450 à 750 C,pendant une durée supérieure à 30 minutes, le procédé étant notamment caracté- risé en ce qu'il consiste à effectuer au moins deux traite- ments thermiques à des températures différentes, le premier traitement thermique étant réalisé à une température infé- rieure à celle du ou d'un traitement thermique ultérieur. L'alliage peut être soumis à un traitement de mise en solution à une température située dans le domaine bêta, de préférence à-une température de l'ordre de 990 à 1100 C, suivant la température de transition bêta de l'alliage. La température peut être de 1030 à 1070 C pour l'alliage "5331S". L'un des traitements thermiques, de préférence le premier, peut s'effectuer à une température de 535 + 100 C ou + 75 C ou + 50 C ou + 35 C, pendant une durée comprise entre une et 168 heures. Ladite température de traitement thermique peut être de préférence de 535 + 30 C ou + 25 C ou + 20 C ou + 150C ou + 10 C ou + 50C, oi bien de 535 C exactement. La durée du traitement thermique-peut être de 2, 4, 6, 8, 10, 12, 14, 16, 18, 20, 22, 24, 30, 36, 48 , 72, 100 ou 168 heures. La température du second traitement thermique peut être de 6500C + 50 C ou 6000C + 300C, de préférence 6250C. La durée du second traitement thermique peut être de l'ordre de une à 168 heures. L'alliage peut être refroidi à la température am- biante entre le traitement de mise en solution et les trai- tements thermiques. L'alliage peut être refroidi par air ou bien il peut être trempé. La trempe peut s'effectuer à l'huile. En variante, l'alliage peut être refroidi à par- tir de la température de traitement de mise en solution à la température du premier traitement thermique. Le dernier refroidissement peut s'effectuer par trempe dans un bain de matière en fusion dont la température est égale ou à peu près égale à la température du premier traitement thermique, ou bien il peut s'effectuer par déplacement de l'alliage d'un four à la température de mise en solution vers un four à la température du premier traitement thermique, ou encore par refroidissement de l'alliage à l'intérieur du four, à partir de la température de mise en solution jusqu'à la température du premier traitement thermique, ou encore par une combinaison de ces procédés. Il est apparu de façon inattendue que la mise en oeuvre des traitements thermiques multiples selon l'inven- tion permet un accroissement du temps et de la température du traitement de détente avec, pour corollaire, une diminu- tion de la tension interne, mais non seulement sans ré- duction de la résistance au fluage, mais, en fait, une réelle augmentation de cette résistance. A la lumière des connaissances et des essais précédents sur l'effet de l'accroissement de la durée et/ou de la température du trai- tement de détente, ces résultats sont très inattendus et ils ne pouvaient être prévus d'obtenir de cette manière une telle amélioration des propriétés de fluage. L'invention sera décrite plus en détail en regard des dessins annexés à titre d'exemple nullement limitatifs et sur lesquels: - la figure 1 est un graphique montrant la défor- mation plastique totale D.P.T. en fonction d'un traitement thermique primaire (h/0C); - la figure 2 est un graphique donnant le pour- centage de réduction de section RDS en fonction d'un traite- ment thermique primaire (h/0C); - la figure 3 est un graphique donnant la charge à la limite conventionnelle d'élasticité à 0,2 % et l'allon- gement en fonction d'un traitement thermique primaire (h/C); - la figure 4 est un graphique donnant la charge à la limite conventionnelle d'élasticité à 0,2 % et l'allon- gement en fonction d'un traitement thermique secondaire (h/0C); et - la figure 5 est un graphique donnant la réduction de section en fonction d'un traitement thermique secondaire (h/0C). Des échantillons d'un barreau d'alliage de titane composés de 5,5 % d'aluminium, 3,5 % d'étain, 3 % de ziroo- nium, 1 % de niobium, 0,25 % de molybdène, 0,3 % de sili- cium, le reste étant constitué de titane (c'est-à-dire "5331S") sont découpés à la forme voulue. Les échantillons ont un diamètre de 50 mm et une longueur suffisante pour qu'il soit possible de les découper en échantillons normaux d'essai de traction. Un premier groupe de quatre échantil- lons est préparé et soumis à un traitement de mise en solu- tion pendant deux.heures à 10400C. Les échantillons, à cette température, sont trempés à l'huile, puis soumis à un trai- tement thermique de quatre manières différentes. Les caracté- ristiques de traction obtenues avec les quatre traitements sont données dans le tableau III. TABLEAU III Effet d'un traitement thermique prolongé et d'un traitement thermique double sur les caractéristiques de traction d'un barreau de 50 mm d'alliage "5331S", traité en solution a 1040 C/2 heures et trempé à l'huile Numéro 0 1% CH 0p 2% CHRAT EL5D RDS d'échantillo Traitement thermique (Nmm-2) (Nmm-2) (Nmm 2) (%) ( %) 1 625 C/2 heures 852 867 996 13 22 2 560 C/100 " 871 909 1026 11 16,5 3 560 C/100 " 887 907 1010 9 14 + 650 C/24 4 580 C/100 " 892 912 1019 9 13 + 650 C/24 w co Co %" -'i Dans ce tableau, on désigne par "0",1 % CH" la charge à la limite conventionnelle d'élasticité à 0,1 %, par "Nmm-2" des Newtons par mm2, par "RAT" la'résistance à la traction, par "EL5D,%" l'allongement, sr une longueur normalisée, de cinq fois le diamètre de la section de l'échantillon et par "RDS, %" la réduction de section mesu- rée à la rupture. Il apparaît que la diminution de la température du traitement de détente et l'accroissement du temps du traitement de détente améliorent la charge à la limite conventionnelle d'élasticité et la résistance à la traction des matières, et que le double traitement de détente appliqué aux échantillons 3 et 4 augmente davantage la résistance à la traction, au prix de la ductilité expri- mée par l'allongement et la réduction de section. Quatorze autres échantillons de Ad5331S" sont prélevés et soumis à un traitement de mise en solution à 1050'C pendant 2 heures, puis trempés à l'huile. Après le traitement de mise en solution, les échantillons sont sou- mis à un traitement thermique double et les résultats sont donnés dans le tableau IV. TABLEAU IV Effet du traitement thermique double sur les caractéristiques de traction d'un barreau d'alliage "5331S"I de 50 mm de diamètre, soumis à un traitement -...................... _-----.- - ^._e._ ................................ ...................DTD: ce mise en so utlon a iub50C/2 heures et trempe a l'huile un J- Numéro 0, 1% CH 0,2% CH RAT EL5D RDS d'échantillol Traitement thermique (N 2) (Nm2) m) 2 % (Nmm-2 (Nmm-2 Ci(mm-2 %)(%) 625-C/8 h 850 867 1002 12 17 6 425 C/24 h " /24 h 869 887 1002 5 8 7 " /48 h 868 888 1002 8y5 13 8 625 C/2 826 850 987 il 20 9 ( 475"C/24 h " /8 861 875 998 11 15 " /24 h 858 880 998 10 13 11 6250C/2 h 840 863 998 11 15 12 525OC/2 h " /8 h 853 868 1002 12,5 17 13 " /24 h 861 883 1004 10 12 14 625OC/2 h 848 867 1004 13,5 22 525 C/24 h " /8 h 855 878 1006 13 22 16 " /24 h 873 891 1012 12 19 17 5250C/48 h 6000C/100 h 896 918 1016 6 5 9 18 625 C/24 h 884 904 1002 6 9 g ro C4 OD 4- =.e Il ressort du tableau IV que, dans l'un quelcon- que des groupes 5, 6, 7; 8, 9, 10; 11, 12, 13 et 14, 15 16, l'allongement de la durée du second traitement thermique entraîne un accroissement de la résistance de l'alliage. Il est particulièrement notable, en ce qui concerne les échantillons 14, 15 et 16, que cet accroissement de la résis- tance ne s'accompagne pas d'une diminution notable de la ductilité. On peut également voir que les résultats optimaux semblent suivre le traitement thermique double appliqué à l'échantillon 17 en ce qui concerne la résistance à la traction. Cependant, lorsqu'on compare les caractéristiques de traction et de ductilité, les résultats optimaux semblent être obtenus avec l'échantillon 16. Après l'étude préliminaire décrite ci-dessus, on a poussé l'investigation pour établir l'effet d'un -traitement thermique, double en utilisant un premier traitement thermique à plus faible température, suivi de temps prolongés à 6250C et à des températures voisines de cette valeur. Dans une seconde phase, des traitements ther- miques doubles, utilisant des durées prolongées à 6250C, -ont été suivis d'un autre groupe de traitements thermiques à des températures inférieures. Tous les traitements ont porté sur des barreaux de 50 mm de diamètre, soumis au trai- tement de mise en solution sur toute leur section, à 10500C, pendant 2 heures, puis trempés à l'huile. Les pièces soumises aux essais de traitement ont été coupées dans le barreau dont la plus grande partie de la surface extérieure a été rejetée pendant l'opération d'usinage. Il n'a pas été possible d'appliquer la totalité du programme sur la matière provenant d'un lot et la matière utilisée pour l'investigation aux températures inférieures pour le traitement primaire, suivi de traitements thermiques prolongés à 6250C, avait un grain bêta d'environ 0,5 mm, donc plus fin que le grain bêta plus gros utilisé dans le second groupe d'essais (la dimension du grain, dans ce cas, étant d'environ 1 mm). En conséquence, il n'est pas possible de comparer directement les résultats entre les deux parties, bien que ce critère ne soit pas en lui-même essentiel. La gamme des traitements thermiques est illus- trée sur les tableaux V à X. b- Ir o0 o0 segdmoz Tessot op SuoITTquqD9 saeSnol # o99't ot'T TL 'T 6E8 '1 -SS1 08, T úçZS Il ubs0 89S O0 OTS 'O OSS'O L65S '0 (Gas nvos) auuaXow q t'z/DOqS9 + q t'Z/io00ú5 q z/Do009 + q tE/Do00ú qB t/Do0Z9 + q Z/Do00S qZ/DoSZg9 + q z/Do00s ( 1lou) (aoS Stúú ) q Z/DoSz9 ( %) (%) (_WN)( SaI T. I __ n.. #S '6 T'ITZ #S'8 6t #S'8 6T #STT TZ oo Z66 SL6 )86 6S6 T66 L96 Z86 Z86 ú66 ú001 ZL6 ZT16 IL8 ZT6 T98 S06 T98 S88 IT6 V1 S Js 'ú1 S'9 úET IT L68 # úS8 668 # LC8 T68 # M8 ú68 # T98 668 # T9Q L #S'16 ú 'úE #5&9f '5ET TZ6 L98 b66 TL6 ú06 # 868 # 9ú8 A nfVaqri seovians sanal 4uaTIÈ.&-e obien-Ej' qqade UOT40=4.op JV TLS,10 TABLEAU VI Traitement(s) de Fluage D.P.T.2 Tdétemnt(e d600 C/200 lnmi' h 300 h 0, 1%CH 0,2% CH RAT EL5D RDS (%) (X (Nmm- 2) (Nmm-2) (Nmm- 2) (%) (%) 625 C/2 h - - 836 859 971 13,5 26,5 (5331S STI (normal) 0t571 1,525 # 898 916 994 5,5 10,5# 510 C/24 h + 625 C/8 h - - 839 856 963 13 22,5 0t491 1, 444 # 901 920 998 5,5 8,5# 510 C/24 h + 625 C/24h - - 854 872 969 15 19,5 0,572 11845 # 889 910 976 5,5 8,5# 510 C/24 h + 625 C/48 h - - 866 883 980 14 21 0,476 1,635 # 899 914 998 6 10# 510oC/24 h + 6000C/24 h - - 851 871 978 13t5 23 0.611 1,840 # 898 913 995 5 10# 510oC/24 h + 650 C/24 h - - 855 874 971 9 14,5 0,580 1,964 # 898 908 979 5 10#* Moyenne (sauf STD) - - 853 871 972 12,9 20,1 0,546 1,746 # 897 913 989 5p4 9,4# # Tous les échantillons de l'essai de traction * Chauffage supplémentaire de 4 heures à 600 C fluage de 300 heures. après fluage avaient leurs surfaces trempées. sur la charge destinée à l'essai de co o Co TABLEAU VII Fluage D.P.T. Traitement(s) de 600 C/200Nmm-2 détente h 300 h 0,1% CH 0,2% CH RAT EL5D RDS (%) (%) (Nmm 2) (Nmm 2) (Nmm-2) (%) (%) 6250C/2 h - - 836 859 971 13t 5 26t 5 (5331S STD) (.normal) 0,571 1,525 # 898 916 994 5,5 10,5# 520oC/24 h + 625 C/8 h - - 843 857 957 14,5 23 0t485 1,592 # 901 917 989 5,5 8,5# 520oC/24 h + 625 C/24 h - - 866 882 987 10 21 0,532 1,731 # 896 911 991 6 10,5# 520.C/24 h + 625oC/48 h - - 874 894 991 10,5 21 0t530 1,774 # 891 906 994 6 12,5# 520oC/24 h + 600 C/24 h - - 852 870 980 13 21 0,625 1,880 # 892 900 991 3 11# 520 C/24 h + 650 C/24 h - - 864 883 985 9 12 *0,505 1,508 # 889 912 999 475 8# Moyenne (sauf STD) 860 877 980 11i4 19,6 0,535 11697 # 894 909 993 5 101t# #Tous les échantillons de l'essai de trempées. traction après fluage avaient leurs surfaces M co co -Ni o Ni CD TABLEAU VIII Fluage D.P.T,2 Traitement(s) de 600 C/20QNmmM détente dtente V 100h 300 h 0,1% CH 0,2% CH RAT EL5D RDS _._(Nm__-2) _ _ (Nmm-2) (NM%) (Nm2%) 625oC/2 h - - 836 859 971 13,5 26r5 (5331S STD) (normal) 0,571 1,525 # 898 916 994 5w5 10,5# 530 C/24 h + 625 C/8 h - - 848 869 973 il 18,5 01485 19352 # 901 919 1002 4 7# 5309C/24 h + 625oC/24 h -. - 850 877 992 14 17 0t426 1,226 # 903 917 1008 4,5 715# 530 C/24 h + 625oC/48 h - - 871 890 985 13,5 19,5 01462 1t456 # 901 918 1007 3 815# 530 C/24 h + 600 C/24 h - - 860 881 992 13t5 22 01511 1,435 # 905 921 1003 4 815# 530oC/24 h + 650oC/24 h - - 852 872 974 1115 15,5 0,470 1 663 # 900 916 991 75 Moyenne (sauf STD) - 856 878 983 12,7 18t5 0,471 1>426 # 902 918 1002 317 78#. rO # Tous les échantillons de l'essai de traction après fluage avaient leurs surfaces trempées. co -4 TABLEAU IX Fluage D.P.T-2 Traitement(s) de 6000C/2O0NNmm détente h 300h 0,1%CH 01, 2%CH RAT EL5D RDS _(%) (%) (Nmm-2) (Nmm -2) (Nmm-2) ( %) (%) 625oC/2 h - 836 859 971 13,5 26,5 (5331S STD) (.normal) 01571 11525 # 898 916 994 5, 5 10,5# 540oC/24 h + 625oC/8 h - - 844 865 973 14 20P5 01477 11430 # 897 919 1014 5 875# 540oC/24 h + 625 C/24'h - - 860 876 974 12 16 0,419 1 250 #9905 920 994 4. 6# 540oC/24 h + 625oC/48'h - - 863 883 984 13 17,5 0t424 1i447 # 915 931 1013 4 7,5# 540oC/24 h + 600oC/24 h - 856 874 982 13 20 0J475 1,480 # 914 930 1016 5 7# 540oC/24 h + 650 C/24 h - - 856 873 975 11 16t5 01518 1615* # 897 918 1009 5I5 11# Moyenne (sauf STD) - - 856 874 978 12!6 '...18w1 463 1t444 t 906 924 1009 417 8# bO ws # Tous les échantillons de l'essai de traction après fluage avaient leurs surfaces trempées. O Chute de température pendant l'essai de fluage de 300 h à un minimum de 440 C pendant 6 heures. * Chauffage supplémentaire pendant 4 heures à 600 C sur la charge destinée à l'essai de fluage de 300 h. Co \CQ TABLEAU _X Fluage D.P.T. _ 2 Traitement(s) de 600 C/200N Imm détente détente 100 h 300 h 0r1% CH 0,2%CH RAT EL5D RDS (%) (% -2- (_%)(%) (Nmm 2) (Nmm- 2) (Nmm2) (%) ( %) 6250C/2 h _- 836 859 971 13,5 26p 5 (5331S STD) (normal) 0t571 1,525 # 898 916 994 5t5 10,5# 550oc/24 h + 625 C/8 h - - 845 868 975 12 17 0,453 1t379 # 904 917 1022 5 5 8# 550oC/24 h + 625 C/24 h - - 855 876 979 12 17,5 0 515 1 528 # 907 926 1002 6,5 675# 550 C/24 h + 625oC/48 h - - 872 891 995 10 14 0,393 1 132 # 915 934 1011 2 5,5# 550 C/24 h + 600oC/24 h - - 859 881 998 15 17P5 0,357 1,032 # 915 934 1014 5 8.# 5500C/24 h + 650 C/24 h - - 858 881 994 10 13 01384 1,224 # 928 937 1031 5 5 7# Moyenne (sauf STD) - 858 879 988 11,8 15 8 0,420 11259 # 914 930 1016 4t 9 7 . # Tous les échantillons de l'essai de traction après fluage avaient leurs surfaces trempées. o Chute de temrpérature pendant l'essai de fluage de 300 h à un minimumn de 440 C pendant 6 heures. tv oo %0 oo 4c %O Des essais de traction à la température ambiante ont été effectués, de même que des essais de fluage, afin de mesurer la déformation plastique totale après 100 heures et après 300 heures à 600'C, sous une charge de 200 N/mm2. De plus, des essais de traction après fluage ont été effectués sur des échantillons ayant été maintenus pendant 300 heures à 6000C et présentant une surface trempée. Les résultats d'essais pour la première partie de l'investigation sont donnés dans les tableaux V à X et les moyennes des résul- tats portant sur des traitements primaires ou secondaires particuliers sont données dans le tableau XI. Les résultats pour les secondes séries de traitements thermiques sont donnés dans les tableaux XII à XIV. La moyenne des résultats por- tant sur des traitements primaires ou secondaires particu- liers est donnée dans le tableau XV. TABLEAU XI(a) Moyenne de tous Données de traction Données de fluage jDonnées de traction après 300 h/600 C les résultats sans exposition D.P;T. (Surface trezp4e) donnés à 600 C/200 Nmm-2' 012%CH RAT EL5D RDS 100h 300h 0,2%CH RAT EL5D RDS (N mm-2)) (%) (% ) (N-2) ( %) Traitment 24 h/ 871 975 13,4 21,1 0r541 1,660 912 992 5 5 9 5 primaire de 5000C y Traitement 24 h/ 871 972 12,9 20 1 0,546 1 746 913 989 5 4 9,4 primaire de 510 C Traitement 24 h/ 877 980 11j4 19,6 0,535 1,697 909 993 5 0 10 1 primaire de 520 C! Traitement 24 h/ 878 983 12,7 18W,5 0,471 11426 918 1002 3,7 708 primaire de 530 C Traitement 24 h/ 874 978 12,6 18,1 0,463 1,444 924 1009 4,7 8 primaire de 540 C Traitement 24 h/ 879 988 118 15f8 07420 1i259 930 1016 4 9 7 primaire de 550 C N oe o0 C4 TABLEAU XI(b) Moyenne de tous Données de traction Données de fluage Données de traction après 300 h/600 ( les résultats sans exposition *D.P.T. 2 (Surface trempée) donnés à 600 C/ 00 -2 0>2%CH RAT EL5D RDS,100h 300h 0,2%CH RAT EL5D RDS (N mm-2) % ( %(%) (N. mm 2) (%) Traitement 8h / 864 969 13r1 20, 8 0,479 lt442 919 1005 5,1 8f3 secondaire de 625 C Traitement 24h/ 877 982 12,6 18,7 0,510 1l570 916 995 5,5 8?4 secondaire de 6250C Traitement 48h / 888 986 1213 18 7 0,473 1>527 919 1001 4,6 8f8 secondaire de 6250C Traitement 24h/ 873 983 13,6 21,1 07515 1P513 917 1002 4,6 9 secondaire de 600 C Traitement 24h / 877 982 12t6 18!7 0,510 1 570 916 995 5,5 8!4 secondaire de 6250C Traitement 24h / 874 976 10,8 15,.1 0,504 11638 917 999 41,6 8 7 secondaire de 650 C = i =. _ i = i, I =* = STD 859 1971113?5 26 si 0 571 1,5 96I 10,5 1 11 1 f 5 916,9940, DO O0 oo Co TABLEAU XII Fluage D.P.T à - Traitement(s) thermique(s) 600OC/20ON mm -2 de détente h 300 h 0,1% CH 0 2% CH RAT EL5D RDS (%) (N(m 2) (imm-2) (Nmm-2)( %) (%) 625oC/2 h - - 833 853 979 10,5 17 (5331S STD) 0 578 1 757 # 912 922 1010 5 5 8 5# 6250C/8 h + 500 C/24 h - - 889 907 1010 7,5 13P5 0 403 lf 251 # 921 937 1025 2 6r5# 6250C/8 h + 510oC/24 h - - 891 904 1008 775 9 0,470 1,444 # 917 937 1010 1)5 5# 625oC/8 h + 520oC/24 h - - 888 902 1006 7 10 0t407 11267 # 922 936 1011 1 3# 625oC/8 h + 530oC/24 h - - 895 909 1015 8)5 14 01462 1,423* # 907 923 1027. 2 7# 625oC/8 h + 540oC/24 h - - 889 908 1014 6;5 10,5 0,409 1?223 # 919 933 1013 2 5 4# 625 C/8 h + 550 C/24 h - - 887 902 1008 7,5 13y5 0t393 17376 # 912 931 1013 3 5# - - 890 905 1010 7 4 11,8 Moyenne (sauf STD) r0424 17331 # 916 933 1017 2 5 1# # Tbus les échantillons de traction après fluage avaient leurs surfaces trempées. * Chauffage supplémentaire pendant 8 heures à 600 C sur la charge destinée au fluage rO o Co O0 -'J de 300 heures. -J TABLEAU XIII Fluage D.P.T. à Traitement(s) thermique(s) 6000C/200Oj2 de détente h 300 h 0,1% CH 0,2% CH RAT EL5D RDS 01463 1,466 # 910 925 1020 215 615# 6250C/24 h + 5206C/24 h - - 897 913 1015 5,5 11 0,459 1;398 # 902 922 1019 4 6# 625 C/24 h + 530 C/24 h - - 897 915 1012 6 9 0t401 1 206 # 917 936 1022 315 8# 6250C/24 h + 5400C/24 h - - 897 918 1020 6 11il 0,418 1[427 # 913 928 1008 3;5 7 5# 625oC/24 h + 550oC/24 h - - 904 920 1027 4 8 0!513. 11668 # 913 930 1017 3f5 6!5# - - 897 914 1015. 5f1 9,4 Moyenne (sauf STD) 455 1441 # 911 928 1017 64# 01455 i1 441 # 911 928 1017 3e4 6r4# # Tous les échantillons de traction après fluage avaient leurs surfaces trempées. CO o %O Co T.BLEAU XIV Fluage D.P.T. à Traitement(s) thermique(s) 600 C/200Ntm-2 de détente h 300 h 0 1% CH 0p2% CH RAT EL5D RDS ((%) (Nmm2 (Nmm 2) (Nmm-2) % ( %) (%) 625oC/2 h - - 833 853 979 10,5 17 (5331S STD) 0,578 1t757 # 912 922 1010 5 5 8,5# 625 C/48 h + 500 C/24 h - - 901 913 1009 5 7 01494 17498 # 913 930 1018 4 7# 625 C/48 h + 510 C/24 h - - 905 917 1021 6 8 5 0 489 1t480 # 899 920 1003 3 5 8 5# 625 C/48 h + 520 C/24 h - - 901 917 1020 3 5 7 0 481* 1 695 # 909 927 1011 4 75# 625 C/48 h + 530 C/24 h - - 898 916 1018 5r5 6,5 01483 l1732 # 899 922 1006 5 11# 625C/48 h + 540oC/24 h - - 901 917 1014 5f5 6,5 0 469 1 561** # 910 926 1009 3 5 8,5# 625oC/48 h + 550oC/24 h - - 900 916 1020 6 10 0e452 1t407 # 917 932 1017 3,5 6# - - 901 916 1017 5r3 7t6 Moyenne (sauf STD) 0 478 1 562 # 908 926 1011 3 9 8 1# # Tous les échantillons de traction après fluage avaient leurs surfaces trempées. o Valeur à 117 heures. * Chauffage supplémentaire jusqu'à 24 heures à 600 C sur la charge destinée à l'essai **Tenpérature abaissée à 592 C en un intervalle de termps pouvant atteindre 17 heures. de fluage de 300 h. N CO o0 oo - "J %Oj TABLEAU XV bonnées de fluage Données de traction après 300 h/600'C Moyenne de tous Données de traction, D.P.T. (Surface trempée) les résultats sans exposition à 600 C/200 m donnés 0t2% CH 2RAT EL5D RDS 100h 300h 0 2%CH RAT EL5D RDS (N rm) (%) (%) (%) (N Im2) (%) Traitement 8h / 905 1010 7t4 11,8 0,424 1,331 933 1017 2t0 5,1 primaire de 625 C, Traiemen 24 h/.....3 Traitement 24 h/ 914 1015 511 9,4 01455 1!441 928 1017 34 614 primaire de 6250C Traitement 48 h/ 916 1017 5,3 7i6 0;478 11562 926 1011 3 9 8,1 primaire de 6250C... Traitement 24 h/ 908 1007 517 10,2 01457 1t411 931 1020 3;2 5,8 secondairede 500 C w Traitement 24h'/ 912 1014 6 813 0J474 11463 927 1011 2,5 617 secondaire de 5100C Traitement 24 h/ 911 1014 513 9t3 0;449 1,453 928 1014 3,0 515 secondaire de 520 C Traitement 24 h/ 913 1015 6,7 9t8 0,449 1,454 927 1018 3?5 8!7 secondaire de 53Q0C - - __ _.... Traitement 24h / 914 1016 6,913 0O432 11404 929 1010 3,2 7 secondaire de 540 C _ _- -,..._ Traitement. 24h / 913 1018 5'8 10t5 0t453 1?484 931 1016 3,3 5,8 secondaire de 550o C , 853. 979,,0. 11.17,, _, 7 5 9 1 5L5.' 5 STD 853 9791 10!5 117 0 578 | 1!757 922 1010 | 55 815 ___- -.-_,,. r' oo %0 oo 4.1 La figure 1, qui est un graphique donnant la déformation plastique totale D.P.T. en fonction du traite- ment thermique primaire, montre les résultats moyens d'un traitement thermique secondaire à un certain nombre de températures à des instants différents. Le point de réfé- rence STD indique la déformation plastique totale d'une matière ayant subi un traitement de mise en solution à 6250C pendant 2 heures, à savoir le traitement dit normal. Il apparaît qu'en augmentant la température primaire de 500'C à 550'C, on améliore d'une façon générale la résis- tance au fluage, exprimée par la déformation plastique totale, en la faisant passer d'une moyenne d'environ 0,575 % à environ 0,45 %. Il convient d'indiquer que l'utilisation d'un traitement primaire, quelle que soit la température, conduit à une amélioration générale de la résistance au fluage, indépendamment du temps ou de la température du traitement secondaire utilisé. La figure 2 montre que le traitement primaire produit peu d'effet sur la ductilité de la matière après fluage, par rapport à la matière ayant subi le traitement dit normal. Sur la figure 2, les courbes de la partie supé- rieure correspondent à la ductilité exprimée par le pour- centage de réduction de section de matière non exposée. Les courbes de la partie inférieure correspondent à des mesures de réduction de section effectuées sur des échantillons essayés après fluage, ayant subi un fluage de 300 heures à 6000C sous une charge de 200 N/mm2. Bien qu'il apparaisse une chute de la ductilité de la matière non exposée, la chute de la ductilité, après fluage, de la matière ayant subi un traitement primaire aux températures comprises entre 5000C et 550aC est très faible. Il apparait également que la différence de ductilité, après fluage, est très faible dans le cas du traitement secondaire particulier, que ce dernier soit de 8 heures à 6250C, de 24 heures à 6000C ou de 24 heures à 6500C. Les effets d'une variation du traitement primaire sur la charge à la limite conventionnelle d'élasticité à 0,2 % et l'allongement, exprimé par le pourcentage d'allon- gement à la rupture, sont montrés sur le graphique de la figure 3. La série supérieure de courbes correspond aux mesures de charge à la limite conventionnelle d'élasticité à 0,2 % et la série inférieure de courbes correspond à l'allongement à la rupture, indiqué en pour-cent. Ces courbes montrent que, par rapport au traitement thermique dit normal, la charge à la limite conventionnelle d'élasticité à 0,2 % peut être portée d'environ 680 N/mm2 à environ 890 N/mm2, tandis que l'allongement ne diminue que légèrement d'envi- ron 13 à environ 12,5 %. Il est intéressant de noter qu'il *ne se produit qu'une faible perte d'allongement, tandis que la réduction de section est beaucoup plus importante. Les informations données ci-dessus et illustrées sur les figures 1 à 3 montrent que, par conséquent, en géné- ral, après une exposition au fluage, la ductilité est peu affectée entre le traitement thermique dit normal et les traitements doubles, tandis que des améliorations importantes de résistance peuvent être obtenues. Le meilleur compromis de résultats semble être obtenu dans une matière soumise à un traitement thermique primaire de 530 à 540'C pendant 24 heures. Si l'on considère les effets du traitement secon- daire, on peut voir que, d'une manière fondamentale, des améliorations de la résistance à la traction et de la résis- tance au fluage sont obtenues au prix d'une légère perte de la ductilité de la matière non exposée. Le graphique de la figure 4 montre l'effet d'un accroissement du temps de traitement secondaire à 6250C, sur le côté gauche, et l'effet d'un accroissement de la température de traitement secondaire, à durée constante de 24 heures, sur le côté droit. Les deux séries de courbes supérieures indiquent la charge à la limite conventionnelle d'élasticité à 0,2 % et les deux séries de courbes inférieures indiquent l'allongement, en pour-cent. Si l'on considère d'abord les courbes de la partie supérieure gauche, on voit qu'un accroissement de la durée du traitement secondaire produit un effet bénéfique sur la charge à la limite conven- tionnelle d'élasticité à 0,2 %. La moyenne s'élève d'envi- ron 863 à environ 887 N/mm2. Il se produit une faible ré- duction de l'allongement (partie inférieure gauche du gra- phique), mesurée dans la condition non exposée. Les courbes du côté gauche portent sur une matière ayant subi un traite- ment initial à 5000C, 510WC, 5200C, 5300C, 540 C et 5500C, comme indiqué par les courbes identifiées séparément. La moyenne est représentée par une droite en traits pleins entre les "x". Ainsi, bien qu'il apparaisse qu'un accroisse- ment de la durée du traitement secondaire soit bénéfique, un accroissement de la température, à durée constante de 24 heures, est moins bénéfique (voir les deux séries de courbes du côté droit). La série supérieure de courbes du côté droit montre qu'un accroissement de la température du traitement thermique secondaire n'a pas d'effet notable sur la charge à la limite conventionnelle d'élasticité, tandis que cette dernière est légèrement meilleure, à 6250C, qu'à toute autre température, en moyenne. Cependant, par comparai- son, il se produit une chute régulière de l'allongement, comme indiqué par les courbes de la partie inférieure droite du graphique. La figure 5 montre l'effet des traitements secon- daires sur la ductilité de l'alliage après-essai de fluage et sans exposition à l'essai de fluage. Les deux groupes inférieurs de courbes concernent des alliages ayant été soumis à des essais de traction après fluage, tandis que les deux groupes de courbes supérieurs concernent des alliages essayés sans avoir été soumis à un fluage. Les deux groupes de courbes du côté gauche montrent les effets d'un accroissement de la durée du traitement secondaire de 8 à 24 ou 48 heures, tandis que la température du traitement thermique est maintenue à la valeur constante de 6250C. On peut voir que l'effet sur la ductilité après fluage de l'alliage est faible, tandis qu'il se produit une légère chute sur la matière n'ayant pas subi de fluage. De même, les effets du maintien de la durée à une valeur constante de 24 heures, alors que les températures dressai utilisées sont différentes, montrent que les mesures illustrées par les deux groupes de courbes de la partie droite du graphique indiquent des propriétés, après fluage, constantes, alors que la matière n'ayant pas subi de fluage présente une chute. Les informations données ci-dessus montrent donc que l'utilisation d'un traitement thermique double permet d'accroître notablement la charge à la limite conventionnelle d'élasticité à 0,2 % sans perte grave de ductilité. On obtient également des améliorations notables en ce qui con- cerne les niveaux de tensions internes résultant de l'uti- lisation de traitements thermiques prolongés. Cependant, on a également découvert, de façon inattendue, qu'en allon- geant la durée du traitement thermique secondaire, à une température de 6250e, on améliore la résistance au fluage si le traitement initial est effectué à une température de 530 ou 5400C. Ainsi, on peut voir sur le tableau VIII que la résistance au fluage de 100 heures n'a pas été affectée, la déformation plastique totale étant de 0,485 % après un traitement secondaire de 8 heures, alors qu'elle est de 0,462 % après un traitement de 48 heures. L'effet est en- core plus notable sur la matière ayant subi un traitement thermique à 5400C, comme indiqué sur le tableau IX. Même avec une exposition au fluage de 300 heures à 600'C, la déformation plastique totale reste pratiquement constante à 1,43 % après un traitement secondaire de 8 heures et à 1,447 % après un traitement-de 48 heures. Ces chiffres sont situés dans la plage normale de dispersion que l'on trouve dans toute épreuve expérimentale. A titre de comparaison, on peut voir que les deux charges à la limite conventionnelle d'élasticité à 0,1 % et à 0,2 % sont améliorées dans le cas de la matière traitée pendant 48 heures et que l'effet sur les chiffres d'allongement à 5 fois le diamètre ou sur les chiffres de réduction de section est très faible. Cependant, par comparaison, dans le cas-d'une ma- tière ayant subi un seul traitement de détente pendant deux heures à 6250C, puis un essai de fluage à 540'C, la déformation plastique totale est de 0,084 % après 100 h à 300 N/mm2. Dans le cas d'une matière traitée à 6250C pendant 8 heures, la déformation plastique totale s'avère être de 0,164 % dans les mêmes conditions. Logiquement, on pourrait donc s'attendre à ce que la même dégradation se produise sur une matière ayant subi un traitement ther- mique double. On ne sait pas pourquoi cette amélioration de la résistance au fluage est obtenue avec un traitement thermique double. Les travaux réalisés ont également montré que l-es améliorations des caractéristiques demandées sont plus importantes lorsque le second traitement thermique est effectué à une température supérieure à celle du premier traitement. Les tableaux XII, XIII et XIV montrent qu'une élévation de la température de 500'C à 5500C, comme vieillis- sement secondaire, n'a aucun effet notable sur l'une quel- conque des caractéristiques, l'explication étant que le traitement thermique primaire domine s'il s'effectue à une température supérieure à celle du traitement thermique secondaire. Il est également devenu apparent que, dans le cas particulier de l'alliage "5331S", un traitement secondaire à des températures d'environ 650'C semble provoquer une diminution des caractéristiques, par suite, peut-être, d'une élimination de dislocations par recuit ou d'une cer- taine forme d'adoucissement du précipité dans l'alliage. Bien que les travaux indiqués ci-dessus aient tous porté sur l'alliage "5331S", on pense que d.es résul- tats similaires seraient obtenus avec d'autres alliages proches alpha tels que l'alliage "IMI 685" ou d'autres alliages proches alpha analogues à venir. Sur les figures 1 à 5, la courbe en trait plein Av indique la moyenne. Il va de soi que de nombreuses modifications peu- vent être apportées au procédé décrit et représenté sans sortir du cadre de l'invention. 36 - REVENDICATIONS 1. Procédé de traitement thermique d'un alliage de titane proche alpha, qui consiste à soumettre l'alliage à un traitement de mise en solution à une température supé- rieure à 9000C, puis à un traitement thermique à une tempé- rature de l'ordre de 400 à 750'C, pendant une durée supé- rieure à 30 minutes, le procédé étant caractérisé en ce qu'il consiste à effectuer au moins deux traitements ther- miques à des températures différentes, le premier traitement thermique ayant lieu à une température inférieure à celle du ou d'un traitement thermique consécutif. 2. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que le traitement thermique s'effectue à une tempéra- ture de l'ordre de 450 à 750 C. 3. Procédé selon l'une des revendications 1 et 2, caractérisé en ce que le traitement de mise en solution se produit dans le domaine bêta. 4. Procédé selon la revendication 3, caractérisé en ce que là température du traitement de mise en solution est de l'ordre de 990 à 11000C, selon la température de transition bêta de l'alliage. 5. Procédé selon la revendication 4, caractérisé en ce que l'alliage est un alliage à base de titane conte- nant, en poids, 5,5 % d'aluminium, 3,5 % d'étain, 3 % de zirconium, 1 % de niobium, 0,25 % de molybdène, 0,3 % de silicium, le traitement de mise en solution ayant lieu à une température de l'ordre de 1030 à 10700C. 6. Procédé selon la revendication 5, caractérisé en ce que le premier traitement thermique a lieu à une température choisie parmi les plages suivantes: 5350C + 1000C, 5350C + 750C, 5350C + 50 C, 5350C +300C, 5350C + 250C, 5350C + 200C, 5350C + 150C, 5350C + 100C, 5350C + 5OC et 5350C. 7. Procédé selon la revendication 6, caractérisé en ce que la durée du premier traitement thermique est choisie entre 2, 4, 6, 8, 10, 12, 14, 16, 18, 20, 22, 24, , 36. 48, 50, 72, 100 ou 168 heures. 8. Procédé selon l'une des revendications 6 et 7, caractérisé en ce que la température du second traitement thermique est choisie parmi 650 C + 50 C, 650 C + 25 C, 6250C + 30 C, 625 C + 10 C, 625 C, 600 C + 30 C, 600 C + 20 C, 600 C + 10 C et 600 C. 9. Procédé selon la revendication 8, caractérisé en ce que la durée du second traitement thermique est choisie parmi 2, 4, 6, 8, 10, 12, 14, 16, 18, 20, 22, 24, , 36, 48, 50, 72, 100 ou 168 heures. 10. Procédé selon la revendication 9, caractérisé en ce que l'alliage est refroidi à la température ambiante entre le traitement de mise en solution et le premier des traitements thermiques