FR 2557148 A1 19850628 FR 8419770 A 19841224 255714 8 La présente invention concerne le forgeage d'une matière en superalliage à base de nickel durcie par la phase gamma prime, en particulier sous forme moulée, et, en particulier un traitement thermique qui améliore la forgeabilité de tellesmatière Les superalliags à base de nickel sont largement utilisés dans les moteurs à turbine à gaz. Une application concerne les disques de turbine. Les exigences pour les propriétés des matières des disques ont augmenté avec le progrès général des performances du moteur. Les premiers moteurs utilsaient l'acier et des alliages dérivés de l'acier pour les matières de disque. Ceux-ci ont tôt été supplantés par la première génération des superalliages à base de nickel tes que Waspaloy (désignation commerciale) qui ont pu être forgés, bien que souvent avec certaines difficultés. Les superalliages à base de nickel doivent la plus grande partie de leur résistance à la phase gamma prime. La tendance lors du développement des superalliages à base de nickel a été d'augmenter la fraction en volume de la phase gamma prime pour augmenter la résistance. L'alliage Waspaloy utilisé dans les premiers disques des moteurs contenait environ 25% en volume de la phase gamma prime alors que les alliages pour disques plus récemment développés contiennent environ 40 - 70% de cette phase. L'augmentation de la fraction en volume de la phase gamma prime diminue la forgeabilité de l'alliage. La matière Waspaloy peut être forgée à partir d'un ma- - tériau de lingot moulé mais les matières pour disques plus résistants développés ultérieurement ne peuvent être forgées de façon fiable et exigent l'utilisation des techniques de la métallurgie despoudres plus coûteuses pour produire une préforme de disque formée qui peut être usinée de façon économique pour obtenir les dimensions finales. Un de ces procédés de la métallurgie des poudres -2 - qui a rencontré un succès sensible pour la fabrication de disques de moteur est celui décrit dans les brevets US NO. 3 519 503 et 4 081 295. Ce procédé a rencontré un grand succès avec les matières de départ pour la métallurgie des poudres mais avait moins de succès avec les matières de départ moulées. D'autres brevets se rapportant au forgeage de matièresde disque comprennent les brevets US No. 3 802 938, 3 975 219 et 4 110 131. En résumé, par conséquent, la recherche des matères de disques de haute résistance a résulté en des difficultés de traitement qui ont été résolues seulement en recourant aux techniques conteuses de la métallurgie des poudres. Il est un but de la présente invention de décrire un procédé par lequel des matières de superalliages de. haute résistance mouléespeuvent être forgées aisément. I1 est un autre but de la présente invention de décrire un procédé de traitement thermique qui augmente sensiblement la forgeabilité des matières de superalliage à base de nickel. Encore un autre but de la présente invention est de réaliserun procédé pour forger des matières de superalliages moulées contenant un excès d'environ % en volume de phase gamma prime et qui autrement seraientnon forgeableS. Un autre but de l'invention est de décrire un procédé combiné de traitement thermique et de forgeage qui produira une microstructure entièrement recristallisée ayant une dimension de grains fins uniforme et qui sensiblement réduira les contraintes de forgeage. Il est encore un autre but de la présente invention de réaliser un article en superalliage à base de nickel hautement forgeable ayant une morphologie de phase gamma primenurvieillie avec une dimension de grains de phase gamna prime moyenne dépassant environ 3 micromètres. -3- Les superalliages à base de nickel doivent la plus grande partie de leur résistance à la présence d'une répartition de particules de phase gamma prime dans la matrice gamma. Cette phase est à base du composé Ni3Al dans lequel divers éléments d'alliages tels que Ti et Nb peuvent remplacer partiellement A1. Des éléments réfractaires teJ que Mo, W, Ta et Nb durcissent la phase matrice gamma et des additions de Cr et Co sont habituel- lement présentes ensemble avec des éléments moins impor- tants teb que C, B et Zr. Le tableau I présente les compositions nominales pour une variété de superalliages qui peuvent être utilisés sous les conditions usinées à chaud. Waspaloy peut être forgé selon la manière habituelle à partir d'une matière moulée. Les autres alliages sont habituelle- ment formés à partir de la poudre, soit par compression HIP directe (compression isostatique à chaud) o par forgeage de préformé de poudre comprimée; le forgeage de préformesmouléesee ces compositions est habituellement irréalisable à cause de la teneur en phase gamma prime élevée bien que Astroloy (désignation commerciale) est quelquesfois forgé sans utiliser les techniques de la métallurgie des poudres. Un intervalle de compositionsqui englobe les alliages du tableau I, ainsi quged'autres alliages qui semblent pouvoir être traités par la présente inven- tion, est: (exprimé en pourcents en poids) 5-25% Co, 8-20% Cr, 1-6% Al, 15% Ti, 0 -6% Mo, 0-7% W, 0-5% Ta, 0-5%Nb, 0-5% Re, 0-2% Hf, 0-2% V, le complément étant essentiellement Ni ensemble avec des éléments moins importants C, B et Zr en quantités habituelles. Le total des teneurs en A1 et Ti se situera habituellement entre 4-10% et le total de Mo+W+Ta+Nb se situera habituel- lement entre 2,5 - 12%. L'invention est, en gros, applicable aux superalliages à base de nickel ayant des -4- teneurs de phase gamma prime élevéesse situant jusqu'à % en volume mais est particulièrement utile en rapport avec des alliages qui contiennent plus de 40% et de préféren- ce plus de 50% en volume de phase gamma prime et ces allia- ges ne sont par conséquent pas forgeables selon les techni- ques habituelles (n'appartenant pas à la métallurgie des poudres). Dans un superalliage à base de nickel.moulé, la phase gamma prime se produit sous deux formes: eutectique et non eutectique. La phase gamma prime eutectique se forme au cours d'un procédé de solidification alors que la phase gamma prime non eutectique se forme par précipitation à l'état solide pendant le refroidissement après solidification. On a trouvé que la matière de phase gamma prime eutectique se trouve principalement aux limites des grains et qu'elle a des dimensions de particules qui:sont habituel- lement très grandes jusqu'à peut-être 100 micromètres. La phase gamma prime non-eutectique qui fournit la plus grande partie du durcissement dans l'alliage se trouve dans les grains et a une dimension typique de 0,3 -0,5 micromètres. TABLEAU I (2) RCM 82 (3) Waspaloy Astroloy RENE 95 AF 115 MERL 76 IN 100 Co i3/5 17 8 15 18 15 Cr 19,5 15 13 10,7 12 10 A1 1t3 4 3t5 38 5,0 4,5 Ti 310 3,5 2,5 3t9 4t35 4,7 Mo 413 5P25 3,5 3;0 3,2 3 W - - 3t5 6,0 - - Nb - - 3,5 1f7 1,3 - C 0;08 0,06 0,07 0t05 0r025 #18 B t0,006 0,03 0,010 0t02 0t02 0,014 Zr 0, 06 - 0,05 0, 05 0, 06 0, 06 Ni comp1..ompl. Ni compl. compl. compl. compl. compl. compl. ro % en chauffant la matière jusqu'à température élevée. La température à laquelle une phase est mise en solution est la température de solubilité. La mise en solution (ou la précipitation) de la phase gamma prime se produit sur un intervalle de températures.Dans la présente descrip- mise tion, l'expression début de /ensolution sera utilisée pour décrire la température à laquelle une mise en solution observable commence (définie comme une déter- mination métallographique optique de la température à laquelle 5% en volume de phase gamma prime, g éseite amiant-e après refroidissement lent jusqu'à températures a été prise dans la solution) et l'expression fin de/en solution se refère à la température à laquelle la mise en solution est essentiellement complète (de nouveau déterminéepar métallographie optique). Une référence à la température de mise en solution de la phase gamma prime sans accompagne- ment des adjectifsbasse ou élevée sera comprise comme désignant la température élevée de mise en solution. Les phases gamma prime des types eutectique et non eutectique se forment de manière différente et ont différentes compositions et températures de mi- en solution. Les températures de mise en solution basse et élevée de la phase gamma prime typiquement seront de l'ordre de 28-84 C inférieurs aux températures de mis-en solution de la phase gamma prime eutectique. Dans la composition MERL 76 la température de début de mise en solution de la phase gamma prime non eutectique est d'environ 1121 C et la température de fin de mise en solution de la phase gamma prime est d'environ 11960C. La température de début de mise en solution de la phase gamma prime eutectique est d'environ 1188 C et la température de fin de mise en solution de la phase gamma prime est environ 1219 C (étant donné que la température de fusion commençante est d'environ 1196 C, la phase gamma prime eutectique ne peut être entièrement mise en solution sans fusion partielle). 2j57 1 43 -7- Le forgeage est un procédé d'usinage de métal au cours duquel le métal est déformé, habituellement par compression, à une température qui est habituellement supérieure à sa température de recristallisation. Dans la plupart des procédés de forgeage il existe trois qualités souhaitées pour le procédé et le produit. Elles sont (1) que le produit fini ait une microstructure souhaitée, de préférence une structure recristallisée uniforme (2) que le produit soit essentiellement sans fissures, et (3) que le procédé exige une contrainte rela- tivement faible. Naturellement l'importance relative de ces trois qualités variera en fonction de la situation particulière. Sous sa forme la plus large, la présente invention comprend le développement d'une morphologie de phase gamma prime fortement survieillie (super survieillie) dans une matière de superalliage. Les propriétés mécaniques des matières durcies par précipitation, telles que les superalliages à base de nickel, varbt en fonction de la dimension des grains de précipité de phase gamma prime. Des propriétés mécaniques maxinzm sont obtenues avec des dimensions de phase gamma prime de l'ordre de 0,1- 0,5 micromètres. Le vieillissement sous des conditions qui produisent des dimensions de particules dépassant celles qui fournissent les propriétésmaximu produisent ce qui est appelé des structures survieillies. Une structure super survieillie et définie comme une structure o la dimension moyenne des grains de phase gamma prime non eutectique est au moins 3 fois (et de préférence au moins 5 fois) aussi grande (en diamètre) que la dimension de grains de phase gamma prime qui produit les propriétés maximum. Etant donné que la forgeabilité est le but recherché, les dimensions de phase gamma prime mentionnées sont celles qui existent à la température de forgeage. La réalisation d'une telle morphologie de phase gamma prime à gros grains - 8 - augmente de façon dramatique la forgeabilité de la matière. Il semble également que la dimension de phase gamma prime exigée pour obtenir la forgeabilité améliorée est quelque peu en rapport avec la fraction de phase gamma prime présente dans la matière. Pour des matières à faible frac- tion de phase gamma prime une dimension de particules plus petite produira le résultat souhaité. Par exemple il est admis qu'une dimension de grains de phase gamma prime d'un micromètre suffira pour une matière comprenant une teneur de 40% (en volume) de phase gamma prime mais qu'une dimension de grains de phase gamma prime de 2,5 micromètres est nécessaire pour une matière contenant %(en volume) de phase gamma prime. Pour une teneur en phase gamma prime constante, lorsque la dimension des grains de phase gamma prime augmente, l'espace entre les particules (l'épaisseur de la couche de phase matrice gamma-) augmente également. Selon un mode de réalisation préféré de l'inven- tion, la matière moulée de départ est chauffée jusqu'à une température entre les températures de début et de fin de mise en solution de la phase gamma prime (ou dans l'intervalle de mise en solution). A cette température une partie de la phase gamma prime non eutectique sera mise en solution. En utilisant un programme de refroidissement lent, la phase gamma prime non eutectique se reprécipitera sous forme de gros grains, avec des dimensions de grains de l'ordre de cinq ou même dix micromètres. Cette dimension de particules de phase gamma prime à gros grains améliore sensiblement la forgeabilité de la matière. L'étape de refroidissement lent commence à une température de traite- ment thermique entre les deux températures de mise en solu- tion et se termine à une température proche et,de préférence, inférieure à la température de mise en solution basse de la phase gamma prime non eutectique avec une vitesse inférieure -9 - à 5,5 C/heure. Ce procédé peut également être décrit comme un procédé de super survieillissement. La figure 2 montre le rapport entre la vitesse de refroidissement et la dimension de grains de phase gamma prime pour l'alliage RCM 82 décrit dans le tableau I. On peut voir que plus le refroidissement est lent plus grande sera la dimension des grains de phase gamma prime. Un rapport similaire existera pour les autres alliages mais avec des variantes dans la pente et la position de la courbe. Les figures 3A, 3B et 3C montrent la microstructure pour l'alliage RCM 82 qui a été refroidi à 1,1 C, 2,8 C et 5,5 C par heure à partir d'une température se trouvant entre la température de mise en solution de la phase gamma prime eutectique et la température de mise en solution de phase gamma prime non eutectique (1204 C) jusqu'à une température (1038 C)inférieure à la température de début de mise en solu- tion de la phase gamma prime. La différence entre les dimensions de particules gamma prime est apparente. La figure 4 montre l'effort de fluage pour une opération de forgeage particulière en fonction de la vitesse de refroidissement pour l'alliage RCM 82; la diminution de la vitesse de refroidissement depuis 5,50C par heure jusqu'à 1,10C par heure diminue l'effort de fluage requis pour le forgeage,d'environ 20 . La figure 5 montre l'effort de fluage enfinction de l'effort pour une opération de forgeage par refoulement miseen oeuvre sur des matières traitées selon la présente invention et une matière traitée selon la technique connue. La matière traitée selon la manière habituelle montre un effort de fluage moyen d'environ 96,53 MPa et des fissures pour un effort d'environ 0,27 (27% de réduction de hauteur). Une matière traitée selon l'invention montre un effort de fluage moyen d'environ 44,81 MPa et aucune fissure n'est observée lors d'une réduction de 0,9 (90% de réduction de hauteur). Un avantage particulier du procédé selon l'invention - 10 - est qu'une microstructure recristallisée à grains fins uniforme est obtenue à partir d'une quantité de déforma- tion relativement faible. Dans le cas d'une préforme cylindrique refoulée en un gateau le procédé selon l'in- vention produit une telle microstructure avec moins d'envi- ron 50% de réduction en hauteur; avec les procédés habituels plus de 90% de réductionen hauteurseraient requis. Après l'étape de forgeage, la pièce forgée sera habituellement soumise à un traitement thermique pour produire des propriétés mécaniques maximum. Un tel traite- ment comprendra un traitement de mise en solution (typi- quement à ou au-dessus de la température de forgeage) pour au moins dissoudre partiellement la phase gamma prime suivie par vieillissement à des températures inférieures pour reprécipiter la phase gamma prime dissoute en une morphologie (fine) souhaitée. Ces spécialistesen la matière comprendront que des variations dans ces étapes permettent de porterai maxiumles diverses propriétés mécaniques. En se référant maintenant aux autres aspects de l'invention, la matière de départ-est>de préférence, à grains fins au moins dans ses régions lasurface. Toutes les fissures rencontrées lors du développement du procédé selon l'invention ont commencé à la surface et sont associées aux grains de surface de grande dimension. Une matière a été forgée avec succès ayant des dimensions de grains de surface de l'ordre de 1,58 -3,18 mm de diamètre avec seulement des fissures minimes à la surface. Ceci a été accompli au cours d'une opération de forgeage sévère de refoulement d'une billette cylindrique pour former une forme de gateau. Ce type de forgeage met la surface externe cylindrique dans un état de tension substantget sans contrainte. Il semble qu'au cours des autres applications avec forgeage moins sévère'des matières ayant des dimensions de grains de surface plus grandes (par exemple 6,35 mm) peuvent être forgées. Il est admis que la dimension de grains internes, - 11 - la dimension. des grains disposés à plus de 1,27'cm en-dessous de la surface de la pièce moulée peut être sensiblement plus grande que les grains de surface. La dimension limite des grains peut très bien être en rapport avec les inhomogénéités chimiques et la ségrégation qui se proddisertdans les pièces moulées à grains extrêmement grands. Egalement importante est la rétention de la dimension de grains pendant le procédé de forgeage. Les conditions de traitement qui conduisent à une croissance sensible desgrains ne sont pas souhaitables étant donné qu'une dimension de grains accrue est associée à une forgeabilité déduite. La matière de départ tel que coulée subira habituel- lement (et de préférence) un traitement HIP (compression isostatique à chaud) qui consiste à l'exposer à un gaz sous forte pression à une température suffisante pour que le métal se déforme par fluage. Des conditions typiques sont une pression appliquée de 103,4 MPa à une température inférieure mais à moins de 84 C de la tempéra- ture de mise en solution de la phase gamma prime pendant une période de temps de 4 heures. Le résultat obtenu par ce procédé est la fermeture des vides internes et la suppression de la porosité qui pourrait être présente. Le traitement HIP ne serait pas nécessaire si une technique de moulage pourrait être développée qui garantirait l'absence de porosité dans le produit moulé et pourrait ne pas être nécessaire si le produit fini doit être utilisé dans une application qui ne l'exige pas. La dimension de la phase gamma prime dans la matière est alors augmentée comme il est décrit précédemment. La matière est traitée jusqu'à une température à laquelle une quantité substantielle (c'est-à-dire au moins environ 40% en volume et de préférence au moins 60% en volume) de la phase gamma prime eutectique est prise en solution et elle est refroidie lentement pour provoquer la reprécipitation d'une partie substantielle de la matière de phase gamma - 12 - prime non eutectique mise en solution sous forme de gros grains. La matière sera habituellement refroidie jusqu'à une température d'au moins 280 C inférieure à la température de début de mise en solution et sera le plus habituellement refroidie jusqu'à une température qui appro- che la température de forgeage. La vitesse de refroidissement doit être inférieure à environ 5,50 C et de préférence inférieure à environ 2,8 C par heure. En se référant à la figure 1, toute ligne droite commençant au point 0 et tombant entre 0 C par minu- te et 5 C par heure produira le résultat souhaité. Il semble cependant que des vitesses de refroidissement variablespourraient ne pas être satisfaisantes.Voir par exemple la ligne 1 qui a une partie A o la vitesse de refroidissement dépasse 5,50C/heure. Ceci serait probable- ment non satisfaisant. Il est admis que le procédé tolérera des vitesses de refroidissement dépassant quelque peu 5,5 C /heure, par exemple 11,1 C par heure pendant des courtes périodes de temps au cours du cycle de refroidisse- mentnaisceci n'est pas préféré. Des cycles de refroidis- sement mis en oeuvre dans un four avec un dispositif de réglage dç température déréglé n'ont pas produit la microstructure souhaitée même si la vitesse de refroidis- sement générale était sensiblement inférieure à 5,5 C/par heure. Bien entendu, le refroidissement dans un four avec un dispositif de rcglage point par point habituel se produit sous forme d'une série de petites étapes très petites mais l'inertie thermique du four adoucit ces fluctuations. Dans une autre observation, considérons les courbes 2 et 3 qui sont toutes deux des courbes dont aucune partie n'a une pente dépassant 5,5 C/heure. Même si ces deux courbes se terminent au point X, les indications préliminaires sont-que les résultats produits par la courbe 3 ( refroidissement relativement rapide suivi par un refroidissement plus lent) seront préférés aux résultats de - 13 - la courbe 2 (refroidissement lent suivi par refroidissement rapide). Les avantages d'une telle modification seront économiques plutôt que techniques. Il est hautement souhaité que la dimension des grains n'augmente pas pendant le traitement thermique précédemment décrit de croissance de la phase gamma prime. Une méthode pour empêcher la croissance de grains est de produire une matière à des températures inférieures à celles o la totalité de la phase gamma prime sera mise en solution. En maintenant une petite quantité mais significative (par exemple 5-30% en volume) de phase gamma prime hors de la solution, la croissance des grains sera retardée. Ceci sera normalement obtenu en exploitant les différences entre les températures de mise en solution des phases gamma prime eutectique et non eutectique Dans certains alliages ayant des teneurs relativement élevées en carbone,la phase de carbure (essentiellement insoluble) suffira pour empêcher la croissance des grains. L'application de cette invention à ces alliages libérera les contraintes de température que l'on devrait observer si on se servait de la matière de phase gamma prime retenue pour la stabilisation de la limite des grains. Une combinaison de phase gamma prime retenue et de phase de carbure peut également être utilisée. Il est également possible qu'une certaine quantité de croissance de grains puisse être acceptable en particulier dans des procédés de forgeage o des contraintes de tension excessivesne sont pas rencontrées et/ou dans le cas du forgeage d'alliages relativement forgeables. La rétention d'une matière de phase gamma prime suffisante pour empêcher la croissance des grains peut être obtenue en utilisant une température de traitement entre les températures de mise en solution de phase gamma prime eutectique et non eutectique de sorte que la phase gamma prime eutectique retenue empêche la croissance de grains. Il est cependant compris, qu'il est possible dans - 14 - certains alliages de soumettre l'alliage à un traitement thermique de mise en solution de façon à éliminer sensible- ment la phase gamma prime eutectique par mise en solution complète de la phase gamma prime eutectique suivie de reprécipitation. Le procédé selon l'invention est toujours applicable dans ce cas; il est simplement nécessaire de choisir une température de traitement à laquelle une quantité petite mais significative de phase gamma prime est retenue, une quantité suffisante pour empêcher une croissance significative de grains. L'opération de forgeage sera mise en oeuvre de façon isothermique (en utilisant des matrices chauffées) et dans un vide ou sous atmosphère inerte. Dans le présent contexte "isothermique" désigne cesprocédéso des change- ments de températures minimes (par exemple plus ou moins 28 C) se proddsent durant le forgeage. La température de la matrice sera.de préférence, de l'ordre de + 550C par rapport à la température de la pièce à travaillermaistout état de matrice qui ne refroidira- pas la pièce à travailler suffisamment pour gêner le procédé sera satisfaisant. La température de forgeage sera habituel- lement inférieure mais à moins de 110 C de la température de début de mise en solution de la phase gamma prime non- eutectique, bien que le forgeage à la limite inférieure de l'intervalle entre la température de début et de fin de mise en solution de la phase non eutectique est également possible. La température de forgeage habituelle sera proche de la température basse de la phase gamma prime non eutectique. Le forgeage est mis en oeuvre avec une vitesse dedéformation faible, typiquement de l'ordre de 0,1 - 1 cm/cm/min. Le procédé à deux vitesses de déformation du brevet US No. 4 081 295 peut également être utilisé. Les conditions de forgeage requises varieront en fonction de l'alliage, de la géométrie de la pièce à traiter et des capacités de l'installation de forgeage et ces spécia- - 15 - listes en la matière seront aisément capables de choisir les conditions nécessaires. Dans des circonstances normales, le traitement thermique selon l'invention permettra le forgeage de matière3à base de nickel mousesen une configuration finale en une seule opération bien que des considérations géométriques puissertdicter l'utilisation d'étapes de forgeage multiples avec des matrices de différentes formes (un traitement intermédiaire n'étant pas nécessaire). Une série de procédés implique l'utilisation de matrice platespour refouler une préforme moulée en un gâteau suivi par l'utilisation de matrices ayant une forme donnée pour obtenir une forme finale complexe. Dans des cas inhabituels, la présente invention peut être répétée, c'està-dire des traitements thermiques multiples selon l'invention ensemble avec des opérations de forgeage, mais ceci normalement n'est pas nécessaire. Pour que l'invention puisse être mieux comprise, référence est faite aux figures suivantes o: la figure 1 représente un graphique montrant les variations dans le cycle de refroidissement; la figure 2 représente le rapport entre la vitesse de refroidissement et la dimension des grains de phase gamma prime; les figures 3A, 3B, 3C sont des microphotographies d'une matière refroidie à des vitesses différentes. La figure 4 représente le rapport entre la vitesse de refroidissement et l'effort de fluage au cours du forgeage; la figure 5 représente le rapport entre la contrainte et l'effort pendant le forgeage d'une matière traitée selon l'invention et selon la manière habituelle; les figures 6A et 6B sont des microphotographies d'une matière traitée selon la mahière habituelle avant et après le forgeage; et les figures 7A et 7B sont des microphotographies - 16 - d'une matière traitée selon l'invention avant et après le forgeage. Pour la mise en oeuvre de la présente invention un alliage ayant une composition nominale de l'alliage RCM 82 dans le tableau I a été mouléeen un cylindre de 15,24 cm de diamètre et 20,32 cm de hauteur,ayant une dimension de grains de ASTM 2-3 (0,125-0,18 mm de diamètre moyen). Cette matière contient environ 60-65 % (en volume) de phase gamma prime. Le domaine de températures de mise en solution de la phase gamma prime non eutectique est environ 11210C - 1196 C et le domaine de températuresde mise en solution de la phase gamma prime eutectique est environ 1177 - 1216 C. Cette pièce moulée a été produite par Special Metals Corpora- tion, apparemment en mettant en oeuvre le procédé du brevet US No. 4 261 412. Cette pièce moulée a subi un traitement HIP (1185 C, 103,4 MPa durant 3 heures) pour boucher les porosités * résiduelles (des particules des phases gamma prime suffisan- tes sont présentes à 1185 C pour empêcher la croissance des grains). Cette pièce moulée a ensuite été soumise à un traitement thermique à 1185 C durant deux heures et refroidie jusqu'à 1193 C en une vitesse de 1,1 C/hr. (de nouveau aucune croissance de grains ne s'est produite). La dimension de particules de phase gamma prime non eutec- tique résultantesétait d'environ 8,5 pm. Cette matière a alors été forgée à 1121 C à 0,1 cm/cm/min. jusqu'à une réduction de 76% (produisant un gateau de 50 cm de haut x ,48 cm de diamètre) sans fissures. En l'absence du traitement thermique selon l'invention, cette quantité de réduction ne serait pas obtenue sans fissu- res importantes et les forces de forgeage requises seraient supérieures à celles observées avec le procédé selon l'in- vention. Même si aucune fissuration ne s'était produite, la structure serait indésirable en ce qu'elle serait seule- ment partiellement recristallisée. Certaines caractéristiques de microstructure sont - 17 - représentées dans les figures 6A, 6B, 7A et 7B. La figure 6A représente la microstructure de la matière telle que moulée. Cette matière n'a pas subi le traitement thermique selon l'invention. Visible dans la figure 6A sont des limites de grains qui contiennent de quantités importan- tes de matières de phase gamma prime eutectique. Dans le centre des grains on peut voir des particules de phase gamma prime fines dont la dimension est inférieure à envi- ron 0,5 pm. La figure 6B représente la microstructure de la ma- tière après forgeage habituel. Visiblesdans la figure 6B sont des grains recristallisés fins aux limites des grains originales qui entourent la matière qui est essentiellement non recristallisée. Il est admis que la microstructure non uniforme (en collier) ne fournit pas des propriétés mécaniques optimum. La figure 7A montre la même composition d'alliage. après traitement thermique de la présente invention mais avant le forgeage. Les limites de grains originales contiennent des zones de phase gamma prime eutectique. Il est également significatif que l'intérieur des grains contient des particules gamma prime dont on peut voir que la dimension est beaucoup plus grande que celle des particules correspondantes dans la figure 6A. Dans la figu- re 7A les particules de phase gamma prime ont une dimen- sion de l'ordre 8,5 jum. Apres forgeage, on peut voir que la microstructure a été sensiblement recristallisée et est uniforme dans la figure 7B. Il est admis que la matière de la figure 7B a des propriétés mécaniques supé- rieures à la matière de la figure 6B. Donc, en résumé, avec le procédé selon la présente invention on peut atteindre les trois buts en forgeant une matière qui autrement ne serait pas forgeable sans avoir des désavantages. La réductionpour laquelle la fissure se produit est fortement augmentée (figure 5); le produit final a une microstructure améliorée (figure 7B); et - 18 - l'effort de fluage requis pour le forgeage est sensiblement réduit (figure 4). Bien entendu diverses modifications peuvent être apportées par l'homme de l'art aux procédés et articles qui viennent d'être décrits uniquement à titre d'exemples non limitatifs sans sortir du cadre de l'invention. - 19 - Revendications: 1. Procédé pour augmenter la forgeabilité d'un article en superalliage à base de nickel caractérisé en ce qu'il comprend les étapes de: soumettre l'article à un traitement thermique de façon à mettre en solution une quantité substantielle de phase gamma prime et refroidir lentement l'article jusqu'à une température inférieure à la température de début de mise en solution de la phase gamma prime pour produire une structure gamma prime à gros grains survieillie. 2. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que le refroidissement est mis en oeuvre en une vitesse inférieure à environ 5,5 C/heure. 3. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que le refroidissement est mis en oeuvre à une vitesse inférieure à environ 2,80C par heure. 4. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que l'article est refroidi jusqu'à une température d'au moins 28 C inférieure à la température du début de mise en solution de la phase gamma prime. 5. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que l'article est refroidi jusqu'à une température d'au moins environ 55 C inférieur à la température du début de la phase gamma prime. 6. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que l'article est refroidi jusqu'à une température qui est d'au moins environ aussi faible que la température de forgeage prévue. 7. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que suffisamment de phase gamma prime est retenue hors de la solution pour empêcher une croissance significative de grains. 8. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce qu'au moins environ 40% en volume de phase gamma prime non eutectique présente à la température de forgeage prévue est mise en solution. - 20 - 9. Procédé pour augmenter la dimension moyenne des grains de phase gamma prime dans un superalliage a base de nickel à une température de forgeage caractérisé en ce qu'il comprend les étapes de: soumettre l'article à un traitement thermique de façon à mettre en solution une quantité sensible de phase gamma prime et refroidir lentement l'article jusqu'à une température inférieure à la température de début de mise en solution de la phase gamma prime pour produire une structure à gros grains de phase gamma prime survieillie. 10. Procédé selon la revendication 8, caractérisé en ce que le refroidissement est mis en oeuvre à une vitesse inférieure à environ 5,5 C par heure. 11. Procédé selon la revendication 8, caractérisé en ce que l'article est refroidi jusqu'à une température d'au moins environ 28 0C inférieure à la température du début de mise en solution de la phase gamma prime. 12. Procédé selon la revendication 8, caractérisé en ce que l'article est refroidi jusqu'à une température qui est au moins environ aussi basse que la température de forgeage prévue. 13. Procédé selon la revendication 8, caractérisé en ce que suffisamment de matière de phase gamma prime est retenue hors de la solution pour empêcher une croissan- ce significatif de grains. 14. Procédé selon la revendication 8, caractérisé en ce qu'au moins environ 40% en volume de phase gamma prime non eutectique présente à la température de forgeage prévue est mise en solution. 15. Article en superalliage à base de nickel forgeable caractérisé en ce qu'à la température de forgeage la dimension moyenne de particules de phase gamma prime est supérieure à environ 2,5 pnm. 16. Article selon la revendication 15, caractérisé en ce que la dimension moyenne de particules de phase gamma prime dépasse environ 5 IPm. - 21 - 17. Article en superalliage à base de nickel forgeable du type présentant un pic de la dureté à chaud à tempéra- ture élevée en fonction de la dimension des particules de phase gamma prime, à une dimension particulière des particules (la dimension mlaximum desparticules), caractérisé en ce que l'article a une dimension de particules de phase gamma prime moyenne à une température de forgeage typique, qui est au moins trois fois la dimensionmaxmm desparticules. 18. Article selon la revendication 17, caractérisé en ce qu'il comprend une dimension de particules gamma prime moyenne qui est au moins 5 fois la dimension des particules mIaximn 19. Procédé pour forger un article en superalliage de nickel caractérisé en ce qu'il comprend les étapes de: a) soumettre l'article à un traitement thermique de façon à mettre en solution une quantité substantielle de phase gamma prime et refroidir lentement l'article jusqu'à une température inférieure à la température du début de mise en solution de la phase gamma prime pour produire, une structure de phase gamma prime survieillie à gros grains; b) soumettre l'article à un forgeage isothermique en utilisant des matrices chauffées à une température inférieure à la température du début de mise en solution de la phase gamma prime non eutectique. 20. Procédé selon la revendication 19, caractérisé en ce que le refroidissement est mis en oeuvre à une vitesse inférieure à environ 5,5 C /heure. 21. Procédé selon la revendication 17, caractérisé en ce que l'article est refroidi jusqu'à une température d'au moins environ 28 C inférieure à la température de début de mise en solution de phase gamma prime. 22. Procédé selon la revend.ation 17, caractérisé en ce que l'article est refroidi jusqu'à une température qui est au moins environ aussi basse que la température - 22 - de forgeage prévue. 23. Procédé selon la revendication 17, caractérisé en ce que suffisamment de matière de phase gamma prime est maintenue hors de la solution pour empêcher une croissance significative de grains. 24. Procédé selon la revendication 17, caractérisé en ce qu'au moins environ 40% en volume de phase gamma prime non eutectique présente à la température de forgeage prévue est mise en solution. 25. Procédé pour forger des articles en superalliages à base de nickel moulés, cet alliage contenant plus d'environ 40% en volume de phase gamma prime, caractérisé en ce qu'il comprend les étapes de: a) compression isostatique à chaud d'articles pour boucher la porosité interne; b) traitement thermique de l'article de façon à mettre en solution au moins 40% en volume de matière de phase gamma prime non eutectique présente à la température de forgeage tout en retenant suffisamment de matière de phase gamma prime hors de la solution pour empêcher la croissance des grains; refroidissement lent de l'article à vitesse inférieure à environ 5,50C par heure jusqu'à une température qui est approximativement égale à la tempé- rature de forgeage prévue pour produire une structure gamma prime survieillie; c) forgeage isothermique de l'article en utilisant les matrices chauffées à une température inférieure à la température de début de mise en solution de la phase gamma prime non eutectique. 26. Procédé selon la revendication 19, caractérisé en ce que la température de forgeage se trouve à moins de C de la température de mise en solution de la phase gamma prime non eutectique et la vitesse de forgeage se situe entre environ 0,1- 1 cm/cm/min.