[go: up one dir, main page]

EP0863219B1 - Titanium aluminide usable at elevated temperatures - Google Patents

Titanium aluminide usable at elevated temperatures Download PDF

Info

Publication number
EP0863219B1
EP0863219B1 EP98400474A EP98400474A EP0863219B1 EP 0863219 B1 EP0863219 B1 EP 0863219B1 EP 98400474 A EP98400474 A EP 98400474A EP 98400474 A EP98400474 A EP 98400474A EP 0863219 B1 EP0863219 B1 EP 0863219B1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
alloy
alloys
niobium
spinning
ductility
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Lifetime
Application number
EP98400474A
Other languages
German (de)
French (fr)
Other versions
EP0863219A1 (en
Inventor
Marc Thomas
Michel Marty
Shigehisa Naka
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Office National dEtudes et de Recherches Aerospatiales ONERA
Original Assignee
Office National dEtudes et de Recherches Aerospatiales ONERA
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Office National dEtudes et de Recherches Aerospatiales ONERA filed Critical Office National dEtudes et de Recherches Aerospatiales ONERA
Publication of EP0863219A1 publication Critical patent/EP0863219A1/en
Application granted granted Critical
Publication of EP0863219B1 publication Critical patent/EP0863219B1/en
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Lifetime legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

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

Definitions

  • the invention relates to alloys formed mainly from titanium and aluminum, commonly called aluminides of titanium.
  • Titanium alloys are widely used in gas turbine engines, but their applications remain limited due to the temperatures of use which must not exceed 600 ° C, because beyond this temperature their mechanical resistance decreases rapidly. Over the past twenty years, a certain number of researches have been aimed at developing titanium alloys which can be used at higher temperatures thanks to an ordered structure which gives them increased resistance. These new alloys called titanium aluminides are mainly of the Ti 3 Al type (ordered phase ⁇ 2 ) and of the TiAl type (ordered phase ⁇ ). Another ambition of this research was to also be able to replace, at least partially, the nickel superalloys, which would result in a significant reduction in engine mass for the parts used at temperatures above which the titanium alloys can be used. . The main applications targeted by these new alloys relate to the HP compressor in turbomachinery. In addition, by being able to use a higher temperature, the compressor can operate with better efficiency, which has a favorable impact on the reduction in specific consumption.
  • titanium aluminides of the Ti 3 Al type characterized by a two-phase structure ⁇ 2 (ordered hexagonal) + ⁇ (cubic).
  • ⁇ 2 ordered hexagonal
  • ⁇ cubic
  • aluminum tends to stabilize the ⁇ 2 phase
  • other elements which may be present in particular niobium, vanadium, molybdenum and tantalum, tend to stabilize the ⁇ phase.
  • US-A-4 788 035 proposes to reduce the amount of niobium and to introduce tantalum, in particular with the composition Ti-23Al-7Ta-3Nb-1V, which leads to a particularly advantageous creep resistance.
  • the composition Ti-23Al-7Ta-3Nb-1V which leads to a particularly advantageous creep resistance.
  • no indication is given as to the ductility at room temperature.
  • None of the above alloys have a combination of strength and ductility both hot and cold, and creep resistance, sufficient to allow its use in gas turbines.
  • US-A-5,032,357 describes alloys having a niobium content greater than 18% and having an orthorhombic phase called O, an ordered phase corresponding to the intermetallic compounds Ti 2 AlNb. In this phase, a crystallographic site is occupied exclusively by Nb, instead of being indifferently occupied by Ti and by Nb in phase ⁇ 2 .
  • Phase O was observed over a wide range of atomic compositions ranging from Ti-25Al-12.5Nb to Ti-25Al-30Nb.
  • the alloys are two-phase ⁇ 0 + O and have microstructures similar to those of the alloys ⁇ + ⁇ 2 , although they are generally finer due to the kinetics of transformation. slower.
  • the phase ⁇ 0 here corresponds to the ordered structure of type B2 of the phase ⁇ .
  • the orthorhombic alloys are therefore divided into two groups: the single-phase alloys O which are close to the composition Ti 2 AlNb, and the two- phase alloys ⁇ 0 + O which are sub-stoichiometric in aluminum.
  • the category of single-phase O alloys such as the Ti-24.5Al-23.5Nb alloy is characterized by increased creep resistance.
  • the category of two-phase ⁇ 0 + O alloys such as the Ti-22Al-27Nb alloy is particularly illustrated by their high strength while retaining reasonable ductility. Consequently, according to a criterion of priority to creep or priority to mechanical strength, the use of the two alloys Ti-24.5Al-23.5Nb (O) and Ti-22Al-27Nb ( ⁇ 0 + O) was recommended. ).
  • US-A-5 205 984 also proposes to partially replace the niobium vanadium element for this new category of orthorhombic alloys. Quaternary alloys obtained do not seem to be of particular interest compared to ternary alloys, taking into account in particular the otherwise known harmful influence of vanadium on the resistance to oxidation.
  • ternary orthorhombic alloys have physical and mechanical characteristics which may limit their industrial development, such as fairly high density (5.3) due to the high content of niobium.
  • these alloys suffer a significant loss resistance by prolonged annealing.
  • An increase in annealing time of 1 to 4 hours at 815 ° C or use a second annealing of 100 hours at 760 ° C causes loss 300 MPa elastic limit for the Ti-22Al-27Nb alloy.
  • An object of the present invention is to produce titanium aluminides which have specific tensile and creep strengths greater than those of the previous alloys of categories Ti 3 Al and Ti 2 AlNb, which can be used at temperatures above 650 ° C and which have a satisfactory ductility at 20 ° C.
  • Another object of the present invention is to provide an alloy of the Ti 2 AlX type which has an excellent combination of tensile and creep resistance up to 650 ° C., and which at the same time exhibits significant deformability at 20 ° C to allow its manufacture and use.
  • the invention relates in particular to an alloy of the Ti 2 AlX type, containing in atomic% 0 to 1% of iron and 100 to 99% of an assembly composed as follows: Al 20 to 25% Nb 10 to 14% Your 1.4 to 5% Mo 2 to 4% Yes 0 to 0.5% Ti 100% complement.
  • the invention also relates to a process for transforming an alloy as defined above, comprising a spinning treatment at a temperature suitable for producing a single-phase structure resistant to creep, followed by annealing of at least four hours in the range of 800 to 920 ° C to produce a stable two-phase structure ⁇ 0 + O favorable for ductility.
  • a spinning operation creates an adiabatic heating of approximately 50 ° C.
  • the temperature suitable for producing the single-phase structure is at least equal to the transus temperature of the alloy lowered by approximately 50 ° C corresponding to this adiabatic heating.
  • the spinning treatment may be preceded by an isothermal forging treatment at a temperature below the ⁇ transus temperature of the alloy.
  • the invention also relates to a turbomachine part produced in an alloy as defined above, if necessary transformed by the method as defined above.
  • FIGS. 1 and 2 are diagrams comparing the properties of the alloys according to the invention to those of known alloys.
  • the examples below include the production of alloys arc melt or levitate as 200 g small ingots or 1.6 kg ingots.
  • This example relates to the known alloy Ti-22Al-27Nb mentioned above and aims to assess the effects of different types of thermomechanical treatments.
  • the transus was determined metallographically at 1040 ° C.
  • Two types of thermomechanical treatments have been compared on this alloy.
  • the first includes isothermal forging at a temperature of 980 ° C with a thickness reduction rate of 85%.
  • the second includes spinning at a temperature of 1100 ° C with a spinning ratio of 1: 9.
  • the heat treatment conditions recommended in the literature have been used, namely first of all solution in the single-phase field B2, in this case at 1065 ° C., followed by cooling to temperate air at a speed of 9 ° C / s.
  • the subsequent double annealing makes it possible to obtain a fine decomposition of the matrix according to the transformation ⁇ 0 ⁇ ⁇ 0 + O.
  • Table 1 gives the results of mechanical tensile tests at 20 ° C and 650 ° C, namely the stress in MPa for an elongation of 0.2%, the maximum stress in MPa and the total elongation in%.
  • the range of transformation by spinning leads to mechanical properties significantly superior to those resulting from the range of transformation by isothermal forging. If the respective elastic limits at 20 ° C and 650 ° C are relatively close for the two transformation ranges, which agrees well with an equivalent fineness of the microstructure, on the other hand, the ductility is as disappointing after forging as it is high after spinning.
  • Table 2 gives the creep results at 650 ° C. and 315 MPa, namely the times required to obtain a deformation of 0.2% and a deformation of 1%, and the creep rate.
  • the creep life at 650 ° C and 315 MPa of the alloy after spinning is 214 hours, while it is only 78 hours after forging, or about 3 times less, and this is good that the creep rates are comparable (Table 2).
  • the third row of table 1 corresponds to the best ductility result provided by the literature, obtained after a forging + spinning treatment sequence at 975 ° C, followed 1 hour solution at 1000 ° C, quenching at air and an annealing of 150 hours at 760 ° C.
  • the limit elastic at 20 ° C is equivalent to that obtained during present essays.
  • the elongation at temperature ambient is around 5%, or half of those obtained during these tests.
  • the experimental ingot had an aluminum content lower than the nominal value, about 21%, which can contribute in part to the gain in ductility.
  • the best results in the literature are obtained after a double annealing at 815 ° C and 760 ° C, the latter temperature being maintained for 100 hours (third row of table 2).
  • the amount of niobium has been reduced to 21% to reduce the density of the alloy in the area of titanium alloys existing in the industry.
  • the alloy of composition Ti-21Al-21Nb was spun at a temperature slightly higher than the transus, i.e. 1100 ° C, with a 1:16 spinning ratio.
  • the stabilization treatment which was performed is a 48 hour annealing at 800 ° C, knowing that according to the literature an annealing of 1 hour is insufficient to stabilize these ternary alloys.
  • all test specimens subjected to tensile and creep were previously annealed 48 hours at 800 ° C, unless otherwise indicated.
  • the tables 1 and 2 give respectively the traction results at 20 ° C and 650 ° C and the creep results at 650 ° C and 200 MPa.
  • a tensile test at room temperature has was carried out in the raw spinning state.
  • the annealing for 48 hours at 800 ° C makes lose around 200 MPa of elastic limit while the ductility increases by 2.3% to 8.6%.
  • These Ti-21Al-21Nb alloy results are quite fact comparable to that of Ti-22Al-27Nb, a decrease resistance and ductility, however, being felt at 650 ° C.
  • the creep results corroborate those of hot pull in the sense that the lower grade in niobium tends to reduce hot properties.
  • the processing conditions (spinning + heat treatment) developed in Examples 1 and 2 were applied on the one hand to the Ti-24Al-21Nb alloy, on the other hand to a quinary alloy obtained in replacing in it a part of the niobium with molybdenum and tantalum.
  • This modification aims to lighten the alloy not by incorporating a relatively light element such as vanadium, but by replacing part of the niobium with molybdenum with maintenance of the ⁇ -gene power.
  • tantalum which has the same ⁇ -gene power as niobium, has been added in small quantities to improve the hot properties at the cost of a slight sacrifice on density.
  • the Ti-24Al-11Nb-3Mo-1Ta alloy is thus compared to the Ti-24Al-21Nb alloy.
  • the quinary alloy still belongs to the category of Ti 2 AlNb alloys despite its relatively low niobium content. It can also be compared to the ⁇ 2 alloy mentioned above, from which it differs by the addition of molybdenum and tantalum.
  • the spinning temperature is varied (1100 and 980 ° C), for the same alloy as above and with the ratio 1:35.
  • the elastic limit at 20 and 650 ° C is not affected by spinning temperature, ductility cold, on the other hand, being greater after spinning at 980 ° C.
  • a 2-fold decrease in the minimum creep speed is obtained when the temperature spinning becomes higher than the transus temperature.
  • the spinning temperature is therefore necessarily higher than the transus temperature or at least in its vicinity immediate if priority is given to optimizing creep resistance.
  • This example shows the harmful influence of a treatment thermal homogenization before spinning. It is not a matter here to exclude any processing aimed at obtaining a structure homogeneous casting at the macroscopic scale. It's about rather to preserve the existence of concentration gradients microscopic chemicals that allow increase both the strength of the alloy and its ductility. This relative local chemical inhomogeneity is then translated after spinning by a structure composed of hard areas and soft areas nested within other. The influence of a homogenization heat treatment 50 hours at 1450 ° C under secondary vacuum was determined on the two alloys Ti-21Al-21Nb and Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo.
  • the spinning transformation range is unique in this sense that it alone has the advantage of keeping good ductility for alloys containing substantial quantities other refractory elements than niobium such than molybdenum or tantalum.
  • this range of transformation by spinning can be advantageously combined to an isothermal forging range for obtaining parts massive turbomachinery. Indeed, an isothermal forging performed before spinning turns out to be beneficial for subsequent mechanical properties because the structure is refined during prior forging. As it happens, this was carried out at a temperature of 980 ° C with a 75% reduction rate.
  • the new Ti 2 AlX alloys have ductilities which make them perfectly machinable with the usual processes used for titanium.
  • One of the remarkable results of these new alloys concerns the good reproducibility of the elongations at break, no test piece tested having ever shown any fragile break.
  • the new alloys also have resistance to density ratios which put them in competition not only with the previous alloys of the Ti 2 AlNb type but also with titanium alloys such as the IMI834 alloy or nickel alloys such as the INCO718 alloy. (or IN718).
  • FIG. 1 represents the elastic limit corrected by the density as a function of the test temperature for different alloys.
  • the alloys of the invention provide a marked improvement in the elastic limit / density ratio, of the order of 25% at 20 ° C and 50% at 650 ° C, compared to the alloys titanium type Ti 2 AlNb or IMI834.
  • FIG. 2 represents the creep stress corrected by the density as a function of the test temperature, on the basis of an elongation of 0.5% in 100 hours, for different alloys.
  • the alloys of the invention offer a very appreciable gain in temperature, of the order of 70 ° C., compared with the IMI834 alloy or the Super ⁇ 2 alloy.
  • niobium equivalent concentrations should preferably be for new alloys between 21 and 29%, i.e. 25 ⁇ 4%.
  • the niobium equivalent is not the only criterion to take into account to define the composition interval interesting. Indeed, too high contents in molybdenum (Ti-24Al-15Nb-10Mo alloy) or too low in niobium (Ti-24Al-4Nb-4Mo-1Ta alloy) lead to a significant fragility and are therefore not of interest particular. Consequently, niobium contents must be greater than 10%.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Forging (AREA)
  • Extrusion Of Metal (AREA)
  • Catalysts (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)
  • Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
  • Ceramic Products (AREA)
  • Manufacture And Refinement Of Metals (AREA)

Abstract

Novel Ti2AlX type alloy has the composition (in at.%) 20-25% Al, 10-14% Nb, 1.4-5% Ta, 2-4% Mo, 0-0.5% Si and balance Ti. Preferably, the alloy has the composition (in at.%) 21-23 (especially 22) % Al, 12-14 (especially 13) % Nb, 4-5 (especially 5) % Ta, 3% Mo and balance Ti. Also claimed is a transformation process for the above alloy, involving hot extrusion to produce a creep resistance single phase structure and then annealing for ≥ 4 hrs. at 800-920 degrees C to produce a ductile stable two-phase beta 0+O structure. Further claimed is a turbine part formed of the above alloy and having been transformed by the above process.

Description

L'invention concerne les alliages formés en majeure partie de titane et d'aluminium, couramment appelés aluminiures de titane.The invention relates to alloys formed mainly from titanium and aluminum, commonly called aluminides of titanium.

Les alliages de titane sont utilisés largement dans les moteurs à turbine à gaz, mais leurs applications restent limitées en raison des températures d'utilisation qui ne doivent pas dépasser 600 °C, car au-delà de cette température leur résistance mécanique diminue rapidement. Au cours des vingt dernières années, un certain nombre de recherches ont eu pour objectif de développer des alliages de titane utilisables à des températures plus élevées grâce à une structure ordonnée qui leur confère une résistance accrue. Ces nouveaux alliages appelés aluminiures de titane sont principalement du type Ti3Al (phase ordonnée α2) et du type TiAl (phase ordonnée γ). Une autre ambition de ces recherches était de pouvoir aussi remplacer, au moins partiellement, les superalliages de nickel, ce qui se traduirait par une réduction importante en masse des moteurs pour les parties utilisées à des températures au-delà desquelles les alliages de titane sont utilisables. Les principales applications visées par ces nouveaux alliages concernent le compresseur HP dans les turbomachines. De plus, en pouvant utiliser une température plus élevée, le compresseur peut fonctionner avec un meilleur rendement, ce qui a une incidence favorable sur la baisse de la consommation spécifique.Titanium alloys are widely used in gas turbine engines, but their applications remain limited due to the temperatures of use which must not exceed 600 ° C, because beyond this temperature their mechanical resistance decreases rapidly. Over the past twenty years, a certain number of researches have been aimed at developing titanium alloys which can be used at higher temperatures thanks to an ordered structure which gives them increased resistance. These new alloys called titanium aluminides are mainly of the Ti 3 Al type (ordered phase α 2 ) and of the TiAl type (ordered phase γ). Another ambition of this research was to also be able to replace, at least partially, the nickel superalloys, which would result in a significant reduction in engine mass for the parts used at temperatures above which the titanium alloys can be used. . The main applications targeted by these new alloys relate to the HP compressor in turbomachinery. In addition, by being able to use a higher temperature, the compressor can operate with better efficiency, which has a favorable impact on the reduction in specific consumption.

Les travaux ont porté notamment sur des aluminiures de titane du type Ti3Al, caractérisés par une structure biphasée α2 (hexagonale ordonnée) + β (cubique). Dans ces alliages, l'aluminium a tendance à stabiliser la phase α2, tandis que d'autres éléments qui peuvent être présents, notamment le niobium, le vanadium, le molybdène et le tantale, ont tendance à stabiliser la phase β. The work focused in particular on titanium aluminides of the Ti 3 Al type, characterized by a two-phase structure α 2 (ordered hexagonal) + β (cubic). In these alloys, aluminum tends to stabilize the α 2 phase, while other elements which may be present, in particular niobium, vanadium, molybdenum and tantalum, tend to stabilize the β phase.

US-A-4 292 077 étudie l'influence de la composition d'alliages ternaires Ti-Al-Nb sur leurs caractéristiques d'utilisation, et propose un alliage appelé α2 contenant 24 % d'aluminium et 11 % de niobium (Ti-24Al-11Nb selon la notation utilisée dans la suite; toutes les concentrations sont données ici en atomes, sauf indication contraire) comme offrant le meilleur compromis entre la résistance au fluage à température élevée, favorisée par l'aluminium, et la ductilité, favorisée par le niobium. Selon les Inventeurs du Brevet précité, le niobium peut être remplacé par du vanadium à hauteur de 4 %, ce qui permet d'alléger les alliages tout en conservant le même niveau de propriétés mécaniques, voire même en l'améliorant.US-A-4,292,077 studies the influence of the composition of ternary Ti-Al-Nb alloys on their characteristics of use, and proposes an alloy called α 2 containing 24% aluminum and 11% niobium (Ti -24Al-11Nb according to the notation used below; all concentrations are given here in atoms, unless otherwise indicated) as offering the best compromise between resistance to creep at high temperature, favored by aluminum, and ductility, favored by niobium. According to the inventors of the aforementioned patent, niobium can be replaced by vanadium up to 4%, which makes it possible to lighten the alloys while retaining the same level of mechanical properties, or even improving it.

Il a également été proposé d'améliorer le compromis résistance - ductilité en introduisant à la fois du molybdène et du vanadium, le premier de ces constituants augmentant à la fois la résistance à la traction et au fluage par rapport à l'alliage α2, et le second permettant de préserver la ductilité et d'alléger l'alliage. Ainsi, US-A-4 716 020 définit un alliage appelé Super α2 contenant 25 % d'aluminium, 10 % de niobium, 3 % de vanadium et 1 % de molybdène. Cet alliage présente cependant l'inconvénient majeur d'une faible ténacité. En outre, il se caractérise par certaines instabilités structurales qui lui font perdre sa ductilité lorsqu'il est soumis pendant plusieurs centaines d'heures à une température comprise dans l'intervalle 565-675 °C. US-A-4 788 035 propose de réduire la quantité de niobium et d'introduire du tantale, notamment avec la composition Ti-23Al-7Ta-3Nb-1V, ce qui conduit à une résistance au fluage particulièrement intéressante. Cependant, aucune indication n'est donnée quant à la ductilité à température ambiante.It has also been proposed to improve the strength-ductility compromise by introducing both molybdenum and vanadium, the first of these constituents increasing both the tensile and creep resistance compared to the alloy α 2 , and the second allowing to preserve the ductility and to lighten the alloy. Thus, US-A-4 716 020 defines an alloy called Super α 2 containing 25% aluminum, 10% niobium, 3% vanadium and 1% molybdenum. However, this alloy has the major drawback of low toughness. In addition, it is characterized by certain structural instabilities which make it lose its ductility when it is subjected for several hundred hours to a temperature in the range 565-675 ° C. US-A-4 788 035 proposes to reduce the amount of niobium and to introduce tantalum, in particular with the composition Ti-23Al-7Ta-3Nb-1V, which leads to a particularly advantageous creep resistance. However, no indication is given as to the ductility at room temperature.

Aucun des alliages ci-dessus ne possède une combinaison de résistance et de ductilité à chaud comme à froid, et de résistance au fluage, suffisante pour permettre son utilisation dans des turbines à gaz. None of the above alloys have a combination of strength and ductility both hot and cold, and creep resistance, sufficient to allow its use in gas turbines.

US-A-5 032 357 décrit des alliages ayant une teneur en niobium supérieure à 18 % et possédant une phase orthorhombique appelée O, phase ordonnée correspondant aux composés intermétalliques Ti2AlNb. Dans cette phase, un site cristallographique est occupé exclusivement par Nb, au lieu de l'être indifféremment par Ti et par Nb dans la phase α2.US-A-5,032,357 describes alloys having a niobium content greater than 18% and having an orthorhombic phase called O, an ordered phase corresponding to the intermetallic compounds Ti 2 AlNb. In this phase, a crystallographic site is occupied exclusively by Nb, instead of being indifferently occupied by Ti and by Nb in phase α 2 .

La phase O a été observée sur une large plage de compositions atomiques allant de Ti-25Al-12,5Nb à Ti-25Al-30Nb. Pour les teneurs inférieures en Al (entre 20 et 24 %), les alliages sont biphasés β0+O et possèdent des microstructures similaires à celles des alliages β+α2, bien qu'elles soient généralement plus fines en raison des cinétiques de transformation plus lentes. La phase β0 correspond ici à la structure ordonnée de type B2 de la phase β. Les alliages orthorhombiques se divisent donc en deux groupes: les alliages monophasés O qui sont proches de la composition Ti2AlNb, et les alliages biphasés β0+O qui sont sous-stoechiométriques en aluminium. La catégorie des alliages monophasés O tels que l'alliage Ti-24,5Al-23,5Nb se caractérise par une résistance accrue en fluage. La catégorie des alliages biphasés β0+O tels que l'alliage Ti-22Al-27Nb s'illustre plus particulièrement par leur haute résistance tout en conservant une ductilité raisonnable. En conséquence, suivant un critère de priorité au fluage ou de priorité à la résistance mécanique, on a préconisé l'utilisation des deux alliages Ti-24,5Al-23,5Nb (O) et Ti-22Al-27Nb (β0+O).Phase O was observed over a wide range of atomic compositions ranging from Ti-25Al-12.5Nb to Ti-25Al-30Nb. For the lower Al contents (between 20 and 24%), the alloys are two-phase β 0 + O and have microstructures similar to those of the alloys β + α 2 , although they are generally finer due to the kinetics of transformation. slower. The phase β 0 here corresponds to the ordered structure of type B2 of the phase β. The orthorhombic alloys are therefore divided into two groups: the single-phase alloys O which are close to the composition Ti 2 AlNb, and the two- phase alloys β 0 + O which are sub-stoichiometric in aluminum. The category of single-phase O alloys such as the Ti-24.5Al-23.5Nb alloy is characterized by increased creep resistance. The category of two-phase β 0 + O alloys such as the Ti-22Al-27Nb alloy is particularly illustrated by their high strength while retaining reasonable ductility. Consequently, according to a criterion of priority to creep or priority to mechanical strength, the use of the two alloys Ti-24.5Al-23.5Nb (O) and Ti-22Al-27Nb (β 0 + O) was recommended. ).

US-A-5 205 984 propose par ailleurs de substituer partiellement l'élément vanadium au niobium pour cette nouvelle catégorie d'alliages orthorhombiques. Les alliages quaternaires obtenus ne semblent pas présenter d'intérêt particulier par rapport aux alliages ternaires, compte tenu notamment de l'influence néfaste connue par ailleurs du vanadium sur la tenue à l'oxydation.US-A-5 205 984 also proposes to partially replace the niobium vanadium element for this new category of orthorhombic alloys. Quaternary alloys obtained do not seem to be of particular interest compared to ternary alloys, taking into account in particular the otherwise known harmful influence of vanadium on the resistance to oxidation.

Il s'avère que les alliages orthorhombiques ternaires présentent des caractéristiques physiques et mécaniques qui peuvent limiter leur développement industriel, telles qu'une densité assez élevée (5,3) en raison de la forte teneur en niobium. En outre, ces alliages subissent une perte accusée de résistance par recuit prolongé. Une augmentation de la durée de recuit de 1 à 4 heures à 815 °C ou bien l'utilisation d'un second recuit de 100 heures à 760 °C fait perdre 300 MPa de limite élastique à l'alliage Ti-22Al-27Nb. Enfin, le compromis est difficile à trouver entre la ductilité à froid et la résistance au fluage, que ce soit en agissant sur la composition de l'alliage ou sur les traitements thermiques à lui appliquer.It turns out that ternary orthorhombic alloys have physical and mechanical characteristics which may limit their industrial development, such as fairly high density (5.3) due to the high content of niobium. In addition, these alloys suffer a significant loss resistance by prolonged annealing. An increase in annealing time of 1 to 4 hours at 815 ° C or use a second annealing of 100 hours at 760 ° C causes loss 300 MPa elastic limit for the Ti-22Al-27Nb alloy. Finally, it is difficult to find a compromise between ductility at cold and creep resistance, whether acting on the composition of the alloy or on heat treatments to apply to it.

Un but de la présente invention est de réaliser des aluminiures de titane qui possèdent des résistances spécifiques en traction et fluage supérieures à celles des précédents alliages des catégories Ti3Al et Ti2AlNb, qui sont utilisables à des températures supérieures à 650 °C et qui ont une ductilité satisfaisante à 20 °C.An object of the present invention is to produce titanium aluminides which have specific tensile and creep strengths greater than those of the previous alloys of categories Ti 3 Al and Ti 2 AlNb, which can be used at temperatures above 650 ° C and which have a satisfactory ductility at 20 ° C.

Un autre but de la présente invention est de fournir un alliage du type Ti2AlX qui possède une excellente combinaison de résistance à la traction et au fluage jusqu'à 650 °C, et qui dans le même temps présente une déformabilité importante à 20 °C pour permettre sa fabrication et son utilisation.Another object of the present invention is to provide an alloy of the Ti 2 AlX type which has an excellent combination of tensile and creep resistance up to 650 ° C., and which at the same time exhibits significant deformability at 20 ° C to allow its manufacture and use.

Ces buts sont atteints d'une part grâce à des domaines étroits de compositions d'alliages, d'autre part grâce à un procédé de transformation permettant de tirer le meilleur parti de ces compositions d'alliages.These goals are achieved on the one hand through areas narrow alloy compositions, on the other hand thanks to a transformation process to get the best use of these alloy compositions.

L'invention vise notamment un alliage du type Ti2AlX, contenant en % atomique 0 à 1 % de fer et 100 à 99 % d'un ensemble composé comme suit: Al 20 à 25 % Nb 10 à 14 % Ta 1,4 à 5 % Mo 2 à 4 % Si 0 à 0,5 % Ti complément à 100 %. The invention relates in particular to an alloy of the Ti 2 AlX type, containing in atomic% 0 to 1% of iron and 100 to 99% of an assembly composed as follows: Al 20 to 25% Nb 10 to 14% Your 1.4 to 5% Mo 2 to 4% Yes 0 to 0.5% Ti 100% complement.

Des caractéristiques optionnelles de l'alliage selon l'invention, complémentaires ou alternatives, sont énoncées ci-après:

  • Il contient 21 à 31 % d'équivalent niobium en atomes. On obtient l'équivalent niobium en ajoutant à la quantité de niobium les quantités des autres éléments de l'alliage favorisant la phase β, affectées d'un coefficient correspondant au pouvoir β-gène des éléments considérés par rapport au niobium. Ainsi, Ta et Mo ayant respectivement des pouvoirs β-gènes égal à et triple de celui du niobium, 1 % de Ta et 1 de Mo représentent respectivement 1 et 3 % d'équivalent niobium.
  • Ledit ensemble est composé comme suit: Al 21 à 23 % Nb 12 à 14 % Ta 4 à 5 % Mo 3 % Ti complément à 100 %.
  • Ledit ensemble est composé comme suit: Al 22 % Nb 13 % Ta 5 % Mo 3 % Ti 57 %.
Optional characteristics of the alloy according to the invention, complementary or alternative, are set out below:
  • It contains 21 to 31% of niobium equivalent in atoms. The niobium equivalent is obtained by adding to the quantity of niobium the quantities of the other elements of the alloy favoring the β phase, affected by a coefficient corresponding to the β-gene power of the elements considered with respect to niobium. Thus, Ta and Mo respectively having β-gene powers equal to and triple that of niobium, 1% of Ta and 1 of Mo represent respectively 1 and 3% of niobium equivalent.
  • Said set is composed as follows: Al 21 to 23% Nb 12 to 14% Your 4 to 5% Mo 3% Ti 100% complement.
  • Said set is composed as follows: Al 22% Nb 13% Your 5% Mo 3% Ti 57%.

L'invention a également pour objet un procédé de transformation d'un alliage tel que défini ci-dessus, comprenant un traitement par filage à une température propre à produire une structure monophasée résistante en fluage, suivi d'un recuit d'au moins quatre heures dans l'intervalle de 800 à 920 °C pour produire une structure biphasée stable β0+O favorable pour la ductilité. Il faut signaler qu'une opération de filage crée un échauffement adiabatique d'environ 50°C. Ainsi, la température propre à produire la structure monophasée est au moins égale à la température de transus de l'alliage abaissée d'environ 50°C correspondant à cet échauffement adiabatique.The invention also relates to a process for transforming an alloy as defined above, comprising a spinning treatment at a temperature suitable for producing a single-phase structure resistant to creep, followed by annealing of at least four hours in the range of 800 to 920 ° C to produce a stable two-phase structure β 0 + O favorable for ductility. It should be noted that a spinning operation creates an adiabatic heating of approximately 50 ° C. Thus, the temperature suitable for producing the single-phase structure is at least equal to the transus temperature of the alloy lowered by approximately 50 ° C corresponding to this adiabatic heating.

Dans le procédé selon l'invention, le traitement de filage peut être précédé d'un traitement de forgeage isotherme à une température inférieure à la température de transus β de l'alliage.In the method according to the invention, the spinning treatment may be preceded by an isothermal forging treatment at a temperature below the β transus temperature of the alloy.

L'invention vise encore une pièce de turbomachine réalisée en un alliage tel que défini ci-dessus, le cas échéant transformé par le procédé tel que défini ci-dessus.The invention also relates to a turbomachine part produced in an alloy as defined above, if necessary transformed by the method as defined above.

Les caractéristiques et avantages de l'invention seront exposés plus en détail-dans la description ci-après, en se référant aux dessins annexés, sur lesquels les figures 1 et 2 sont des diagrammes comparant les propriétés des alliages selon l'invention à celles d'alliages connus.The characteristics and advantages of the invention will be described in more detail in the description below, in referring to the attached drawings, in which FIGS. 1 and 2 are diagrams comparing the properties of the alloys according to the invention to those of known alloys.

Les exemples ci-après comportent la réalisation d'alliages coulés par fusion à l'arc ou par lévitation sous forme de petits lingotins de 200 g ou de lingots de 1,6 kg.The examples below include the production of alloys arc melt or levitate as 200 g small ingots or 1.6 kg ingots.

Exemple 1Example 1

Cet exemple porte sur l'alliage connu Ti-22Al-27Nb mentionné ci-dessus et vise à évaluer les effets de différents types de traitements thermomécaniques.This example relates to the known alloy Ti-22Al-27Nb mentioned above and aims to assess the effects of different types of thermomechanical treatments.

Pour cet alliage, le transus a été déterminé métallographiquement à 1040 °C. Deux types de traitements thermomécaniques ont été comparés sur cet alliage. Le premier comprend un forgeage isotherme à une température de 980 °C avec un taux de réduction d'épaisseur de 85 %. Le second comprend un filage à une température de 1100 °C avec un rapport de filage de 1:9. Dans le cas du forgeage isotherme, on a utilisé des conditions de traitements thermiques préconisés dans la littérature, à savoir en premier lieu une mise en solution dans le domaine monophasé B2, en l'occurrence à 1065 °C, suivi d'un refroidissement à l'air tempéré à la vitesse de 9 °C/s. Le double recuit ultérieur permet d'obtenir une décomposition fine de la matrice suivant la transformation β0 → β0+O. Il comprend un recuit de 4 heures à 870 °C suivi d'un recuit de 100 heures à 650 °C. Ce même double recuit a été utilisé après filage pour comparer les deux gammes de transformation pour un même état de transformation de phase β0 → β0+O.For this alloy, the transus was determined metallographically at 1040 ° C. Two types of thermomechanical treatments have been compared on this alloy. The first includes isothermal forging at a temperature of 980 ° C with a thickness reduction rate of 85%. The second includes spinning at a temperature of 1100 ° C with a spinning ratio of 1: 9. In the case of isothermal forging, the heat treatment conditions recommended in the literature have been used, namely first of all solution in the single-phase field B2, in this case at 1065 ° C., followed by cooling to temperate air at a speed of 9 ° C / s. The subsequent double annealing makes it possible to obtain a fine decomposition of the matrix according to the transformation β 0 → β 0 + O. It includes a 4 hour anneal at 870 ° C followed by a 100 hour anneal at 650 ° C. This same double annealing was used after spinning to compare the two transformation ranges for the same phase transformation state β 0 → β 0 + O.

Le tableau 1 donne les résultats d'essais mécaniques en traction à 20 °C et à 650 °C, à savoir la contrainte en MPa pour un allongement de 0,2 %, la contrainte maximale en MPa et l'allongement total en %. La gamme de transformation par filage (second et cinquième rangs du tableau) conduit à des propriétés mécaniques sensiblement supérieures à celles résultant de la gamme de transformation par forgeage isotherme. Si les limites élastiques respectives à 20 °C et à 650 °C sont relativement proches pour les deux gammes de transformation, ce qui s'accorde bien avec une finesse équivalente de la microstructure, en revanche, la ductilité est aussi décevante après forgeage qu'elle est élevée après filage. Ex. Alliage Recuit Température (°C) R0.2% (MPa) RMax (MPa) ATot (%) 1 Ti-22Al-27Nb forgé 4 h 870 °C + 100 h 650 °C 20 932 959 0,67 Ti-22Al-27Nb filé 4 h 870 °C + 100 h 650 °C 20 995 1130 9,04 Ti-22Al-27Nb forgé filé 150 h 760 °C 20 976 1079 5,1 Ti-22Al-27Nb forgé 4 h 870 °C + 100 h 650 °C 650 729 827 3,96 Ti-22Al-27Nb filé 4 h 870 °C + 100 h 650 °C 650 740 845 8,43 Ti-22Al-27Nb 50 h 760 °C + 100 h 650 °C 650 800 945 10,7 2 Ti-21Al-21Nb néant 20 1241 1316 2,35 Ti-21Al-21Nb 48 h 800 °C 20 1017 1225 8,59 Ti-21Al-21Nb 48 h 800 °C 650 718 825 6,61 3 Ti-27Al-21Nb 48 h 800 °C 20 755 810 0,7 Ti-27Al-21Nb 48 h 800 °C 650 622 766 4,43 4 Ti-24Al-21Nb 48 h 800 °C 20 886 1017 4,64 Ti-24Al-11Nb-3Mo-1Ta 48 h 800 °C 20 1334 1436 1,86 Ti-24Al-21Nb 48 h 800 °C 650 670 795 5.52 Ti-24Al-11Nb-3Mo-1Ta 48 h 800 °C 650 1076 1137 0,98 5 Ti-22Al-11Nb-3Mo-1Ta 48 h 800 °C 20 1275 1362 1,4 Ti-22Al-11Nb-3Mo-1Ta 48 h 800 °C 650 884 967 2,54 6 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo 48 h 800 °C 20 1294 1443 3,69 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo 48 h 800 °C 650 1001 1053 1,63 7 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (rapport de filage 1:5) 20 1243 1390 3,82 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (rapport de filage 1:16) 20 1294 1443 3,69 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (rapport de filage 1:35) 20 1303 1411 2,11 8 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (T de filage 1100 °C) 20 1303 1411 2,11 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (T de filage 980 °C) 20 1279 1461 7,65 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (T de filage 1100 °C) 650 1031 1111 3,51 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (T de filage 980 °C) 650 1004 1087 2,82 9 Ti-22Al-14Nb-5Ta-2Mo 48 h 800 °C 20 1239 1408 3,79 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo 48 h 800 °C 20 1303 1411 2,11 Ti-22Al-12Nb-5Ta-4Mo 48 h 800 °C 20 1315 1444 3 Ti-22Al-14Nb-5Ta-2Mo 48 h 800 °C 650 958 1042 4,1 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo 48 h 800 °C 650 1031 1111 3,51 Ti-22Al-12Nb-5Ta-4Mo 48 h 800 °C 650 1037 1092 2,05 10 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo 48 h 800 °C 20 1303 1411 2,11 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo 24 h 815 °C + 100 h 760 °C 20 1284 1457 3,45 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo 4 h 920 °C 20 1228 1254 7,45 11 Ti-21Al-21Nb 20 1017 1225 8,59 Ti-21Al-21Nb (homogénéisé) 20 1002 1166 2,62 Ti-21Al-21Nb 650 718 825 6,61 Ti-21Al-21Nb (homogénéisé) 650 584 699 10,9 12 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (filé - recuit) 20 1303 1411 2,11 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (forgé - filé - recuit) 20 1373 1505 3,43 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (filé - recuit) 650 1031 1111 3,51 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (forgé - filé - recuit) 650 1081 1211 2,67 Table 1 gives the results of mechanical tensile tests at 20 ° C and 650 ° C, namely the stress in MPa for an elongation of 0.2%, the maximum stress in MPa and the total elongation in%. The range of transformation by spinning (second and fifth rows in the table) leads to mechanical properties significantly superior to those resulting from the range of transformation by isothermal forging. If the respective elastic limits at 20 ° C and 650 ° C are relatively close for the two transformation ranges, which agrees well with an equivalent fineness of the microstructure, on the other hand, the ductility is as disappointing after forging as it is high after spinning. Ex. Alloy Annealed Temperature (° C) R 0.2% (MPa) R Max (MPa) A Tot (%) 1 Ti-22Al-27Nb forged 4 h 870 ° C + 100 h 650 ° C 20 932 959 0.67 Ti-22Al-27Nb spun 4 h 870 ° C + 100 h 650 ° C 20 995 1130 9.04 Ti-22Al-27Nb forged spun 150 h 760 ° C 20 976 1079 5.1 Ti-22Al-27Nb forged 4 h 870 ° C + 100 h 650 ° C 650 729 827 3.96 Ti-22Al-27Nb spun 4 h 870 ° C + 100 h 650 ° C 650 740 845 8.43 Ti-22Al-27Nb 50 h 760 ° C + 100 h 650 ° C 650 800 945 10.7 2 Ti-21Al-21Nb nil 20 1241 1316 2.35 Ti-21Al-21Nb 48 h 800 ° C 20 1017 1225 8.59 Ti-21Al-21Nb 48 h 800 ° C 650 718 825 6.61 3 Ti-27Al-21Nb 48 h 800 ° C 20 755 810 0.7 Ti-27Al-21Nb 48 h 800 ° C 650 622 766 4.43 4 Ti-24Al-21Nb 48 h 800 ° C 20 886 1017 4.64 Ti-24Al-11Nb-3Mo-1Ta 48 h 800 ° C 20 1334 1436 1.86 Ti-24Al-21Nb 48 h 800 ° C 650 670 795 5.52 Ti-24Al-11Nb-3Mo-1Ta 48 h 800 ° C 650 1076 1137 0.98 5 Ti-22Al-11Nb-3Mo-1Ta 48 h 800 ° C 20 1275 1362 1.4 Ti-22Al-11Nb-3Mo-1Ta 48 h 800 ° C 650 884 967 2.54 6 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo 48 h 800 ° C 20 1294 1443 3.69 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo 48 h 800 ° C 650 1001 1053 1.63 7 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (1: 5 spinning ratio) 20 1243 1390 3.82 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (spinning ratio 1:16) 20 1294 1443 3.69 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (spinning ratio 1:35) 20 1303 1411 2.11 8 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (T wire 1100 ° C) 20 1303 1411 2.11 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (T wire 980 ° C) 20 1279 1461 7.65 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (T wire 1100 ° C) 650 1031 1111 3.51 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (T wire 980 ° C) 650 1004 1087 2.82 9 Ti-22Al-14Nb-5Ta-2Mo 48 h 800 ° C 20 1239 1408 3.79 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo 48 h 800 ° C 20 1303 1411 2.11 Ti-22Al-12Nb-5Ta-4Mo 48 h 800 ° C 20 1315 1444 3 Ti-22Al-14Nb-5Ta-2Mo 48 h 800 ° C 650 958 1042 4.1 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo 48 h 800 ° C 650 1031 1111 3.51 Ti-22Al-12Nb-5Ta-4Mo 48 h 800 ° C 650 1037 1092 2.05 10 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo 48 h 800 ° C 20 1303 1411 2.11 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo 24 h 815 ° C + 100 h 760 ° C 20 1284 1457 3.45 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo 4 h 920 ° C 20 1228 1254 7.45 11 Ti-21Al-21Nb 20 1017 1225 8.59 Ti-21Al-21Nb (homogenized) 20 1002 1166 2.62 Ti-21Al-21Nb 650 718 825 6.61 Ti-21Al-21Nb (homogenized) 650 584 699 10.9 12 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (spun - annealed) 20 1303 1411 2.11 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (forged - spun - annealed) 20 1373 1505 3.43 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (spun - annealed) 650 1031 1111 3.51 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (forged - spun - annealed) 650 1081 1211 2.67

Le tableau 2 donne les résultats de fluage à 650 °C et 315 MPa, à savoir les durées nécessaires pour obtenir une déformation de 0,2 % et une déformation de 1 %, et la vitesse de fluage. D'autre part, la durée de vie en fluage à 650 °C et 315 MPa de l'alliage après filage est de 214 heures, alors qu'elle est de seulement 78 heures après forgeage, soit environ 3 fois moins, et ceci bien que les vitesses de fluage soient comparables (tableau 2). Ex. Alliage Recuit Recuit Contrainte (MPa) t0.2% (h) t1% (h) Vitesse (10-8 s-1) 1 Ti-22Al-27Nb forgé 4 h 870 °C + 100 h 650 °C 315 2 37 4,2 Ti-22Al-27Nb filé 4 h 870 °C + 100 h 650 °C 315 3,5 36 5.5 Ti-22Al-27Nb 815 °C + 100 h 760 °C 315 6 2 Ti-21Al-21Nb 48 h 800 °C 200 5,5 148 1,1 3 Ti-27Al-21Nb 48 h 800 °C 315 30 695 0,35 4 Ti-24Al-11Nb-3Mo-1Ta 48 h 800 °C 315 38 1600 0,09 5 Ti-22Al-11Nb-3Mo-1Ta 48 h 800 °C 315 2 101 1,1 6 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo 48 h 800 °C 315 11 281 0,5 7 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (rapport de filage 1:16) 315 11 281 0,5 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (rapport de filage 1:35) 315 18 402 0,45 8 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (T de filage 1100 °C) 315 18 402 0,45 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (T de filage 980 °C) 315 6 151 0,9 9 Ti-22Al-14Nb-5Ta-2Mo 48 h 800 °C 315 3 85 1 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo 48 h 800 °C 315 18 402 0,45 Ti-22Al-12Nb-5Ta-4Mo 48 h 800 °C 315 8 181 0,42 11 Ti-21Al-21Nb 200 5,5 148 1,1 Ti-21Al-21Nb (homogénéisé) 200 1 24 5 12 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (filé - recuit) 315 18 402 0,45 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (forgé - filé - recuit) 315 23,5 0,09 Table 2 gives the creep results at 650 ° C. and 315 MPa, namely the times required to obtain a deformation of 0.2% and a deformation of 1%, and the creep rate. On the other hand, the creep life at 650 ° C and 315 MPa of the alloy after spinning is 214 hours, while it is only 78 hours after forging, or about 3 times less, and this is good that the creep rates are comparable (Table 2). Ex. Annealed Alloy Annealed Stress (MPa) t 0.2% (h) t 1% (h) Speed (10 -8 s -1 ) 1 Ti-22Al-27Nb forged 4 h 870 ° C + 100 h 650 ° C 315 2 37 4.2 Ti-22Al-27Nb spun 4 h 870 ° C + 100 h 650 ° C 315 3.5 36 5.5 Ti-22Al-27Nb 815 ° C + 100 h 760 ° C 315 6 2 Ti-21Al-21Nb 48 h 800 ° C 200 5.5 148 1.1 3 Ti-27Al-21Nb 48 h 800 ° C 315 30 695 0.35 4 Ti-24Al-11Nb-3Mo-1Ta 48 h 800 ° C 315 38 1600 0.09 5 Ti-22Al-11Nb-3Mo-1Ta 48 h 800 ° C 315 2 101 1.1 6 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo 48 h 800 ° C 315 11 281 0.5 7 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (spinning ratio 1:16) 315 11 281 0.5 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (spinning ratio 1:35) 315 18 402 0.45 8 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (T wire 1100 ° C) 315 18 402 0.45 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (T wire 980 ° C) 315 6 151 0.9 9 Ti-22Al-14Nb-5Ta-2Mo 48 h 800 ° C 315 3 85 1 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo 48 h 800 ° C 315 18 402 0.45 Ti-22Al-12Nb-5Ta-4Mo 48 h 800 ° C 315 8 181 0.42 11 Ti-21Al-21Nb 200 5.5 148 1.1 Ti-21Al-21Nb (homogenized) 200 1 24 5 12 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (spun - annealed) 315 18 402 0.45 Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo (forged - spun - annealed) 315 23.5 0.09

Le troisième rang du tableau 1 correspond au meilleur résultat en ductilité fourni par la littérature, obtenu après une séquence de traitement forgeage + filage à 975 °C, suivie d'une mise en solution de 1 heure à 1000 °C, d'une trempe à l'air et d'un recuit de 150 heures à 760 °C. La limite élastique à 20 °C est équivalente à celle obtenue lors des présents essais. En revanche, l'allongement à température ambiante est de l'ordre de 5 %, soit la moitié de ceux obtenus lors des présents essais. Il faut toutefois signaler que le lingot expérimental avait une teneur en aluminium inférieure à la valeur nominale, environ 21 %, ce qui peut contribuer en partie au gain de ductilité. En fluage, les meilleurs résultats de la littérature sont obtenus après un double recuit à 815 °C et à 760 °C, cette dernière température étant maintenue pendant 100 heures (troisième rang du tableau 2).The third row of table 1 corresponds to the best ductility result provided by the literature, obtained after a forging + spinning treatment sequence at 975 ° C, followed 1 hour solution at 1000 ° C, quenching at air and an annealing of 150 hours at 760 ° C. The limit elastic at 20 ° C is equivalent to that obtained during present essays. However, the elongation at temperature ambient is around 5%, or half of those obtained during these tests. However, it should be noted that the experimental ingot had an aluminum content lower than the nominal value, about 21%, which can contribute in part to the gain in ductility. In creep, the best results in the literature are obtained after a double annealing at 815 ° C and 760 ° C, the latter temperature being maintained for 100 hours (third row of table 2).

Exemple 2Example 2

Dans cet exemple, la quantité de niobium a été réduite à 21 % pour ramener la densité de l'alliage dans le domaine des alliages de titane existant dans l'industrie. L'alliage de composition Ti-21Al-21Nb a été filé à une température légèrement supérieure au transus, soit 1100 °C, avec un rapport de filage de 1:16. Le traitement de stabilisation qui a été effectué est un recuit de 48 heures à 800 °C, sachant que d'après la littérature un recuit de 1 heure est insuffisant pour stabiliser ces alliages ternaires. Dans la suite des exemples, toutes les éprouvettes soumises aux tests de traction et de fluage ont subi préalablement un recuit de 48 heures à 800 °C, sauf indication contraire. Les tableaux 1 et 2 donnent respectivement les résultats de traction à 20 °C et 650 °C et les résultats de fluage à 650 °C et 200 MPa. En outre, un essai de traction à température ambiante a été réalisé à l'état brut de filage. On observe ainsi que le recuit de 48 heures à 800 °C fait perdre environ 200 MPa de limite élastique alors que la ductilité augmente de 2,3 % à 8,6 %. Ces résultats de l'alliage Ti-21Al-21Nb sont tout à fait comparables à ceux de l'alliage Ti-22Al-27Nb, une baisse de résistance et de ductilité se faisant en revanche sentir à 650 °C. D'autre part, les résultats de fluage corroborent ceux de traction à chaud en ce sens que la plus faible teneur en niobium tend à réduire les propriétés à chaud. En effet, en fluage à 650 °C et 200 MPa, 5,5 heures sont nécessaires pour atteindre 0,2 % d'allongement, c'est-à-dire une durée du même ordre de grandeur que celle obtenue pour l'alliage Ti-22Al-27Nb avec une contrainte supérieure à la précédente et égale à 315 MPa.In this example, the amount of niobium has been reduced to 21% to reduce the density of the alloy in the area of titanium alloys existing in the industry. The alloy of composition Ti-21Al-21Nb was spun at a temperature slightly higher than the transus, i.e. 1100 ° C, with a 1:16 spinning ratio. The stabilization treatment which was performed is a 48 hour annealing at 800 ° C, knowing that according to the literature an annealing of 1 hour is insufficient to stabilize these ternary alloys. In the following examples, all test specimens subjected to tensile and creep were previously annealed 48 hours at 800 ° C, unless otherwise indicated. The tables 1 and 2 give respectively the traction results at 20 ° C and 650 ° C and the creep results at 650 ° C and 200 MPa. In addition, a tensile test at room temperature has was carried out in the raw spinning state. We thus observe that the annealing for 48 hours at 800 ° C makes lose around 200 MPa of elastic limit while the ductility increases by 2.3% to 8.6%. These Ti-21Al-21Nb alloy results are quite fact comparable to that of Ti-22Al-27Nb, a decrease resistance and ductility, however, being felt at 650 ° C. On the other hand, the creep results corroborate those of hot pull in the sense that the lower grade in niobium tends to reduce hot properties. Indeed, creep at 650 ° C and 200 MPa, 5.5 hours are required to reach 0.2% elongation, i.e. a duration of same order of magnitude as that obtained for the Ti-22Al-27Nb alloy with a constraint greater than the previous one and equal to 315 MPa.

Exemple 3Example 3

Dans le but également de diminuer la densité, on a essayé l'alliage Ti-27Al-21Nb dans les conditions indiquées dans l'exemple 2. Les résultats sont également donnés dans les tableaux 1 et 2. Le fait d'augmenter la teneur en aluminium de 21 à 27 % a pour effet de réduire considérablement la limite élastique à 20 °C, de l'ordre de 260 MPa. La perte ainsi occasionnée est de 44 MPa en moyenne pour chaque pour-cent d'aluminium supplémentaire. De même, la ductilité à 20 °C diminue très nettement lorsque la teneur en aluminium augmente de 21 à 27 %. Les propriétés de traction à chaud sont également plus faibles pour l'alliage le plus chargé en aluminium. En revanche, ce dernier alliage présente des caractéristiques en fluage nettement plus élevées que l'alliage Ti-21Al-21Nb. Le compromis ductilité à froid - résistance au fluage est particulièrement sensible à la teneur en aluminium. Il est donc nécessaire de trouver un équilibre entre ces deux propriétés, un compromis acceptable de résistance - ductilité - fluage étant vraisemblablement obtenu pour une teneur en aluminium intermédiaire, soit aux alentours de 24 %.In order also to decrease the density, we tried Ti-27Al-21Nb alloy under the conditions indicated in Example 2. The results are also given in the Tables 1 and 2. Increasing the aluminum content from 21 to 27% has the effect of considerably reducing the elastic limit at 20 ° C, of the order of 260 MPa. The loss thus caused is 44 MPa on average for each percent of additional aluminum. Likewise, ductility at 20 ° C decreases very clearly when the aluminum content increases from 21 to 27%. Hot tensile properties are also lower for the alloy with the highest load aluminum. However, this latter alloy has significantly higher creep characteristics than Ti-21Al-21Nb alloy. The cold ductility compromise - creep resistance is particularly sensitive to aluminum content. It is therefore necessary to find a balance between these two properties, an acceptable compromise of resistance - ductility - creep being probably obtained for an intermediate aluminum content, i.e. around 24%.

Exemple 4Example 4

Dans cet exemple, les conditions de transformation (filage + traitement thermique) mises au point dans les exemples 1 et 2 ont été appliquées d'une part à l'alliage Ti-24Al-21Nb, d'autre part à un alliage quinaire obtenu en remplaçant dans celui-ci une partie du niobium par du molybdène et du tantale. Cette modification vise à alléger l'alliage non pas en y incorporant un élément relativement léger tel que le vanadium, mais en remplaçant une partie du niobium par du molybdène avec maintien du pouvoir β-gène. En effet, pour conserver des microstructures comparables permettant d'apprécier les effets intrinsèques des éléments d'addition, on substitue 1 % Mo à 3 % Nb, étant donné que le rapport de pouvoir β-gène entre ces deux éléments est de 3 d'après les travaux antérieurs des Inventeurs. Par ailleurs, le tantale, qui possède le même pouvoir β-gène que le niobium, a été ajouté en petite quantité pour améliorer les propriétés à chaud au prix d'un léger sacrifice sur la densité. L'alliage Ti-24Al-11Nb-3Mo-1Ta est ainsi comparé à l'alliage Ti-24Al-21Nb. Compte tenu de sa teneur en équivalent niobium, l'alliage quinaire appartient toujours à la catégorie des alliages Ti2AlNb malgré sa teneur en niobium relativement faible. Il peut être également comparé à l'alliage α2 mentionné ci-dessus, dont il diffère par l'addition de molybdène et de tantale.In this example, the processing conditions (spinning + heat treatment) developed in Examples 1 and 2 were applied on the one hand to the Ti-24Al-21Nb alloy, on the other hand to a quinary alloy obtained in replacing in it a part of the niobium with molybdenum and tantalum. This modification aims to lighten the alloy not by incorporating a relatively light element such as vanadium, but by replacing part of the niobium with molybdenum with maintenance of the β-gene power. Indeed, to keep comparable microstructures allowing to appreciate the intrinsic effects of the elements of addition, one substitutes 1% Mo for 3% Nb, given that the power ratio β-gene between these two elements is 3 d after the previous work of the Inventors. In addition, tantalum, which has the same β-gene power as niobium, has been added in small quantities to improve the hot properties at the cost of a slight sacrifice on density. The Ti-24Al-11Nb-3Mo-1Ta alloy is thus compared to the Ti-24Al-21Nb alloy. Given its niobium equivalent content, the quinary alloy still belongs to the category of Ti 2 AlNb alloys despite its relatively low niobium content. It can also be compared to the α 2 alloy mentioned above, from which it differs by the addition of molybdenum and tantalum.

Les résultats donnés dans les tableaux 1 et 2 pour l'alliage Ti-24Al-21Nb sont calculés par interpolation à partir de ceux correspondant aux alliages Ti-21Al-21Nb et Ti-27Al-21Nb, en supposant que les valeurs varient linéairement en fonction de la teneur en aluminium. Dans ces conditions, le gain de résistance à 20 °C de l'alliage quinaire est considérable et supérieur à 400 MPa par rapport à l'alliage ternaire. La ductilité est en revanche plus faible mais demeure très acceptable avec un allongement de 1,9 % à température ambiante. En traction à chaud, le gain de limite élastique reste identique. Ainsi, la limite élastique à 650°C est même supérieure à celle obtenue à 20°C pour les alliages connus tels que l'alliage Super α2. Toutefois, la ductilité à 650°C chute à 1 %. Elle pourrait probablement être améliorée par une optimisation du traitement de recuit pour cet alliage. Dans le tableau 2, seuls sont donnés les résultats de fluage de l'alliage quinaire à 650°C et 315 MPa, qui révèlent des caractéristiques remarquables, bien au-delà de tous les résultats connus pour les alliages des catégories Ti3Al et Ti2AlNb. En effet, un allongement de 0,2 % est obtenu au bout de 38 heures contre 6 heures dans le cas de l'alliage Ti-22Al-27Nb. De plus, la vitesse de fluage secondaire est très faible et égale à 9 × 10-10s-1. Enfin, il est important de signaler que la densité de 4,8 de cet alliage est extrêmement attractive puisqu'elle est à peine supérieure à celle de l'alliage Super α2 (4,6), et inférieure de 9 % par rapport à celle de l'alliage Ti-22Al-27Nb.The results given in Tables 1 and 2 for the alloy Ti-24Al-21Nb are calculated by interpolation from those corresponding to the alloys Ti-21Al-21Nb and Ti-27Al-21Nb, assuming that the values vary linearly as a function aluminum content. Under these conditions, the resistance gain at 20 ° C. of the quinary alloy is considerable and greater than 400 MPa compared to the ternary alloy. Ductility is however lower but remains very acceptable with an elongation of 1.9% at room temperature. In hot traction, the elastic limit gain remains identical. Thus, the elastic limit at 650 ° C is even higher than that obtained at 20 ° C for known alloys such as the alloy Super α 2 . However, the ductility at 650 ° C drops to 1%. It could probably be improved by optimizing the annealing treatment for this alloy. In Table 2, only the results of creep of the quinary alloy at 650 ° C. and 315 MPa are given, which reveal remarkable characteristics, well beyond all the results known for alloys of the categories Ti 3 Al and Ti 2 AlNb. Indeed, an elongation of 0.2% is obtained after 38 hours against 6 hours in the case of the alloy Ti-22Al-27Nb. In addition, the secondary creep speed is very low and equal to 9 × 10 -10 s -1 . Finally, it is important to note that the density of 4.8 of this alloy is extremely attractive since it is barely higher than that of the alloy Super α 2 (4.6), and lower by 9% compared to that of the Ti-22Al-27Nb alloy.

Ces résultats de fluage sont très révélateurs de la sensibilité de cette propriété à la présence des éléments molybdène et tantale. Actuellement, il semble qu'une fraction allant jusqu'à 12 % de niobium puisse être remplacée par le molybdène et le tantale. La limitation à cet égard est illustrée par l'alliage Ti-24Al-4Nb-4Mo-1Ta qui se caractérise par une très grande fragilité à froid et une résistance à chaud médiocre. D'autre part, il n'est pas possible d'utiliser des alliages contenant une trop forte proportion d'éléments réfractaires Ta et Mo par rapport au niobium. Par exemple, des alliages tels que Ti-24Al-15Nb-10Mo sont cassants après filage et recuit et sont donc inutiles dans le présent contexte.These creep results are very revealing of the sensitivity of this property to the presence of the molybdenum elements and tantalum. Currently, it appears that a fraction ranging up to 12% niobium can be replaced by molybdenum and tantalum. The limitation in this regard is illustrated by the Ti-24Al-4Nb-4Mo-1Ta alloy which is characterized by a very high brittleness when cold and resistance when hot poor. On the other hand, it is not possible to use alloys containing too high a proportion of elements Ta and Mo refractories compared to niobium. For example, alloys such as Ti-24Al-15Nb-10Mo are brittle after spinning and annealing and are therefore unnecessary in the present context.

Exemple 5Example 5

Dans cet exemple, on a cherché à augmenter la ductilité de l'alliage quinaire, au prix d'un léger sacrifice sur les performances en fluage, en ramenant la teneur en aluminium à 22 %. Les résultats donnés dans les tableaux 1 et 2 montrent que la ductilité est sensiblement améliorée à 650 °C avec 2,5 % d'allongement, mais au détriment des caractéristiques de fluage qui s'avèrent beaucoup plus faibles puisqu'un allongement de 0,2 % est déjà atteint au bout de 2 heures. Ce résultat indique que la teneur en aluminium est extrêmement critique pour obtenir un bon compromis de propriétés.In this example, we sought to increase the ductility of the quinary alloy, at the cost of a slight sacrifice on creep performance, reducing the aluminum content to 22%. The results given in Tables 1 and 2 show that the ductility is significantly improved at 650 ° C with 2.5% elongation, but to the detriment of the characteristics creep which are much lower since a 0.2% elongation is already reached after 2 hours. This result indicates that the aluminum content is extremely critical to obtain a good compromise of properties.

Exemple 6Example 6

Afin d'améliorer le compromis de propriétés mécaniques de l'alliage quinaire, quelques ajustements de composition ont été effectués. L'addition des éléments β-gènes a été renforcée, en particulier le tantale, afin de maintenir les propriétés favorables à haute température, au détriment de la densité, et la teneur en aluminium a été diminuée pour favoriser la ductilité. Un alliage de composition Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo a été filé et recuit dans les mêmes conditions que les alliages précédents. Les propriétés mécaniques de cet alliage offrent le meilleur compromis de propriétés jusqu'à présent, avec notamment à température ambiante une limite élastique de près de 1300 MPa et une ductilité de 3,7 %. Les propriétés à chaud sont également très prometteuses avec, en fluage à 650 °C et 315 MPa, une durée de 11 heures pour atteindre 0,2 % d'allongement, ce qui est supérieur au résultat de l'alliage Ti-22Al-27Nb.In order to improve the compromise of mechanical properties of the quinary alloy, some compositional adjustments have been carried out. The addition of the β-gene elements has been reinforced, especially tantalum, in order to maintain the favorable properties at high temperature, to the detriment of the density, and the aluminum content has been decreased for promote ductility. An alloy of composition Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo was spun and annealed under the same conditions than the previous alloys. The mechanical properties of this alloy offer the best compromise of properties up to present, with in particular at room temperature a limit elastic of almost 1300 MPa and a ductility of 3.7%. The hot properties are also very promising with, in creep at 650 ° C and 315 MPa, a duration of 11 hours for reach 0.2% elongation, which is greater than result of the alloy Ti-22Al-27Nb.

Exemple 7Example 7

Dans cet exemple ont été expérimentés trois rapports de filage différents compris entre 5 et 35 sur le même alliage Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo, pour la même température de filage de 1100 °C et le même recuit. Il s'avère que la limite élastique à 20 °C est relativement insensible au rapport de filage, la ductilité étant dans tous les cas supérieure à 2 % % (tableau 1). Au vu des résultats de fluage (tableau 2), le rapport de filage le plus élevé apparaít le plus performant avec une durée de 18 heures pour atteindre 0,2 % d'allongement pour les mêmes conditions 650 °C et 315 MPa. Par ailleurs, il est important de signaler que si le rapport de filage de 1:5 s'avère suffisant dans le cas d'un petit lingotin pour obtenir un bon niveau de ductilité, il est en revanche probable qu'un lingot de plus grande taille et donc de structure plus grossière nécessite un rapport de filage supérieur.In this example, three reports of different wiring between 5 and 35 on the same alloy Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo, for the same spinning temperature of 1100 ° C and the same annealing. It turns out that the elastic limit at 20 ° C is relatively insensitive to the spinning ratio, the ductility being in all cases greater than 2%% (table 1). In view of the creep results (Table 2), the ratio of the highest spinning appears the most efficient with a duration of 18 hours to reach 0.2% elongation for the same conditions 650 ° C and 315 MPa. Furthermore, it is important to note that if the 1: 5 spinning ratio is sufficient in the case of a small ingot for get a good level of ductility however it is likely that a larger ingot and therefore coarser structure requires a spinning ratio superior.

Exemple 8Example 8

C'est cette fois la température de filage qu'on fait varier (1100 et 980 °C), pour le même alliage que précédemment et avec le rapport 1:35. La limite élastique à 20 et 650 °C n'est pas affectée par la température de filage, la ductilité à froid étant en revanche plus importante après filage à 980 °C. D'autre part, une diminution d'un facteur 2 de la vitesse de fluage minimale est obtenue lorsque la température de filage devient supérieure à la température de transus. La température de filage est donc nécessairement supérieure à la température de transus ou au moins dans son voisinage immédiat si on veut en priorité optimiser la tenue au fluage.This time the spinning temperature is varied (1100 and 980 ° C), for the same alloy as above and with the ratio 1:35. The elastic limit at 20 and 650 ° C is not affected by spinning temperature, ductility cold, on the other hand, being greater after spinning at 980 ° C. On the other hand, a 2-fold decrease in the minimum creep speed is obtained when the temperature spinning becomes higher than the transus temperature. The spinning temperature is therefore necessarily higher than the transus temperature or at least in its vicinity immediate if priority is given to optimizing creep resistance.

Exemple 9Example 9

Dans le but d'optimiser la composition de l'alliage, on a comparé trois alliages de compositions respectives Ti-22Al-12Nb-5Ta-4Mo, Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo et Ti-22Al-14Nb-5Ta-2Mo et de pouvoir β-gène légèrement différent, en réalisant le filage à 1100 °C avec le rapport 1:35. Dans les résultats des essais de traction à 20 °C, la diminution de la teneur en molybdène se traduit par une légère baisse de limite élastique, surtout entre 3 et 2 % Mo. A 650 °C, on constate également une légère baisse de limite élastique, qui s'accompagne cette fois d'une augmentation sensible des allongements. Le meilleur compromis résistance - ductilité est ainsi obtenu pour 3 % Mo. En fluage à 650 °C et 315 MPa, l'alliage contenant 3 % Mo est également le plus performant et constitue par conséquent l'alliage préféré.In order to optimize the composition of the alloy, we have compared three alloys of respective compositions Ti-22Al-12Nb-5Ta-4Mo, Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo and Ti-22Al-14Nb-5Ta-2Mo and of slightly different β-gene power, by performing the spinning at 1100 ° C with the 1:35 ratio. In the results of tensile tests at 20 ° C, the decrease in the content of molybdenum results in a slight drop in elastic limit, especially between 3 and 2% Mo. At 650 ° C, we also find a slight drop in elastic limit, which is accompanied by this time of a significant increase in elongations. The better resistance-ductility compromise is thus obtained for 3% Mo. In creep at 650 ° C and 315 MPa, the alloy containing 3% Mo is also the best performing and constitutes by therefore the preferred alloy.

Exemple 10Example 10

Pour obtenir un bon équilibre entre la résistance en traction et la ductilité, il est nécessaire de soumettre les alliages à un traitement thermique qui puisse faire précipiter la seconde phase dans des proportions données. Ceci est par exemple obtenu avec l'alliage Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo en chauffant à une température comprise entre 800 °C et 920 °C. Bien qu'il soit possible de traiter ces alliages à des températures supérieures, ceci n'est pas recommandé car l'on perdrait alors le bénéfice du fort corroyage réalisé par filage. En outre, ces traitements de recuit à relativement basse température ne nécessitent pas de vitesse critique de refroidissement, ce qui offre un intérêt d'un point de vue pratique et industriel. A titre d'exemple, le tableau 1 rassemble les résultats de traction à température ambiante pour quelques traitements thermiques. Ainsi, les paramètres temps et température de recuit permettent de moduler le niveau de limite élastique en fonction du niveau minimum d'allongement requis.To obtain a good balance between tensile strength and ductility, it is necessary to submit the alloys to a heat treatment which can precipitate the second phase in given proportions. This is by example obtained with the alloy Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo in heating at a temperature between 800 ° C and 920 ° C. Although it is possible to process these alloys at higher temperatures, this is not recommended as would then lose the benefit of the strong wrought-out produced by spinning. Furthermore, these annealing treatments at relatively low temperatures do not require a critical speed of cooling, which is interesting from a point of view practical and industrial. As an example, Table 1 collects traction results at room temperature for some heat treatments. So the parameters annealing time and temperature allow to modulate the elastic limit level as a function of the minimum level extension required.

Exemple 11Example 11

Cet exemple montre l'influence néfaste d'un traitement thermique d'homogénéisation avant filage. Il ne s'agit pas ici d'exclure tout traitement visant à obtenir une structure de coulée homogène à l'échelle macroscopique. Il s'agit plutôt de préserver l'existence de gradients de concentrations chimiques à l'échelle microscopique qui permettent d'accroítre à la fois la résistance de l'alliage et sa ductilité. Cette relative inhomogénéité chimique locale se traduit alors après filage par une structure composée de zones dures et de zones molles imbriquées les unes dans les autres. L'influence d'un traitement thermique d'homogénéisation de 50 heures à 1450 °C sous vide secondaire a été déterminée sur les deux alliages Ti-21Al-21Nb et Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo. Ces derniers ont ensuite été filés à 1100 °C avec un rapport de filage de 1:16, puis traités 48 heures à 800 °C, pour les comparer aux deux alliages n'ayant subi aucun traitement d'homogénéisation. Les résultats rassemblés dans les tableaux témoignent de l'influence très importante de ce traitement d'homogénéisation sur les propriétés mécaniques de l'alliage Ti-21Al-21Nb. Ce traitement préalable provoque après filage et recuit une baisse très importante de ductilité à 20 °C de 8,6 % à 2,6 %. Il occasionne également une perte de limite élastique entre 20 et 650 °C plus importante. Enfin, ce traitement a un effet néfaste sur le fluage puisque la vitesse de fluage est cinq fois plus élevée. L'influence la plus spectaculaire de ce traitement préalable est constatée avec l'alliage Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo, puisqu'il provoque une rupture prématurée de l'alliage bien avant d'atteindre le seuil de limite élastique en traction à 20 °C. This example shows the harmful influence of a treatment thermal homogenization before spinning. It is not a matter here to exclude any processing aimed at obtaining a structure homogeneous casting at the macroscopic scale. It's about rather to preserve the existence of concentration gradients microscopic chemicals that allow increase both the strength of the alloy and its ductility. This relative local chemical inhomogeneity is then translated after spinning by a structure composed of hard areas and soft areas nested within other. The influence of a homogenization heat treatment 50 hours at 1450 ° C under secondary vacuum was determined on the two alloys Ti-21Al-21Nb and Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo. These were then spun at 1100 ° C with a spinning ratio of 1:16, then treated 48 hours at 800 ° C, to compare them with the two alloys which have not undergone no homogenization treatment. The collected results in the tables testify to the very important influence of this homogenization treatment on the properties mechanics of the Ti-21Al-21Nb alloy. This preliminary treatment causes after spinning and anneals a very significant drop in ductility at 20 ° C from 8.6% to 2.6%. It also causes loss of elastic limit between 20 and 650 ° C more important. Finally, this treatment has a harmful effect on the creep since the creep speed is five times more high. The most spectacular influence of this treatment prior is noted with the alloy Ti-22Al-13Nb-5Ta-3Mo, since it causes a premature rupture of the alloy well before reaching the elastic limit threshold in tension at 20 ° C.

Exemple 12Example 12

La gamme de transformation par filage est unique en ce sens qu'elle seule possède l'avantage de conserver une bonne ductilité pour des alliages contenant en quantités substantielles d'autres éléments réfractaires que le niobium tels que le molybdène ou le tantale. Cependant, cette gamme de transformation par filage peut être avantageusement associée à une gamme de forgeage isotherme pour l'obtention de pièces massives de turbomachines. En effet, un forgeage isotherme effectué avant filage s'avère être bénéfique pour les propriétés mécaniques ultérieures car la structure est affinée au cours du forgeage préalable. En l'occurrence, celui-ci a été réalisé à une température de 980 °C avec un taux de réduction de 75 %. Les résultats des essais de traction et de fluage apparaissant dans les tableaux, qui comparent une séquence forgeage + filage + recuit et une séquence filage + recuit, révèlent qu'il est possible d'accroítre encore la résistance de l'alliage sans perte de ductilité. Cependant, la teneur en aluminium légèrement plus élevée (23 % Al) de l'alliage préalablement forgé peut expliquer en partie le gain obtenu sur la tenue au fluage; en revanche, elle ne peut pas rendre compte du gain de ductilité, un accroissement de la teneur en aluminium étant connu pour être favorable pour la tenue au fluage et défavorable pour la ductilité.The spinning transformation range is unique in this sense that it alone has the advantage of keeping good ductility for alloys containing substantial quantities other refractory elements than niobium such than molybdenum or tantalum. However, this range of transformation by spinning can be advantageously combined to an isothermal forging range for obtaining parts massive turbomachinery. Indeed, an isothermal forging performed before spinning turns out to be beneficial for subsequent mechanical properties because the structure is refined during prior forging. As it happens, this was carried out at a temperature of 980 ° C with a 75% reduction rate. The results of tension and creep appearing in the tables, which compare a forging + spinning + annealing sequence and a spinning + annealing sequence, reveal that it is possible to increase still the resistance of the alloy without loss of ductility. However, the aluminum content slightly more high (23% Al) of the previously forged alloy can partially explain the gain obtained on creep resistance; in however, it cannot account for the gain in ductility, an increase in the aluminum content being known to be favorable for creep resistance and unfavorable for ductility.

Les nouveaux alliages Ti2AlX possèdent des ductilités qui les rendent parfaitement usinables avec les procédés habituels utilisés pour le titane. Un des résultats remarquables de ces nouveaux alliages concerne la bonne reproductibilité des allongements à rupture, aucune éprouvette testée n'ayant jamais manifesté de rupture fragile. Les nouveaux alliages ont également des rapports résistance à densité qui les mettent en concurrence non seulement avec les précédents alliages du type Ti2AlNb mais également avec les alliages de titane tels que l'alliage IMI834 ou les alliages de nickel tels que l'alliage INCO718 (ou IN718). The new Ti 2 AlX alloys have ductilities which make them perfectly machinable with the usual processes used for titanium. One of the remarkable results of these new alloys concerns the good reproducibility of the elongations at break, no test piece tested having ever shown any fragile break. The new alloys also have resistance to density ratios which put them in competition not only with the previous alloys of the Ti 2 AlNb type but also with titanium alloys such as the IMI834 alloy or nickel alloys such as the INCO718 alloy. (or IN718).

Pour mieux comprendre l'intérêt des alliages selon l'invention, référence est faite aux dessins.To better understand the advantage of the alloys according to the invention, reference is made to the drawings.

La figure 1 représente la limite élastique corrigée par la densité en fonction de la température d'essai pour différents alliages. En référence à cette figure, il apparaít que les alliages de l'invention apportent une nette amélioration du rapport limite élastique/densité, de l'ordre de 25 % à 20 °C et de 50 % à 650 °C, par rapport aux alliages de titane de type Ti2AlNb ou IMI834.FIG. 1 represents the elastic limit corrected by the density as a function of the test temperature for different alloys. Referring to this figure, it appears that the alloys of the invention provide a marked improvement in the elastic limit / density ratio, of the order of 25% at 20 ° C and 50% at 650 ° C, compared to the alloys titanium type Ti 2 AlNb or IMI834.

La figure 2 représente la contrainte en fluage corrigée par la densité en fonction de la température d'essai, sur la base d'un allongement de 0,5 % en 100 heures, pour différents alliages. En référence à cette figure, les alliages de l'invention offrent un gain en température très appréciable, de l'ordre de 70 °C, par rapport à l'alliage IMI834 ou à l'alliage Super α2.FIG. 2 represents the creep stress corrected by the density as a function of the test temperature, on the basis of an elongation of 0.5% in 100 hours, for different alloys. With reference to this figure, the alloys of the invention offer a very appreciable gain in temperature, of the order of 70 ° C., compared with the IMI834 alloy or the Super α 2 alloy.

Etant donné que le molybdène et le tantale sont des éléments qui élèvent la densité, la somme Mo + Ta doit être maintenue à moins de 9 %. Elle doit être supérieure à 3,4 % pour obtenir un effet bénéfique sur les propriétés à chaud. D'autre part, les concentrations en équivalent niobium doivent préférablement se situer pour les nouveaux alliages entre 21 et 29 %, c'est-à-dire 25 ± 4 %. L'équivalent niobium n'est pas le seul critère à prendre en compte pour définir l'intervalle de compositions intéressant. En effet, des teneurs trop importantes en molybdène (alliage Ti-24Al-15Nb-10Mo) ou trop faibles en niobium (alliage Ti-24Al-4Nb-4Mo-1Ta) conduisent à une fragilité importante et ne sont donc pas d'un intérêt particulier. En conséquence, les teneurs en niobium doivent être supérieures à 10 %.Since molybdenum and tantalum are elements which raise the density, the sum Mo + Ta must be maintained less than 9%. It must be greater than 3.4% to obtain a beneficial effect on hot properties. On the other hand, niobium equivalent concentrations should preferably be for new alloys between 21 and 29%, i.e. 25 ± 4%. The niobium equivalent is not the only criterion to take into account to define the composition interval interesting. Indeed, too high contents in molybdenum (Ti-24Al-15Nb-10Mo alloy) or too low in niobium (Ti-24Al-4Nb-4Mo-1Ta alloy) lead to a significant fragility and are therefore not of interest particular. Consequently, niobium contents must be greater than 10%.

Claims (7)

  1. Alloy of the type Ti2AlX, containing in atomic % 0 to 1 % iron and 100 to 99 % of a combination composed as follows: Al 20 to 25 % Nb 10 to 14 % Ta 1,4 to 5 % Mo 2 to 4 % Si 0 to 0.5 % Ti complement to 100 %
  2. Alloy according to claim 1, characterized in that the atomic percentage of the niobium equivalent lies between 21 and 31 %, the atomic percentage of the niobium equivalent being equal to the sum of the atomic percentage of Nb, the atomic percentage of Ta and three times the atomic percentage of Mo contained in the alloy.
  3. Alloy according to either of claims 1 or 2, characterized in that the said combination is composed as follows: Al 21 to 23 % Nb 12 to 14 % Ta 4 to 5 % Mo 3 % Ti complement to 100 %
  4. Alloy according to claim 3, characterized in that the combination is composed as follows: Al 22 % Nb 13 % Ta 5 % Mo 3 % Ti 57 %
  5. Process for transforming an alloy according one of the preceding claims, comprising a treatment by extrusion at a temperature at least equal to the transus temperature of the alloy reduced by approximately 50°C, followed by an annealing of at least four hours within the interval 800 to 920°C so as to produce a stable β0+O biphase structure favourable for ductility.
  6. Process according to claim 5, characterized in that the extrusion treatment is preceded by an isothermal forging treatment at a temperature below the β transus temperature of the alloy.
  7. Turbine engine component made of an alloy according to one of claims 1 to 4, transformed where appropriate by the process according to either of claims 5 or 6.
EP98400474A 1997-03-05 1998-02-27 Titanium aluminide usable at elevated temperatures Expired - Lifetime EP0863219B1 (en)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
FR9702625 1997-03-05
FR9702625A FR2760469B1 (en) 1997-03-05 1997-03-05 TITANIUM ALUMINUM FOR USE AT HIGH TEMPERATURES

Publications (2)

Publication Number Publication Date
EP0863219A1 EP0863219A1 (en) 1998-09-09
EP0863219B1 true EP0863219B1 (en) 2001-11-28

Family

ID=9504442

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP98400474A Expired - Lifetime EP0863219B1 (en) 1997-03-05 1998-02-27 Titanium aluminide usable at elevated temperatures

Country Status (7)

Country Link
US (1) US6176949B1 (en)
EP (1) EP0863219B1 (en)
JP (1) JPH1121642A (en)
AT (1) ATE209706T1 (en)
CA (1) CA2230732C (en)
DE (1) DE69802595T2 (en)
FR (1) FR2760469B1 (en)

Families Citing this family (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003064434A (en) * 2001-08-21 2003-03-05 Daido Steel Co Ltd Ti BASED HEAT RESISTANT MATERIAL
US20040221929A1 (en) 2003-05-09 2004-11-11 Hebda John J. Processing of titanium-aluminum-vanadium alloys and products made thereby
US10053758B2 (en) 2010-01-22 2018-08-21 Ati Properties Llc Production of high strength titanium
US9255316B2 (en) 2010-07-19 2016-02-09 Ati Properties, Inc. Processing of α+β titanium alloys
US8613818B2 (en) 2010-09-15 2013-12-24 Ati Properties, Inc. Processing routes for titanium and titanium alloys
US10513755B2 (en) 2010-09-23 2019-12-24 Ati Properties Llc High strength alpha/beta titanium alloy fasteners and fastener stock
CN102212766B (en) * 2011-05-24 2012-10-03 哈尔滨工业大学 A thermal processing method for refining Ti2AlNb-based alloy grains
US8652400B2 (en) 2011-06-01 2014-02-18 Ati Properties, Inc. Thermo-mechanical processing of nickel-base alloys
CN104001845B (en) * 2013-02-25 2017-04-12 钢铁研究总院 Forging process method of Ti2AlNb alloy large-size disk parts
US9869003B2 (en) 2013-02-26 2018-01-16 Ati Properties Llc Methods for processing alloys
US9192981B2 (en) 2013-03-11 2015-11-24 Ati Properties, Inc. Thermomechanical processing of high strength non-magnetic corrosion resistant material
US9777361B2 (en) 2013-03-15 2017-10-03 Ati Properties Llc Thermomechanical processing of alpha-beta titanium alloys
US11111552B2 (en) 2013-11-12 2021-09-07 Ati Properties Llc Methods for processing metal alloys
CZ305941B6 (en) * 2014-12-17 2016-05-11 UJP PRAHA a.s. Titanium-based alloy and process of heat and mechanical treatment thereof
US10094003B2 (en) 2015-01-12 2018-10-09 Ati Properties Llc Titanium alloy
US10502252B2 (en) 2015-11-23 2019-12-10 Ati Properties Llc Processing of alpha-beta titanium alloys
CN107299250B (en) * 2017-05-26 2019-01-18 中国科学院金属研究所 As cast condition is tough Ti3Al intermetallic compound and its manufacturing method and application
CN110777311A (en) * 2019-12-10 2020-02-11 中国科学院金属研究所 Ti 2Stress-relief annealing heat treatment process of AlNb alloy member
CN112063945B (en) * 2020-08-28 2021-12-10 中国科学院金属研究所 A Heat Treatment Process for Improving Durability and Creep Properties of Ti2AlNb-Based Alloys
CN112725712B (en) * 2020-12-18 2021-09-14 北京钢研高纳科技股份有限公司 Selective laser melting of Ti2Heat treatment method of AlNb-based alloy and product prepared by heat treatment method

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4292077A (en) * 1979-07-25 1981-09-29 United Technologies Corporation Titanium alloys of the Ti3 Al type
US4788035A (en) * 1987-06-01 1988-11-29 General Electric Company Tri-titanium aluminide base alloys of improved strength and ductility
GB8718192D0 (en) * 1987-07-31 1987-09-09 Secr Defence Titanium alloys
DE3779314D1 (en) * 1987-08-27 1992-06-25 United Technologies Corp TITANIUM ALUMINUM ALLOYS CONTAINING NIOB, VANADIUM AND MOLYBDAEN.
US5417779A (en) * 1988-09-01 1995-05-23 United Technologies Corporation High ductility processing for alpha-two titanium materials
US5032357A (en) * 1989-03-20 1991-07-16 General Electric Company Tri-titanium aluminide alloys containing at least eighteen atom percent niobium
US5205984A (en) * 1991-10-21 1993-04-27 General Electric Company Orthorhombic titanium niobium aluminide with vanadium

Also Published As

Publication number Publication date
DE69802595D1 (en) 2002-01-10
JPH1121642A (en) 1999-01-26
ATE209706T1 (en) 2001-12-15
US6176949B1 (en) 2001-01-23
CA2230732C (en) 2007-05-08
CA2230732A1 (en) 1998-09-05
DE69802595T2 (en) 2002-07-18
FR2760469A1 (en) 1998-09-11
EP0863219A1 (en) 1998-09-09
FR2760469B1 (en) 1999-10-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP0863219B1 (en) Titanium aluminide usable at elevated temperatures
EP1840232B1 (en) Nickel-based alloy
JP4004163B2 (en) Ti2AlNb type titanium-based intermetallic alloy with high elastic limit and high creep resistance
EP2393951B1 (en) Method for producing a piece made from a superalloy based on nickel and corresponding piece
EP0971041B1 (en) Single crystal nickel-based superalloy with high solvus gamma prime phase
EP3007844B1 (en) Method for manufacturing a titanium-aluminium alloy part
CA1260293A (en) Monocristalline alloy with nickel based matrix
FR2462484A1 (en) TITANIUM ALLOY OF THE TI3AL TYPE
FR2949235A1 (en) SUPERALLIAGE NICKEL BASE AND COMPONENTS PRODUCED IN THIS SUPERALLIAGE
FR2936173A1 (en) PROCESS FOR THE PRODUCTION OF A TITANIUM PIECE WITH INITIAL FORGING IN THE BETA DOMAIN
FR2624882A1 (en) PROCESS FOR COATING TITANIUM ALLOY PARTS WITH DIFFUSED ALUMINUM
EP1211335B1 (en) Nickel based superalloy having a very high resistance to hot corrosion for single crystal turbine blades of industrial turbines
FR2701491A1 (en) Process for the manufacture of a plate made of improved aluminium alloy
FR2517329A1 (en) NICKEL-BASED SUPERALLIAGE HAVING OXIDATION RESISTANCE AND HIGH TEMPERATURE MECHANICAL PROPERTIES
WO2019058065A1 (en) Alloy turbine component comprising a max phase
EP1689904B1 (en) Refractory alloy and mineral wool production method
EP1211336B1 (en) Nickel based superalloy for single crystal turbine blades of industrial turbines having a high resistance to hot corrosion
FR2478128A1 (en) Nickel alloy for single crystal casting - contg. chromium, cobalt, titanium, aluminium, tungsten, niobium, tantalum, and carbon
FR2513269A1 (en) COMPOSITION AND THERMAL TREATMENT FOR ALLOY FOR MONOCRYSTALLINE MOLDINGS
WO2022200736A1 (en) Tial intermetallic casting alloy
EP1584697B1 (en) Titanium-aluminium alloy having high-temperature ductility
WO2023175266A1 (en) Nickel-based superalloy
WO2023111456A1 (en) Nickel-based alloy comprising tantalum
BE627603A (en)
BE466248A (en)

Legal Events

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

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009012

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AT CH DE FR GB LI

AX Request for extension of the european patent

Free format text: AL;LT;LV;MK;RO;SI

17P Request for examination filed

Effective date: 19980831

AKX Designation fees paid

Free format text: AT CH DE FR GB LI

RBV Designated contracting states (corrected)

Designated state(s): AT CH DE FR GB LI

17Q First examination report despatched

Effective date: 20000706

GRAG Despatch of communication of intention to grant

Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOS AGRA

GRAG Despatch of communication of intention to grant

Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOS AGRA

GRAH Despatch of communication of intention to grant a patent

Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOS IGRA

GRAH Despatch of communication of intention to grant a patent

Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOS IGRA

GRAA (expected) grant

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009210

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: B1

Designated state(s): AT CH DE FR GB LI

REF Corresponds to:

Ref document number: 209706

Country of ref document: AT

Date of ref document: 20011215

Kind code of ref document: T

REG Reference to a national code

Ref country code: CH

Ref legal event code: EP

REG Reference to a national code

Ref country code: CH

Ref legal event code: NV

Representative=s name: PATENTANWAELTE SCHAAD, BALASS, MENZL & PARTNER AG

GBT Gb: translation of ep patent filed (gb section 77(6)(a)/1977)

Effective date: 20011128

REG Reference to a national code

Ref country code: GB

Ref legal event code: IF02

REF Corresponds to:

Ref document number: 69802595

Country of ref document: DE

Date of ref document: 20020110

PLBE No opposition filed within time limit

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009261

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

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

26N No opposition filed
REG Reference to a national code

Ref country code: FR

Ref legal event code: CL

REG Reference to a national code

Ref country code: FR

Ref legal event code: PLFP

Year of fee payment: 19

REG Reference to a national code

Ref country code: FR

Ref legal event code: PLFP

Year of fee payment: 20

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

Ref country code: DE

Payment date: 20170119

Year of fee payment: 20

Ref country code: CH

Payment date: 20170125

Year of fee payment: 20

Ref country code: FR

Payment date: 20170124

Year of fee payment: 20

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

Ref country code: GB

Payment date: 20170124

Year of fee payment: 20

Ref country code: AT

Payment date: 20170120

Year of fee payment: 20

REG Reference to a national code

Ref country code: DE

Ref legal event code: R071

Ref document number: 69802595

Country of ref document: DE

REG Reference to a national code

Ref country code: CH

Ref legal event code: PL

REG Reference to a national code

Ref country code: GB

Ref legal event code: PE20

Expiry date: 20180226

REG Reference to a national code

Ref country code: AT

Ref legal event code: MK07

Ref document number: 209706

Country of ref document: AT

Kind code of ref document: T

Effective date: 20180227

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

Ref country code: GB

Free format text: LAPSE BECAUSE OF EXPIRATION OF PROTECTION

Effective date: 20180226