Note : Les descriptions sont présentées dans la langue officielle dans laquelle elles ont été soumises.
34nnll
L'invention est relative à des alliages lourds de
tungstène-nickel-fer à très hautes caractéristiques
mécaniques et à un procédé de fabrication desdits alliages.
L'homme de l'art sait que les matériaux destinés à
5la confection de masses d'équilibrage, d'éc:rans d'absorption
de vibrations et de rayonnements X, a, ~,(S, de projectiles
ayant une grande capacité de perforation doivent avoir une
masse spécifique relativement importante.
C'est pourquoi on recourt pour leur fabrication à
lOdes alliages dits "lourds" contenant principalement du
tungstène réparti de façon homogène dans une matrice
métallique formée généralement par des élements de liaison
tels que le nickel et le fer. Ces alliages ont le plus
souvent une teneur en tungstène en poids comprise entre 90
15et 98% et une densité de lS,6 à 18. Ils sont obtenus
essentiellement par la métallurgie des poudres, c'est-à-dire
que leurs composants sont mis en oeuvre à l'état pulvérulent,
comprimés pour leur conférer la forme appropriee, frittés
et stabilisés pour leur donner une tenue mécanique et
20éventuellement soumis à une opération de corroyage et de
traitement thermique pour qu'ils acquièrent des caractéris-
tiques mécaniques : résistance, allongement et dureté qui
conviennent à l'usage qui en sera fait.
L'enselgnement de tels alliages est donné par
25exemple par le brevet des Etals-Unis n~ 3 979 234 qui décrit
un procédé de fabrication d'a]liage de W-Ni-Fe dans lequel:
- on prépare un mélange homogène de poudres contenant
en poids 85-96~ W, le reste é1ant du nickel et du fer dans un
rapport pondéral Ni/Fe de 5,C) à 8,2;
30- on comprime le mélange sous forme de compactés;
- on fritte les compactés dans une atmosphère
réductrice à une température d'au moins 1200 C et au-dessous
de la température d'apparition d'une phase liquide pendant
une durée suffisante pour obtenir un produit ayant une
13400 11
1,~
densite d'au moins 95% de la densité theorique;
- on chauffe le produit à une temperature comprise
entre 0,1 et 20~(' au-dessus de la température d'apparition
d'une phase liquide penùant
/
l34nol:l
le temps suffisant pour faire apparaltre une phase liquide mais
insuffisante pour obtenir la déformation du produ-it
- on recuit SOUS vide le produi.t ent-re 7()0 e~ 20~C pendallt un temps
suffisant pour le dégazer
- on l'usine aux dimensions souhclitées, opération qui peut être précédée
par au moins une passe de corroyage pour en augmenter la résistance.
Dans ces conditions, on obtient, par exemple~ un produit présentant,
après un corroyage conduisant à une réduction de surface de 31 ~, une
résistance à la rupture RM de 1220 MPa, une ]imite élastique R 0,2 de
1180 MPa, un allongement A de 7,8 % et une dureté Rockwell C : HRc de
41.
Ces caractéristiqnes sont suffisantes pour certains usages mais, pour
des applications de plus haute sollicitation, elles s'avèrent très
15 nettement insuffisantes car des niveaux de r-ésistance à l.a rupturesupérieures à 1600 MPa et pouvant aller jusqu'à 2000 MPa sont maintenant
recherchés.
La présente invention a pour objet des alliages lourds de densité comprise
20 entre 15,6 et 18 contenant en p~ids entre 80 et- 99 ~/O de tungstène, ainsi
que du nickel et du fer dans un rapport pondéral Ni/Fe supérieur ou égal
à 1,5 et éventuellement d'autres éléments tels que le molybdène, le titane,
l'aluminium, le manganèse, le cobalt, le rhénium, qui présentent de très
hautes caractéristiques mécaniques et notamment une résistance à la rupture
25 au moins égale à 1400 MPa et pouvant aller jusqu'à 20no MPa pour un allongement
d'au m~ins 1~.
Selon l'invention~ ces alliages lourds sont caractérisés en ce qu'ils
présentent une structure où la phase ~ de tungstène a la forme d'ailes
de papillon avec des cellules de dislocation de dimensions comprises
30 entre 0,01 et 1 ~m et la phase ~ du liant R un libre parcours moyen
inférieur à 15 lum.
Il est connu de l'homme de l'art que les alliages tungstène-nickel-fer
ont une structure formée de nodules de tungstène pur plus ou moins
35 sphérodisés Atl frittage const;tuant la pha.se ~ , ces nodules étant
entourés par une phase ~ composée des trois éléments de l'alliage qui
joue le rôle de liant entre lesdit:s nodules.
La demanderesse a trouvé que pour développer de très hautes
. ,,~
3 l3lnoll
caractéristiques mécaniques, les alliages de tungstène devaient présenter
une structure particulière.
Ainsi, du point de vue morphologique, si on examine sur une éprouvette
obtenue à partir de ces alliages une surface transversale à la direction
de corroyage, on constate que :
- la phase ~ n'a plus une forme sphérodisée mais plutôt celle
d'ellipsoides accolés deux à deux au voisinage de l'une des extrémités
de leur grand axe de manière à former entre lesdits axes un angle aigu,
disposition plus communément appelée "ailes de papillon"
- la phase ~ de liant a un libre parcours moyen qui décroit au fur et
à mesure que la résistance à la rupture, notamment, augmente. Ainsi,
en-dessous de 15 ~um on atteint des valeurs supérieures à 1600 MPa.
On entend ici par libre parcours moyen, la moyenne des distances qui
dans une direction donnée sépare deux zones successives de phase ~ .
Du point de vue microstructure, par prélèvement de lames minces, on
constate la présence dans la phase ~ de cellules de dislocation de
dimensions comprises entre 0,01 et 1 lum qui vont décroissant à mesure
que les caractéristiques mécaniques augmentent. Suivant cette augmentation,
on observe également une désorientation de ces cellules les unes par
rapport aux autres. On pense que ce sont ces cellules qui confèrent à
ces alliages la plasticité nécessaire à leur déformation. De plus, l'examen
sur une éprouvette de la surfac,e parallèle à la direction de corroyage
fait apparaitre une texture fibreuse d'autant plus prononcée que les
caractéristiques mécaniques sont élevées. Ces fibres sont caractérisées
par une orientation particulière répondant, suivant les indices de Miller,
à la direction < 110 > pour les pôles ~ 110 > dans la partie centrale
de l'éprouvette.
Par ailleurs, l'accroissement des caractéristiques mécaniques au-delà
de 1500 MPa passe par une polygonisation de la phase
Complémentairement, se développe un réseau de précipitation de la phase
dans le domaine de contiguité des nodules de la phase ~ .
L'invention a également pour objet un procédé de fabrication d'alliages
1~40011
ayant une telle structure et dans lequel on peut régler à volonté la
valeur des caractéristiques mécaniques souhaitées et notamment atteindre
une résistance à la rupture voisine de 2000 MPa.
Pour y parvenir, elle a mis au point un traitement des alliages permettant
de favoriser la déformation plast:ique de la phase ~ sachant que celleci
est normalement fragile mais qu'elle a une haute limite élastique.
Ce procédé comporte les étapes déjà connues et consistant à :
- mettre en oeuvre des poudres de chaque élément de l'alliage, chacune
d'elles ayant un diamètre FISHER compris entre 1 et 15/um
- mélanger lesdites poudres dans des propor~:ions correspondant à la
composition de l'alliage souhaité
- comprimer lesdites poudres sous forme de compactés
- fritter les compactés entre 1490 et 1650~C pendant 2 à 5 heures
- traiter les compactés frittés sous vide entre 1000 et: 1300~C
- soumettre les compactés ainsi obtenus à au moins une passe de corroyage.
Mais ce qui le caractérise, c'est: que l'on fait subir aux compactés après
traitement sous vide au moins trois cycles d'opérations comprenant chacun
un corroyage suivi d'un traitement thermique.
Ainsi, l'invention consiste en une succession de cycles qui sont d'autant
plus nombreux que l'on veut att:eindre des structures correspondant aux
plus hautes valeurs des caractéristiques mécaniques.
Ainsi trois cycles permettent dl'atteindre une résistance à la rupture
comprise entre 1400 et 1450 MPa, tandis qu'au bout de quatre cycles on
avoisine des valeurs de 1850 MPa.
Chacun de ces cycles comporte dans l'ordre une étape de corroyage réalisée
par martelage, par exemple> de manière à développer un certain taux de
réduction de surface du compact-é fritté compris entre 10 et 50 ~ suivie
d'un traitement de recuit par passage dans un four chauffé à une
température inférieure à 1300CC sous une atmosphère inerte pendant 4
à 20 heures.
De préférence, au cours des deux premiers cycles, les taux de corroyage
sont plus faibles et les températures plus élevées qu'au cours des cycles
1~40011
ultérieurs.
Lors du quatrième cycle, le taux de corroyage convenable est atteint
en pratiquant au moins deux passes successives dans la marteleuse, par
exemple, avant d'effectuer le traitement thermique.
L'invention peut être illustrée à l'aide des planches de dessins ci-jointes
et qui représentent pour un alliage contenant en poids 93 ~/O de tungstène,
5 % de nickel et 2 % de fer :
- fig. 1,2,3, les structures sous un grossissement de 200 de coupes
transversales d'éprouvettes ayant respectivement une résistance à la
rupture de 1100, 1540 et 1850 MPa
- fig. 4,5,6, des microstructures de faciès de rupture en traction obtenues
à partir des mêmes éprouvettes sous des grossissements respectifs de
1000-1000-2600.
- fig. 7,8,9, des microstructure-, obtenues par observation au microscope
électronique de lames minces sous des grossissements respectifs de 35.000,
30.000 et 60.0001 mettant en évidence l'état spécifique de la phase
permettant d'atteindre les caractéristiques souhaitées.
Sur la figure 1, on observe en blanc la structure nodulaire de la phase
~ de tungstène et la phase ~ de liant dont le libre parcours moyen
est voisin de 20 lum.
Sur la figure 2, on constate ]a formation d'ailes de papillon tandis
que le libre parcours moyen s'abaisse aux environs de 10 à 14~um.
Sur la figure 3, la tendance constatée sur la figure 2 s'accentue et
le libre parcours moyen se situe clans la fourchette 3 à 7/um.
Sur la figure 4, la rupture de l"llliage est essentiellement internodulaire
et cupulaire au niveau de la phase ~ .
Sur les figures 5 et 6 correspondant à des éprouvettes de caractéristiques
supérieures à celles de la figure 4, on constate que le mode de rupture
global devient transnodulaire avec de rares initiations de rupture
internodulaires. Au niveau de la microstructure de la phase ~ des états
de sous structures sont développés.
Sur la figure 7, on remarque une structure de restauration avec des
cellules réarrangées de taille 0,'l à 0,8 ~um.
6 l~4nnll
Sur la figure 8, on observe l'~étape polygonisée, étape nécessaire au
passage aux plus hautes caractéristiques.
Sur la figure 9, on voit une structure typique des plus hautes
caractéristiques avec développement de microce].lules de dislocation de
0,05 à 0,01 lum.
L'invention peut être illustrée à l'aide de l'exemple d'application
suivant :
On a mélangé des poudres élémentaires de diamètre FISHER comprises entre
1,4 et 10 ~um de manière à obtenir un produit ayant: la composition en
poids suivante : W 93 % - Ni 5 ~/O - Fe 2 ~/O.
Après compression isostatique sous une pression de 230 MPa, les compactés
de diamètre 90 mm et de longueur 500 mm ont été frittés dans un four
à passage à une température de 1490~C pendant 5 heures puis maintenus
sous vide partiel pendant 25 heures dans un four chauffé entre 9O0 et
1300~C.
Les produits ainsi obtenus ont alors été traités suivant l'invention.
Les conditions particulières dans lesquelles ont: été effectués les cycles
ainsi que les caractéristiques mécaniques Rm (résistance à la rupture),
RO,2 (résistance à 0,2 % d'allongement), A (allongement) HV30 (dureté
Vickers) et HRc (dureté Rockwell) obtenues aux différents cycles de
traitement ont été rassemblés dans le tableau suivant :
7 l3lnoll
¦ N~cycle ¦ Taux de ¦ Traitement ¦ Rm en ¦ RpO,2 ¦ A~Jo ¦ Dureté ¦ Dureté
I I corroyage ¦ Thermi~ue ¦ MPa I MPa ¦ ¦ HV30 ¦ HRc
I ¦ % ¦ Temp. Duréel
I l ¦ en ~C en h.
1 1 10-20 1 11050 1 lO10 1 8 1 400 1 30
1 1- 1 700T 4-8 1110-0 1 1050 1 8 1 420 1 38
1200
2 1 10-151 1 1~30 1 1310 1 5 1 470 1 45
500/4-8 1 1150 1 lO00 1 20 1 380 1 38
1100
10 1 3 1 20-50 1 1 1400 1 1320 1 9 1 470 1 40
00/ 4-8 1 -145-0--r~ 400 1 -8 1 500 1 44
1 1000
4 1 40-601 1 1820 1 1800 1 5 1 530 1 48
30~50 1 1 1840 1 1830 1 4 1 540 1 49
~ --I 6-20 1 1850 1 1810 1 5 1 530 1 48
On constate donc que la résistance à la rupture augmente fortement quand
on augmente le nombre de cycles et que l'allongement demeure suffisant
?our permettre la transformation de l'alliage.
