EP3007844B1 - Procédé de fabrication d'une pièce en alliage en titane-aluminium - Google Patents

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EP3007844B1
EP3007844B1 EP14734884.1A EP14734884A EP3007844B1 EP 3007844 B1 EP3007844 B1 EP 3007844B1 EP 14734884 A EP14734884 A EP 14734884A EP 3007844 B1 EP3007844 B1 EP 3007844B1
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EP
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mpa
titanium
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aluminum
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Alain COURET
Jean-Philippe MONCHOUX
Marc Thomas
Thomas VOISIN
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Centre National de la Recherche Scientifique CNRS
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Office National dEtudes et de Recherches Aerospatiales ONERA
Centre National de la Recherche Scientifique CNRS
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Definitions

  • the present invention relates to the manufacture of a titanium-aluminum alloy (TiAl) for use as a structural material for the production of a part, for example in the aeronautical sector for the manufacture of turbine blades for aircraft or helicopter engines, or in the automobile field for the manufacture of valves.
  • TiAl titanium-aluminum alloy
  • a problem that arises in this type of industry is related to the quality of materials used in particular for the manufacture of parts exposed to very high temperature and pressure constraints.
  • TiAl alloys have been the subject of intensive research since the 1980s with the aim of replacing nickel-based monocrystalline superalloys used for over fifty years for turbine blades.
  • TiAl alloys have the advantage of having a density half that of superalloys. Their use improves engine performance, reduces structural load, reduces noise, saves fuel and reduces greenhouse gas emissions.
  • Today most engine manufacturers have integrated TiAl alloy turbine blades in their latest aircraft engines. Until now, all these blades have a chemical composition called GE type (46 to 48% aluminum, 2% niobium and 2% chromium, titanium balancing) and are developed by the foundry pathway, followed heat treatments.
  • the casting channel on GE alloys allows the manufacture of blades for low pressure stages of an aircraft engine.
  • a GE type alloy is creep efficient due to the presence of a predominantly or totally lamellar microstructure.
  • the incorporation into stages of more constrained and warmer engines through the manufacture of blades made of more efficient materials, especially more resistant to oxidation where the introduction in larger quantities of elements such as niobium and / or refractory elements such as tungsten. Since these alloys doped with refractory elements are characterized in the foundry by a poor ductility resulting from a high resistance, it is not currently possible to use such blades at other stages of an aircraft engine.
  • the microstructures of these TiAl alloys Due to a relatively complex equilibrium diagram, the microstructures of these TiAl alloys, which are determinant for the properties, are strongly dependent on the thermal history experienced by the alloy and the processing method used.
  • biphasic ( ⁇ + ⁇ 2 ), duplex ( ⁇ + lamellar) and lamellar microstructures are obtained.
  • the ⁇ phase is quadratic of L1 0 structure, the ⁇ phase being disordered hexagonal and the ordered ⁇ 2 hexagonal phase of DO 19 structure.
  • the lamellar structure is obtained during the cooling of grains ⁇ .
  • Solidification processes such as foundry or directed solidification allow the formation of columnar structures formed of elongate and lamellar grains with interfaces perpendicular to the longitudinal axis of the grains.
  • Research shows that the most efficient microstructures are microstructures whose crystallographic grains have a size of a few tens of microns and are formed either exclusively or in a large proportion of lamellar grains. It has also been demonstrated that a small-grain lamellar microstructure obtained by a succession of heat treatments has a good mechanical strength and a ductility of the order of 5%, which is quite exceptional.
  • Alloys containing niobium (called TNB: Ti-45Al- (5-10) Nb) were then developed, more particularly in connection with the forging process or for the manufacture of thin sheets.
  • TNB Ti-45Al- (5-10) Nb
  • the best creep results were obtained for extruded alloys containing carbon.
  • the creep rate is 6.10 -9 s -1 at 500 MPa at 700 ° C., but the ductility of these alloys is on average 0.69%, with samples breaking at 0.34% deformation (Strength properties hardened high niobium containing titanium aluminide alloy, PAUL J, OEHRING M, HOPPE R, CALL F, Gamma Titanium Aluminides 2003, 403, TMS, 2003 ).
  • ABB type US5,286,443 and US 5,207,982 and G4 alloys ( FR-2,732,038 ).
  • ABB type alloys contain 2% by weight of tungsten and less than 0.5% of silicon and boron.
  • One of the alloys of the ABB family of composition Ti-47Al-2W-0,5Si has been studied in detail. It has a fine microstructure formed of lamellar grains, feather structures and ⁇ zones and excellent resistance to creep but a very limited ductility.
  • G4-type alloys contain 1% by weight of tungsten, 1% by weight of rhenium and 0.2% of silicon. These alloys exhibit excellent creep performance, as well as a reasonable ductility of 1.2% at 20 ° C.
  • the strong interest of these alloys G4 comes from the fact that their mechanical properties are optimal in a simple structural state without homogenization treatment at very high temperature, unlike ABB type alloys.
  • Line 7 of Table 1 gives the properties of alloys obtained by directed solidification: their microstructure is formed of elongated lamellar grains in the direction of solidification and with the interface planes parallel to this same direction.
  • the Ti-46Al-1 Mo-0.5Si composition alloy has an elongation at break of more than 25% at room temperature and a creep resistance of 3.5.10 -10 s -1 at 750 ° C and 240 MPa .
  • ARCAM powder metallurgy
  • SPS synchronization for Spark Plasma Sintering
  • French flash sintering a technique that allows like the SPS (acronym for Spark Plasma Sintering, called in French flash sintering) to give a complex shape to the part.
  • Tensile test results show a ductility of the order of 1.2% and a yield strength of the order of 350 MPa, for GE-type alloys densified by this process.
  • a disadvantage related to this route is a loss of aluminum (typically 2 at% Al) during melting while the aluminum concentration is very critical for the properties.
  • the implementation of this method also requires a vacuum chamber, which results in a high industrial cost.
  • the present invention aims to overcome the disadvantages of the prior art. Its purpose is in particular to provide the means for producing a part exhibiting advantageous mechanical properties making it possible in particular to meet the needs of engine manufacturers for aeronautics by having a yield point of about 400 MPa at 0.2% ambient temperature at 0.2%. and an elongation at break of the order of 1.5%, and creep at 700 ° C - 300 MPa and at 750 ° C - 200 MPa, a time before rupture of at least 400 hours.
  • the present invention aims to provide a part with excellent properties including the point of view of the ductility at room temperature and the hot resistance.
  • the term "piece” here means any product obtained by the present invention and intended to be used subsequently as a blank for a mechanical part, as a mechanical part (turbine blade, valve, etc.) or part of mechanical part (valve head, ...) or several mechanical parts (realization of several blades or valves or any set of mechanical parts, including complex mechanical parts).
  • a pellet, a block, a bar or any other basic element that can be used for machining a mechanical component are here also considered to be one piece.
  • the method according to the invention is also intended to obtain a part having a high homogeneity of microstructures and therefore excellent reproducibility of mechanical properties.
  • the present invention will provide a method characterized by a low cost and robustness of the means for its implementation.
  • the method according to the invention will also advantageously offer a high speed of elaboration and will allow the manufacture of the part without subsequent heat treatment, thus offering the possibility of directly manufacturing blade preforms and thus limiting the machining.
  • the present invention therefore proposes to combine in a completely novel manner a titanium-aluminum alloy, having a particular chemical composition, with a flash sintering (or SPS) manufacturing process.
  • a flash sintering (or SPS) manufacturing process is a process that makes it possible to obtain parts with mechanical characteristics that largely meet the requirements of the engine manufacturers in the aeronautical industry.
  • the chemical composition of the material used in the process according to the invention is based on elements which are relatively inexpensive such as tungsten.
  • the TiAl alloys conventionally manufactured by the foundry process are much less efficient in terms of the ductility / creep resistance compromise and the reproducibility of the microstructures than the alloys obtained by a process according to the present invention.
  • this path (foundry) requires to apply to the alloys heat treatments and material machining more important than for the SPS channel.
  • the use of the powder metallurgy (PW) pathway associated with that of flash sintering makes it possible here to refine and homogenize the microstructures for the alloys selected by the present invention and allows them to be used at the highest temperatures in the field. 'use.
  • the electric current can pass directly into the powder material and / or into the tooling and thus causes an increase in the temperature of the material.
  • the metal alloy part (PF) obtained at the end of the process according to the invention contains heavy elements in an amount of less than 5 atomic% and boron in a very small amount (0.05 to 1.5 atomic%), which makes it possible to obtain a lamellar microstructure with small grains resistant to creep.
  • Another advantage of the present invention lies in the fact that it is not it is not necessary to systematically obtain low-aluminum grades to, for example, promote ⁇ -solidification, since the alloy obtained at the end of the process contains boron in order to obtain a fine microstructure with equiaxed grains. An originality compared to existing alloys is thus to be able to offer a rich aluminum grade which also has an interest in ductility and resistance to oxidation.
  • the chemical composition-densification coupling by Spark Plasma Sintering makes it possible to obtain an alloy having a particular microstructure with exceptional mechanical properties. It is formed of small lamellar grains, surrounded by peripheral ⁇ zones. It is the combination of this method with the claimed chemical composition that makes it possible to obtain a piece with qualities far superior to those of the alloy parts of the prior art. In fact, a part with the same chemical composition as the one claimed but which would be produced by powder metallurgy (PW) in combination with the conventional hot isostatic compaction (DUC) process would not have exceptional properties. which confirms the original character obtained thanks to the method according to the invention.
  • PW powder metallurgy
  • DUC hot isostatic compaction
  • the method thus defined according to the present invention makes it possible to limit the magnification of the grains, to obtain a thin lamellar microstructure, to have a ⁇ phase intrinsically resistant to heat and at ambient temperature, to have good reproducibility of the mechanical properties as well as a very good compromise between ductility at room temperature and resistance to creep at high temperature.
  • the material used in the context of the process according to the invention has the following composition in atomic percentage: 49.92% of titanium, 48.00% of aluminum, 2.00% of tungsten, 0.08% boron.
  • a pressure of between 80 and 120 MPa is applied during step b).
  • the pressure increases gradually during step b) over a period of less than 5 minutes.
  • the temperature increases from 80 to 120 ° C / min.
  • step c the temperature is maintained at the plateau for two minutes.
  • the method according to the present invention is particularly advantageously used for the manufacture of a turbine blade preform and / or a turbocharger turbine wheel and / or a valve (or at least one valve head) and / or a piston pin.
  • Alloys of small-grain lamellar structure are thus obtained by a simple SPS cycle according to the present invention.
  • the SPS cycle used in the context of the invention is based on the process described in the international application WO 2012/131625 wherein a uniaxial pressure is applied, directly or via force transmission parts, by means of at least two pistons (P1, P2) sliding towards one another inside a matrix, said pistons and / or said force transmission parts having bearing surfaces in contact with the constituent material and cooperating with each other to define the shape of the part to be manufactured.
  • P1, P2 pistons sliding towards one another inside a matrix
  • said pistons and / or said force transmission parts having bearing surfaces in contact with the constituent material and cooperating with each other to define the shape of the part to be manufactured.
  • the device has the advantage of allowing the manufacture of complex shaped metal parts. However, it is possible to envisage using a different device allowing the implementation of an SPS method for the implementation of the present invention.
  • the rise in temperature can be obtained by direct passage of the current in the powder material or by passing the current in the matrix which exchanges the heat with the powder material. After about 2 minutes of maintaining the bearing temperature (1355 ° C), the pressure and the heating are cut off. In less than 30 minutes, the densification test is complete and the sample available. It should be noted that figure 1 illustrates in particular measured temperatures that are lower than the core temperature of the material but the temperature difference between the measured temperature and the temperature in the material is known because it can be calibrated.
  • the alloy constituting the part obtained has a microstructure illustrated on the Figure 2 which presents images in scanning electron microscopy at different magnifications. It is formed of lamellar grains surrounded by ⁇ -phase peripheral zones containing phase B2 precipitates, with a strong white contrast. The lamellar grains have an average size of 30 ⁇ m. The peripheral ⁇ zones are elongated (a few microns). In the lamellar zones, we observe low contrast ribbons (noted BO on the figure 2d ) which are borides.
  • the Figure 3 presents the same area observed under the microscope at scanning and transmission electron microscope.
  • the lamellar zones generally have a classic appearance: they are formed of lamellae of average width 0.15 ⁇ m and separated by very straight interfaces. The proportion of ⁇ 2 phase in these lamellar zones is about 10%.
  • the Figure 4 shows in detail a peripheral zone, where one observes the extension of the ⁇ phase in the joints between lamellar grains.
  • the Figure 5 shows local analyzes of chemical composition by EDS-MEB. It is measured that the tungsten is distributed fairly homogeneously in all phases, which is quite unexpected because the B2 and ⁇ 2 phases are supposed to accept larger proportions.
  • the Figures 6 and 7 illustrate the exceptional mechanical properties of this alloy by showing tensile curves at room temperature and creep curves at 700 ° C at 300 MPa.
  • two curves obtained for samples extracted from different SPS pellets were represented.
  • the second test was stopped at 1.5% in order to study the microstructure of deformation by electron microscopy and to try to explain the good creep behavior.
  • the superposition of the curves illustrates the high reproducibility of the mechanical properties of the samples obtained by the SPS process.
  • the tensile curve at room temperature gives: elongation at break of 1.6%, a yield strength of 496 MPa and a breaking strength of 646 MPa. In creep at 700 ° C.
  • the secondary velocity is 3.7 10 -9 s -1 and the duration before rupture is 4076 hours, which is exceptional.
  • the creep rate at 750 ° C. was measured. It is 2.3 10 -9 s -1 at 120 MPa and 5.8 10 -9 s -1 at 200 MPa, values which confirm the excellent creep resistance of the parts obtained according to the present invention.
  • the ductility obtained could be explained by: i) the presence of peripheral ⁇ zones that accept a fairly large amount of deformation, ii) the characteristics of the lamellar zones (fairly large lamella size) which are also deformable and iii) the small size lamellar grains which limit the formation of internally constraining stacks causing rupture.
  • the exceptional resistance to creep could be explained by the resistance of the lamellar structure and the good dispersion of tungsten in the matrix ⁇ which is deformed. It seems that the characteristic dimensions of the microstructure obtained at the end of the process according to the invention, namely the size of the grains and the width of the lamellae, are close to the ideal so that at the same time the dislocations do not move. not too easily by involving diffusion and that there are enough interfaces and grain boundaries to hinder the movement of dislocations.
  • a metal alloy part could be manufactured.
  • This part had characteristics going beyond the characteristics corresponding to the aforementioned requirements for turbine blades of an aircraft engine (elastic limit of about 400 MPa at 0.2% at room temperature and an elongation at break of the order of 1.5%, and creep at 700 ° C - 300 MPa and at 750 ° C - 200 MPa, a break-up time of at least 400 hours) and even largely fulfilled all required specifications.

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Description

  • La présente invention concerne la fabrication d'un alliage en titane-aluminium (TiAl) en vue de son utilisation comme matériau de structure pour la réalisation d'une pièce, par exemple dans le secteur aéronautique pour la fabrication d'aubes de turbine pour des moteurs d'avion ou d'hélicoptère, ou bien dans le domaine automobile pour la fabrication de soupapes.
  • Un problème qui se pose dans ce type d'industrie est lié à la qualité des matériaux utilisés notamment pour la fabrication des pièces exposées à de très fortes contraintes de température et de pression.
  • Les alliages TiAl sont l'objet de recherches intensives depuis les années 80 dans le but de remplacer les superalliages monocristallins à base nickel utilisés depuis plus de cinquante ans pour les aubes de turbine. Les alliages TiAl ont l'avantage d'avoir une densité moitié moindre que celle des superalliages. Leur utilisation permet l'amélioration du rendement des moteurs, l'allègement des structures, la réduction des émissions sonores, des économies de carburant et la diminution des émissions de gaz à effet de serre. Aujourd'hui la plupart des motoristes ont intégré des aubes de turbine en alliage TiAl dans leurs derniers moteurs d'avion. Jusqu'à présent, toutes ces aubes ont une composition chimique dite de type GE (46 à 48 % d'aluminium, 2 % de niobium et 2 % de chrome, le titane faisant la balance) et sont élaborées par la voie fonderie, suivie de traitements thermiques.
  • La voie fonderie sur des alliages de type GE permet la fabrication d'aubes pour des étages basse pression d'un moteur d'avion. Un alliage de type GE est performant en fluage grâce à la présence d'une microstructure majoritairement ou totalement lamellaire. Or, l'incorporation dans des étages des moteurs plus contraints et plus chauds passe par la fabrication d'aubes faites de matériaux plus performants, en particulier plus résistants en oxydation d'où l'introduction en plus grande quantité d'éléments comme le niobium et/ou d'éléments réfractaires comme le tungstène. Étant donné que ces alliages dopés en éléments réfractaires se caractérisent en fonderie par une ductilité médiocre résultant d'une haute résistance, il n'est pas possible actuellement d'utiliser de telles aubes à d'autres étages d'un moteur d'avion.
  • En raison d'un diagramme d'équilibre relativement complexe, les microstructures de ces alliages TiAl qui sont déterminantes pour les propriétés, sont fortement dépendantes de l'histoire thermique subie par l'alliage et du procédé d'élaboration utilisé. Pour des températures de traitement thermique croissantes et pour des compositions classiques décrites par un diagramme binaire, des microstructures biphasées (γ+α2), duplex (γ + lamellaire) et lamellaires sont obtenues. La phase γ est quadratique de structure L10, la phase α étant hexagonale désordonnée et la phase α2 hexagonale ordonnée de structure DO19. La structure lamellaire s'obtient lors du refroidissement de grains α.
  • Des procédés de solidification tels que la fonderie ou la solidification dirigée permettent la formation de structures colonnaires formées de grains allongés et lamellaires avec des interfaces perpendiculaires à l'axe longitudinal des grains. Il ressort des travaux de recherche que les microstructures les plus performantes sont des microstructures dont les grains cristallographiques ont une taille de quelques dizaines de microns et sont formés soit exclusivement, soit en forte proportion de grains lamellaires. Il a en outre été démontré qu'une microstructure lamellaire à petits grains obtenue par une succession de traitements thermiques possède une bonne résistance mécanique et une ductilité de l'ordre de 5%, ce qui est assez exceptionnel.
  • Une des difficultés rencontrées pour obtenir une microstructure lamellaire résulte du fait qu'il faut franchir le transus α du diagramme d'équilibre (situé aux alentours de 1325-1350°C selon la composition chimique de l'alliage) alors que toute incursion dans ce domaine α provoque un grossissement des grains qui dépassent très rapidement la centaine de microns.
  • En ce qui concerne la tenue au fluage des alliages TiAl aux températures d'utilisation (700-800°C), il a été montré que la diffusion joue un rôle important dans le déplacement des dislocations par des mécanismes de montée et donc qu'une trop grande proportion de joints de grains ou d'interfaces est préjudiciable à la tenue au fluage car ces joints ou interfaces facilitent la diffusion par la présence de lacunes.
  • Depuis les années 90, de nombreuses études d'alliages TiAl de compositions chimiques variées et élaborés par diverses filières de mise en oeuvre ont été publiées. Parfois, plusieurs voies d'élaboration (fusion, fonderie, forgeage, métallurgie des poudres ou MdP) ont été appliquées à certaines de ces nuances (Microstructure and déformation of two-phase γ-titanium aluminides, APPEL F, WAGNER R, Mar. Sci. Eng., R22, 5, 1998). Le tableau 1 compare les propriétés mécaniques des alliages cités dans cette revue. Les données chiffrées caractérisent la résistance et la ductilité à la température ambiante. La tenue au fluage est qualifiée pour un domaine de température de 700 à 750°C. Dans ce tableau, la colonne YS indique la limite d'élasticité (en MPa) à 0,2 % de déformation, RM la contrainte à la rupture (en MPa) et A est l'allongement à la rupture du matériau considéré. Tableau 1
    Alloys Traction Température Ambiante Fluage
    YS(MPa) RM(MPa) A(%)
    GE - MdP - Duplex 400 0,45 médiocre
    GE- Fonderie -quasi Lamellaire 420 0,5 moyen
    TNB - Coulé + extrudé 895 994 0,69 excellente
    TNB - MdP + Laminage 754 881 2,5 excellente
    ABB23- Fonderie 480 565 0,3 excellente
    G4 - Fonderie 480 550 1,2 excellente
    Solidification dirigée 545 590 25,5 exceptionnelle
  • Après des travaux préliminaires sur des alliages binaires ne contenant que du titane et de l'aluminium, la communauté a concentré ses efforts sur des nuances de type GE se caractérisant par des teneurs en aluminium entre 46 et 48% at. et par un ajout de 2% de niobium et de 2% de chrome. Des recherches ont été entreprises sur ce type d'alliage GE en comparant les deux voies fonderie et métallurgie des poudres qui possédaient respectivement des microstructures quasi-lamellaires texturées et duplex. Les deux premières lignes du tableau 1 résument les propriétés de ces alliages. On constate que la ductilité de ces deux alliages est faible et que seul l'alliage élaboré par la voie fonderie a une tenue au fluage correcte.
  • Des alliages contenant du niobium (appelés TNB : Ti-45Al-(5-10)Nb) ont ensuite été développés, plus particulièrement en liaison avec le procédé de forgeage ou pour la fabrication de tôles minces. Sur les matériaux massifs, les meilleurs résultats en fluage ont été obtenus pour des alliages extrudés contenant du carbone. Par exemple la vitesse de fluage est de 6.10-9 s-1 sous 500 MPa à 700°C mais la ductilité de ces alliages est en moyenne de 0,69%, avec des échantillons cassant à 0,34% de déformation (Strength properties of a précipitation hardened high niobium containing titanium aluminide alloy, PAUL J, OEHRING M, HOPPE R, APPEL F, Gamma Titanium Aluminides 2003, 403, TMS, 2003). Dans cette dernière publication, les courbes de traction pour trente-trois échantillons sont reportées, ce qui illustre la forte dispersion sur les propriétés inhérentes à la voie fonderie. Sur des tôles laminées en alliage TNB issues de la métallurgie des poudres, des propriétés intéressantes ont été mesurées par le même groupe (ligne 4 - tableau 1) : la ductilité est de 2,5% et la vitesse de fluage de 4,2.10-8 s-1 sous 225 MPa à 700°C. Ces bonnes propriétés sont reliées à une microstructure formée de grains γ de taille réduite (5 µm).
  • Des recherches se sont orientées vers des alliages contenant des éléments lourds en s'appuyant sur deux idées : la mise en oeuvre de la solidification β qui pourrait permettre la réduction de la taille des grains et la réduction de la mobilité des dislocations à haute température par interaction de ces éléments avec les dislocations. C'est le cas des alliages dit de type ABB (brevets US 5,286,443 et US 5,207,982 ) et des alliages G4 ( FR-2 732 038 ). Les alliages de type ABB contiennent 2% atomique de tungstène et moins de 0,5% de silicium et de bore.
  • Un des alliages de la famille ABB de composition Ti-47Al-2W-0,5Si a été étudié en détail. Il possède une microstructure fine formée de grains lamellaires, de structures plumeaux et de zones γ et une excellente tenue au fluage mais une ductilité très limitée. Quant aux alliages de type G4, ils contiennent 1% atomique de tungstène , 1% atomique de rhénium et 0,2% de silicium. Ces alliages présentent une excellente performance en fluage, ainsi qu'une ductilité raisonnable de 1,2% à 20°C. Le fort intérêt de ces alliages G4 provient du fait que leurs propriétés mécaniques sont optimales dans un état structural simple sans traitement d'homogénéisation à très haute température, contrairement aux alliages de type ABB. Il s'avère que les structures de fonderie, de nature assez tortueuse avec notamment l'imbrication des nombreuses dendrites de solidification, contribuent de façon marquée au gain de propriétés mécaniques. Une proportion assez similaire en rhénium et tungstène est d'ailleurs recommandée, étant donné qu'en cours de solidification le rhénium est rejeté dans les zones interdendritiques alors que le tungstène ségrége plutôt au coeur des dendrites.
  • Certains alliages présentent des propriétés exceptionnelles mais celles-ci sont obtenues par des procédés complexes et difficilement industrialisables à un coût concurrentiel. La ligne 7 du tableau 1 donne les propriétés d'alliages obtenus par solidification dirigée : leur microstructure est formée de grains lamellaires allongés selon la direction de solidification et avec les plans d'interface parallèles à cette même direction. L'alliage de composition Ti-46AI-1 Mo-0,5Si possède un allongement à rupture de plus de 25% à la température ambiante et une résistance au fluage de 3,5.10-10 s-1 sous 750°C et 240 MPa.
  • Enfin, une autre voie de métallurgie des poudres fait l'objet de travaux récents. Un procédé appelé ARCAM consiste en la fusion de poudres par un faisceau d'électrons, technique qui permet comme le SPS (acronyme anglais de Spark Plasma Sintering, appelé en français frittage flash) de donner une forme complexe à la pièce. Des résultats d'essais de traction montrent une ductilité de l'ordre de 1,2% et une limite d'élasticité de l'ordre de 350 MPa, pour des alliages de type GE densifié par ce procédé. Un inconvénient lié à cette voie réside en une perte en aluminium (typiquement 2 at%Al) au cours de la fusion alors que la concentration en aluminium est très critique pour les propriétés. La mise en oeuvre de ce procédé exige également une enceinte sous vide, ce qui aboutit à un coût industriel élevé.
  • La présente invention vise à pallier les inconvénients de l'art antérieur. Elle a notamment pour but de fournir les moyens de réaliser une pièce présentant des propriétés mécaniques intéressantes permettant notamment de répondre aux besoins des motoristes pour l'aéronautique en ayant à température ambiante une limite d'élasticité d'environ 400 MPa à 0,2 % et un allongement à la rupture de l'ordre de 1,5%, et en fluage à 700 °C - 300 MPa et à 750 °C - 200 MPa, une durée avant rupture d'au moins 400 heures. Ainsi, la présente invention a pour but de fournir une pièce avec d'excellentes propriétés notamment du point de vue de la ductilité à la température ambiante et de la résistance à chaud.
  • Pour la présente invention, on entend ici par pièce tout produit obtenu par la présente invention et destiné à être utilisé par la suite comme ébauche d'une pièce mécanique, comme pièce mécanique (aube de turbine, soupape, ...) ou partie de pièce mécanique (tête de soupape, ...) ou bien encore plusieurs pièces mécaniques (réalisation de plusieurs aubes ou soupapes ou tout ensemble de pièces mécaniques, notamment pièces mécaniques complexes). Une pastille, un bloc, une barre ou tout autre élément de base pouvant servir pour la réalisation par usinage d'un composant mécanique sont ici aussi considérés comme étant chacun une pièce.
  • Le procédé selon l'invention vise en outre à obtenir une pièce présentant une grande homogénéité des microstructures et par conséquent une excellente reproductibilité des propriétés mécaniques.
  • Avantageusement, la présente invention fournira un procédé caractérisé par un faible coût et par une robustesse des moyens permettant sa mise en oeuvre.
  • Le procédé selon l'invention offrira avantageusement également une grande rapidité d'élaboration et permettra la fabrication de la pièce sans traitement thermique ultérieur, offrant alors la possibilité de fabriquer directement des préformes d'aubes et donc de limiter l'usinage.
  • À cet effet la présente invention propose un procédé de fabrication par frittage flash d'une pièce (PF) en alliage métallique, comportant l'application simultanée d'une pression uniaxiale et d'un courant électrique à un outillage contenant un matériau constitutif pulvérulent répondant à la composition suivante en pourcentage atomique :
    • 42 à 49 % d'aluminium,
    • 0,05 à 1,5 % de bore,
    • 0,2% minimum d'au moins un élément choisi parmi le tungstène, le rhénium et le zirconium
    • éventuellement 0 à 5 % d'un ou plusieurs éléments choisis parmi le chrome, le niobium, le molybdène, le silicium et le carbone,
    • du titane faisant la balance et la totalité des éléments hors aluminium et titane étant comprise entre 0,25 et 12 %.
  • La présente invention propose donc de combiner de manière tout à fait originale un alliage à base de titane et d'aluminium, présentant une composition chimique particulière, avec un procédé de fabrication par frittage flash (ou SPS). De façon surprenante, le procédé ci-dessus permet d'obtenir des pièces avec des caractéristiques mécaniques répondant largement aux exigences des motoristes dans l'aéronautique.
  • La composition chimique du matériau utilisé dans le procédé selon l'invention est basée sur des éléments qui sont relativement peu coûteux tel que le tungstène.
  • Les alliages TiAl classiquement fabriqués par la voie fonderie sont beaucoup moins performants en termes de compromis ductilité/tenue au fluage et de reproductibilité des microstructures que des alliages obtenus par un procédé selon la présente invention. De plus, cette voie (fonderie) nécessite d'appliquer aux alliages des traitements thermiques et un usinage de matière plus important que pour la voie SPS.
  • L'utilisation de la voie de la métallurgie des poudres (MdP) associée à celle du frittage flash permet ici d'affiner et d'homogénéiser les microstructures pour les alliages sélectionnés par la présente invention et permet leur mise en oeuvre aux plus hautes températures d'utilisation. Le courant électrique peut passer directement dans le matériau pulvérulent et/ou dans l'outillage et provoque ainsi une augmentation de la température du matériau.
  • Les autres voies envisagées comme le forgeage et la fusion de poudres par faisceau d'électrons n'ont pour l'instant pas abouti à la fabrication d'aubes et à la production conjointe d'un alliage aussi performant que celui obtenu à l'issue du procédé selon la présente invention.
  • La pièce (PF) en alliage métallique obtenue à l'issue du procédé selon l'invention contient des éléments lourds dans une quantité inférieure à 5% atomique et du bore en très faible quantité (0,05 à 1,5 % atomique), ce qui permet d'obtenir une microstructure lamellaire à petits grains résistante en fluage. Un autre avantage de la présente invention réside dans le fait qu'il n'est pas nécessaire d'aller chercher systématiquement des nuances à faible teneur en aluminium pour, par exemple, favoriser la solidification β, puisque l'alliage obtenu à l'issue du procédé contient du bore pour permettre l'obtention d'une microstructure fine avec des grains équiaxes. Une originalité par rapport aux alliages existants est ainsi de pouvoir proposer une nuance riche en aluminium qui a par ailleurs un intérêt pour la ductilité et la tenue à l'oxydation.
  • Le couplage composition chimique - densification par Spark Plasma Sintering selon la présente invention permet d'obtenir un alliage présentant une microstructure particulière aux propriétés mécaniques exceptionnelles. Elle est formée de petits grains lamellaires, entourés de zones γ périphériques. C'est bien la combinaison de ce procédé avec la composition chimique revendiquée qui permet d'obtenir une pièce dotée de qualités bien supérieures à celles des pièces en alliage de l'art antérieur. En effet, une pièce présentant la même composition chimique que celle qui est revendiquée mais qui serait élaborée par la voie de la métallurgie de poudre (MdP) combinée au procédé conventionnel de compaction isostatique à chaud (CIC) ne présenterait pas de propriétés exceptionnelles, ce qui confirme le caractère original obtenu grâce au procédé selon l'invention.
  • Le procédé ainsi défini selon la présente invention permet de limiter le grossissement des grains, d'obtenir une microstructure lamellaire fine, d'avoir une phase γ intrinsèquement résistante à chaud et à température ambiante, d'avoir une bonne reproductibilité des propriétés mécaniques ainsi qu'un très bon compromis entre ductilité à température ambiante et tenue en fluage à haute température.
  • De préférence, le matériau utilisé dans le cadre du procédé selon l'invention comprend au moins un des éléments suivants dans les proportions définies ci-après :
    • 0,2 à 4 % de tungstène,
    • 0,2 à 4 % de rhénium,
    • 0,2 à 5 % de zirconium,
    • 0 à 3 % de chrome,
    • 0 à 5 % de niobium,
    • 0 à 5 % de molybdène,
    • 0 à 2 % de silicium,
    • 0 à 1 % de carbone.
  • Dans un mode particulier de réalisation, le matériau utilisé dans le cadre du procédé selon l'invention répond à la composition suivante en pourcentage atomique : 49,92% de titane, 48,00% d'aluminium, 2,00% de tungstène, 0,08% de bore.
  • De manière préférée, le procédé selon la présente invention comprend les étapes suivantes :
    1. a) Sélectionner une composition choisie parmi les compositions définies ci-dessus pour la présente invention,
    2. b) Appliquer une pression supérieure à 30 MPa et augmenter la température progressivement jusqu'à un palier situé entre 1200 et 1400 °C.
    3. c) Maintenir la température au palier pendant au moins une minute,
    4. d) Ramener la température et la pression aux conditions ambiantes.
  • Dans un mode particulier de réalisation du procédé selon l'invention, une pression comprise entre 80 et 120 MPa est appliquée au cours de l'étape b). De manière préférée, la pression augmente progressivement au cours de l'étape b) sur une période inférieure à 5 minutes.
  • Dans un autre mode particulier de réalisation du procédé selon l'invention, toujours au cours de l'étape b), la température augmente de 80 à 120°C/min.
  • De préférence, au cours de l'étape c), la température est maintenue au palier pendant deux minutes.
  • Le procédé selon la présente invention est utilisé de manière particulièrement avantageuse pour la fabrication d'une préforme d'aube de turbine et/ou d'une roue de turbine de turbocompresseur et/ou d'une soupape (ou tout du moins d'une tête de soupape) et/ou d'un axe de piston.
  • D'autres caractéristiques et avantages de l'invention apparaîtront encore à la lecture de la description qui va suivre. Celle-ci est purement illustrative et doit être lue en regard des figures 1 à 7 caractérisant un procédé selon la présente invention.
    • La figure 1 illustre une évolution de la pression et de la température mesurées en fonction du temps pendant un cycle SPS mis en oeuvre selon l'invention,
    • La figure 2 illustre des images obtenues par MEB (acronyme de Microscopie Électronique à Balayage) d'une microstructure d'une pièce issue du procédé selon l'invention à différents grandissements,
    • La figure 3 illustre une large zone d'une microstructure d'une pièce issue du procédé selon l'invention étudiée en MEB et MET (acronyme de Microscopie Électronique en Transmission),
    • La figure 4 illustre une zone γ périphérique contenant des précipités de phase B2 entre des grains lamellaires observés par MET de la microstructure d'une pièce issue du procédé selon l'invention,
    • La figure 5 illustre des analyses chimiques locales par EDS-MEB (pour spectroscopie de rayons X à dispersion d'énergie - Microscopie Électronique à Balayage) d'une pièce issue du procédé selon l'invention,
    • La figure 6 illustre des courbes de traction à température ambiante obtenues dans deux échantillons de l'alliage obtenus par procédé selon l'invention, et
    • La figure 7 illustre des courbes de fluage obtenues à 700 °C sous 300 MPa dans deux échantillons de l'alliage obtenus par procédé selon l'invention.
  • Il est proposé ici de manière originale de réaliser une pièce en alliage à base de titane et d'aluminium par un procédé connu sous le nom SPS (acronyme anglais de Spark Plasma Sintering, appelé en français frittage flash) à partir d'un matériau constitutif pulvérulent. L'alliage utilisé répond à la composition en pourcentage atomique suivante :
    • 42 à 49 % d'aluminium,
    • 0,05 à 1,5 % de bore,
    • 0,2% minimum d'au moins un élément choisi parmi le tungstène, le rhénium et le zirconium,
    • éventuellement 0 à 5 % d'un ou plusieurs éléments choisis parmi le chrome, le niobium, le molybdène, le silicium et le carbone, du titane faisant la balance et la totalité des éléments hors aluminium et titane étant comprise entre 0,25 et 12 %.
  • Ce matériau contient des éléments lourds dans une quantité inférieure à 5% atomique et du bore en très faible quantité (0,05 à 1,5 %). De préférence, il comprend, outre le titane, l'aluminium et le bore, au moins un des éléments suivants dans les proportions définies ci-après :
    • 0,2 à 4 % de tungstène,
    • 0,2 à 4 % de rhénium,
    • 0,2 à 5 % de zirconium,
    • 0 à 3 % de chrome,
    • 0 à 5 % de niobium,
    • 0 à 5 % de molybdène,
    • 0 à 2 % de silicium,
    • 0 à 1 % de carbone.
  • De manière encore préférée, il répond à la composition suivante Ti49,92Al48W2B0,08.
  • Des alliages de structure lamellaire à petits grains sont ainsi obtenus par un cycle SPS simple selon la présente invention. Le cycle SPS utilisé dans le cadre de l'invention est basé sur le procédé décrit dans la demande internationale WO 2012/131625 où une pression uniaxiale est appliquée, directement ou par l'intermédiaire de pièces de transmission de force, au moyen d'au moins deux pistons (P1, P2) coulissant l'un vers l'autre à l'intérieur d'une matrice, lesdits pistons et/ou lesdites pièces de transmission de force présentant des surfaces d'appui en contact avec le matériau constitutif et coopérant entre elles pour définir la forme de la pièce à fabriquer. Il est fait référence plus particulièrement à la description de cette demande internationale (page 10, ligne 12 à page 12 ligne 4) concernant le dispositif à mettre en oeuvre pour la réalisation d'une pièce complexe ainsi qu'aux figures 3, 4 et 6 de ce document. La figure 1 de cette demande internationale antérieure illustre une pièce pouvant être obtenue avec le dispositif décrit.
  • Le dispositif présente l'avantage de permettre la fabrication de pièces métalliques de forme complexes. Toutefois, on peut envisager d'utiliser un dispositif différent permettant la mise en oeuvre d'un procédé SPS pour la mise en oeuvre de la présente invention.
  • Jusqu'à présent, un procédé SPS, pour une pièce de géométrie simple ou complexe, n'a jamais été utilisé avec un matériau répondant à la composition telle que définie plus haut. Cette combinaison d'un procédé de fabrication avec un alliage particulier permet de réaliser de façon surprenante une pièce en alliage métallique présentant des propriétés mécaniques exceptionnelles comme illustré ci-après.
  • Il est proposé d'utiliser le dispositif présenté et revendiqué dans le document WO2011/131625 avec un procédé SPS selon un cycle présenté sur la Figure 1. Sur cette figure, on remarque qu'à l'instant t = 0, une pression de 100 MPa est rapidement appliquée sur l'alliage introduit dans le dispositif et une montée en température commence après que l'alliage soit mis sous pression. La montée en pression dure environ 2 minutes. La montée en température s'effectue par passage d'un courant électrique dans le dispositif correspondant à une vitesse de consigne d'environ 100°C/min, sauf pour les trois dernières minutes avant d'atteindre palier où la vitesse de consigne est réduite à 25°C/min pour tenir compte de l'inertie thermique de l'ensemble et éviter de dépasser une température de consigne. La montée en température peut être obtenue par passage direct du courant dans le matériau pulvérulent ou bien par passage du courant dans la matrice qui échange la chaleur avec le matériau pulvérulent. Après environ 2 minutes de maintien à la température du palier (1355°C), la pression et le chauffage sont coupés. En moins de 30 minutes, l'essai de densification est terminé et l'échantillon disponible. Il convient de remarquer que la figure 1 illustre notamment des températures mesurées qui sont inférieures à la température au coeur du matériau mais la différence de température entre la température mesurée et la température dans le matériau est connue car elle peut être étalonnée.
  • L'alliage constituant la pièce obtenue présente une microstructure illustrée sur la Figure 2 qui présente des images en microscopie électronique à balayage à différents grandissements. Elle est formée de grains lamellaires entourés de zones périphériques de phase γ contenant des précipités de phase B2, avec un fort contraste blanc. Les grains lamellaires ont une taille moyenne de 30 µm. Les zones γ périphériques sont de forme allongée (quelques microns). Dans les zones lamellaires, on observe des rubans peu contrastés (notés BO sur la figure 2d) qui sont des borures.
  • La Figure 3 présente une même zone observée au microscope à balayage et au microscope électronique en transmission. Les zones lamellaires ont en général un aspect classique : elles sont formées de lamelles de largeur moyenne 0,15 µm et séparées d'interfaces très rectilignes. La proportion de phase α2 dans ces zones lamellaires est d'environ 10%. La Figure 4 montre en détail une zone périphérique, où l'on observe l'extension de la phase γ dans les joints entre grains lamellaires.
  • La Figure 5 montre des analyses locales de la composition chimique par EDS-MEB. On mesure que le tungstène est réparti de façon assez homogène dans toutes les phases, ce qui est assez inattendu car les phases B2 et α2 sont sensées en accepter des proportions plus importantes.
  • Le mécanisme de formation de cette microstructure n'est pas complètement clair car le diagramme d'équilibre correspondant à cette composition n'est pas connu complètement. Des travaux sont en cours sur ce mécanisme de formation. Toutefois, il semble que la montée en température à 1355°C permette le franchissement du transus α. Cependant, soit parce qu'il n'existe pas pour cette composition de domaine monophasé α, soit parce que la cinétique de transformation est trop lente, il est probable qu'il subsiste à 1355°C des zones β en périphérie des grains α. La limitation du grossissement des grains α est donc due non seulement au bore mais peut-être aussi à la présence de cette phase résiduelle. Lors du refroidissement deux transformations se produisent : la transformation lamellaire qui est facilitée par la présence de borure et la transformation des zones périphériques β en γ + B2.
  • Les Figures 6 et 7 illustrent les propriétés mécaniques exceptionnelles de cet alliage en montrant des courbes de traction à température ambiante et des courbes de fluage à 700°C sous 300 MPa. Dans chaque cas, deux courbes obtenues pour des échantillons extraits de pastilles SPS différentes ont été représentées. Pour le fluage, le second essai a été interrompu à 1,5% afin de pouvoir étudier la microstructure de déformation par microscopie électronique et de tenter d'expliquer le bon comportement en fluage. La superposition des courbes illustre la grande reproductibilité des propriétés mécaniques des échantillons obtenus par le procédé SPS. La courbe de traction à la température ambiante donne : un allongement à rupture de 1,6%, une limite d'élasticité de 496 MPa et une résistance à rupture de 646 MPa. En fluage à 700°C sous 300 MPa, la vitesse secondaire est de 3,7 10-9 s-1 et la durée avant rupture est de 4076 heures, ce qui est exceptionnel. En complément, la vitesse de fluage sous 750°C a été mesurée. Elle est de 2,3 10-9 s-1 sous 120 MPa et de 5,8 10-9 s-1 sous 200 MPa, valeurs qui confirment l'excellente tenue au fluage des pièces obtenues selon la présente invention.
  • Les tableaux ci-dessous résument des résultats obtenus grâce à la présente invention avec la composition Ti49,92Al48W2B0,08 en matière de traction et de fluage.
    • Traction :
  • T (°C) YS(MPa) Rm (MPa) A(%)
    20 496 646 1,6
    700 432 614 2,7
    800 420 568 17,8
    900 348 416 14,37
    950 296 356 11,95
    • Fluage :
  • Vitesse secondaire (s-1) Durée de vie (heures) A=1 % (heures)
    700°C/300 MPa : 3,7.10-9 4076 180
    750°C/200 MPa : 5,8.10-9 3135 300
    750°C/120 MPa : 2,3.10-9 8734=2,48% 1500
  • Ces excellents résultats permettent à l'homme du métier de mieux appréhender l'intérêt de la présente invention pour des applications à hautes températures.
  • La ductilité obtenue pourrait s'expliquer par : i) la présence de zones γ périphériques qui acceptent une quantité de déformation assez importante, ii) les caractéristiques des zones lamellaires (taille des lamelles assez importante) qui sont également déformables et iii) la taille réduite des grains lamellaires qui limite la formation d'empilements générateurs de contraintes internes provoquant la rupture. L'exceptionnelle tenue au fluage pourrait s'expliquer par la résistance de la structure lamellaire et la bonne dispersion du tungstène dans la matrice γ qui se déforme. Il semble que les dimensions caractéristiques de la microstructure obtenue à l'issue du procédé selon l'invention, à savoir la taille des grains et la largeur des lamelles, soient proches de l'idéal pour qu'à la fois les dislocations ne se déplacent pas trop facilement en mettant en jeu de la diffusion et qu'il y ait suffisamment d'interfaces et de joints de grains pour faire obstacle au mouvement des dislocations.
  • À l'issue du procédé selon l'invention, une pièce en alliage métallique a pu être fabriquée. Cette pièce présentait des caractéristiques allant au-delà des caractéristiques correspondant aux besoins mentionnés précédemment pour des aubes de turbine d'un moteur d'avion (limite d'élasticité d'environ 400 MPa à 0,2 % à la température ambiante et un allongement à la rupture de l'ordre de 1,5%, et en fluage à 700 °C - 300 MPa et à 750 °C - 200 MPa, une durée avant rupture d'au moins 400 heures) et remplissait même largement l'ensemble des spécifications requises.
  • Bien entendu, la présente invention ne se limite pas à la forme de réalisation préférée décrite ci-dessus à titre d'exemple non limitatif et aux variantes de réalisation évoquées. Elle concerne également toute variante de réalisation à la portée de l'homme du métier dans le cadre des revendications ci-après.

Claims (12)

  1. Procédé de fabrication par frittage flash d'une pièce (PF) en alliage métallique, comportant l'application simultanée d'une pression uniaxiale et d'un courant électrique à un outillage contenant un matériau constitutif pulvérulent répondant à la composition en pourcentage atomique suivante :
    - 42 à 49 % d'aluminium,
    - 0,05 à 1,5 % de bore,
    - 0,2% minimum d'au moins un élément choisi parmi le tungstène, le rhénium et le zirconium,
    - éventuellement 0 à 5 % d'un ou plusieurs éléments choisis parmi le chrome, le niobium, le molybdène, le silicium et le carbone,
    - du titane faisant la balance et la totalité des éléments hors aluminium et titane étant comprise entre 0,25 et 12 %.
  2. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que le matériau comprend au moins un des éléments suivants dans les proportions définies ci-après :
    - 0,2 à 4 % de tungstène,
    - 0,2 à 4 % de rhénium,
    - 0,2 à 5 % de zirconium,
    - 0 à 3 % de chrome,
    - 0 à 5 % de niobium,
    - 0 à 5 % de molybdène,
    - 0 à 2 % de silicium,
    - 0 à 1 % de carbone.
  3. Procédé selon la revendication 1 ou 2, caractérisé en ce que le matériau répond à la composition suivante en pourcentage atomique : 49,92% de titane, 48,00% d'aluminium, 2,00% de tungstène, 0,08% de bore.
  4. Procédé selon l'une des revendications 1 à 3, caractérisé en ce qu'il comprend les étapes suivantes :
    a) Sélectionner une composition définie aux revendications 1 à 3,
    b) Appliquer une pression supérieure à 30 MPa et augmenter la température progressivement jusqu'à un palier situé entre 1200 et 1400 °C.
    c) Maintenir la température au palier pendant au moins une minute,
    d) Ramener la température et la pression aux conditions ambiantes.
  5. Procédé selon la revendication 4, caractérisé en qu'au cours de l'étape b), une pression comprise entre 80 et 120 MPa est appliquée.
  6. Procédé selon la revendication 4 ou 5, caractérisé en qu'au cours de l'étape b), la pression augmente progressivement sur une période inférieure à 5 minutes.
  7. Procédé selon l'une quelconque des revendications 4 à 6, caractérisé en qu'au cours de l'étape b), la température augmente de 80 à 120°C/min sauf pour les trois dernières minutes avant le palier de température où la vitesse est réduite entre 10 et 40 °C/min.
  8. Procédé selon l'une quelconque des revendications 4 à 7, caractérisé en qu'au cours de l'étape c), la température est maintenue au palier pendant deux minutes.
  9. Utilisation du procédé selon l'une quelconque des revendications précédentes pour la fabrication d'une aube de turbine.
  10. Utilisation du procédé selon l'une quelconque des revendications 1 à 8 pour la fabrication d'une soupape de moteur à combustion interne.
  11. Utilisation du procédé selon l'une quelconque des revendications 1 à 8 pour la fabrication d'une roue de turbine de turbocompresseur.
  12. Utilisation du procédé selon l'une quelconque des revendications 1 à 8 pour la fabrication d'un axe de piston.
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