EP3911774A1 - Superalliage a base de nickel a tenue mecanique elevee a haute temperature - Google Patents

Superalliage a base de nickel a tenue mecanique elevee a haute temperature

Info

Publication number
EP3911774A1
EP3911774A1 EP20706569.9A EP20706569A EP3911774A1 EP 3911774 A1 EP3911774 A1 EP 3911774A1 EP 20706569 A EP20706569 A EP 20706569A EP 3911774 A1 EP3911774 A1 EP 3911774A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
superalloy
nickel
chromium
aluminum
rhenium
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.)
Granted
Application number
EP20706569.9A
Other languages
German (de)
English (en)
Other versions
EP3911774B1 (fr
Inventor
Jérémy RAME
Edern MENOU
Clara DESGRANGES
Franck TANCRET
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.)
Centre National de la Recherche Scientifique CNRS
Safran SA
Nantes Université
Original Assignee
Centre National de la Recherche Scientifique CNRS
Universite de Nantes
Safran SA
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 Centre National de la Recherche Scientifique CNRS, Universite de Nantes, Safran SA filed Critical Centre National de la Recherche Scientifique CNRS
Publication of EP3911774A1 publication Critical patent/EP3911774A1/fr
Application granted granted Critical
Publication of EP3911774B1 publication Critical patent/EP3911774B1/fr
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/057—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being less 10%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
    • C23C28/30—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
    • C23C28/30—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer
    • C23C28/32—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one pure metallic layer
    • C23C28/321—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one pure metallic layer with at least one metal alloy layer
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
    • C23C28/30—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer
    • C23C28/32—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one pure metallic layer
    • C23C28/321—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one pure metallic layer with at least one metal alloy layer
    • C23C28/3215—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one pure metallic layer with at least one metal alloy layer at least one MCrAlX layer
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
    • C23C28/30—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer
    • C23C28/34—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one inorganic non-metallic material layer, e.g. metal carbide, nitride, boride, silicide layer and their mixtures, enamels, phosphates and sulphates
    • C23C28/345—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one inorganic non-metallic material layer, e.g. metal carbide, nitride, boride, silicide layer and their mixtures, enamels, phosphates and sulphates with at least one oxide layer
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
    • C23C28/30—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer
    • C23C28/34—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one inorganic non-metallic material layer, e.g. metal carbide, nitride, boride, silicide layer and their mixtures, enamels, phosphates and sulphates
    • C23C28/345—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one inorganic non-metallic material layer, e.g. metal carbide, nitride, boride, silicide layer and their mixtures, enamels, phosphates and sulphates with at least one oxide layer
    • C23C28/3455—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one inorganic non-metallic material layer, e.g. metal carbide, nitride, boride, silicide layer and their mixtures, enamels, phosphates and sulphates with at least one oxide layer with a refractory ceramic layer, e.g. refractory metal oxide, ZrO2, rare earth oxides or a thermal barrier system comprising at least one refractory oxide layer
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C4/00—Coating by spraying the coating material in the molten state, e.g. by flame, plasma or electric discharge
    • C23C4/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C4/00—Coating by spraying the coating material in the molten state, e.g. by flame, plasma or electric discharge
    • C23C4/04—Coating by spraying the coating material in the molten state, e.g. by flame, plasma or electric discharge characterised by the coating material
    • C23C4/10—Oxides, borides, carbides, nitrides or silicides; Mixtures thereof
    • C23C4/11—Oxides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C4/00—Coating by spraying the coating material in the molten state, e.g. by flame, plasma or electric discharge
    • C23C4/12—Coating by spraying the coating material in the molten state, e.g. by flame, plasma or electric discharge characterised by the method of spraying
    • C23C4/134—Plasma spraying
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F01—MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; ENGINE PLANTS IN GENERAL; STEAM ENGINES
    • F01D—NON-POSITIVE DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, e.g. STEAM TURBINES
    • F01D5/00—Blades; Blade-carrying members; Heating, heat-insulating, cooling or antivibration means on the blades or the members
    • F01D5/12—Blades
    • F01D5/28—Selecting particular materials; Particular measures relating thereto; Measures against erosion or corrosion
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F01—MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; ENGINE PLANTS IN GENERAL; STEAM ENGINES
    • F01D—NON-POSITIVE DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, e.g. STEAM TURBINES
    • F01D5/00—Blades; Blade-carrying members; Heating, heat-insulating, cooling or antivibration means on the blades or the members
    • F01D5/12—Blades
    • F01D5/28—Selecting particular materials; Particular measures relating thereto; Measures against erosion or corrosion
    • F01D5/288—Protective coatings for blades
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C2204/00—End product comprising different layers, coatings or parts of cermet
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F05—INDEXING SCHEMES RELATING TO ENGINES OR PUMPS IN VARIOUS SUBCLASSES OF CLASSES F01-F04
    • F05B—INDEXING SCHEME RELATING TO WIND, SPRING, WEIGHT, INERTIA OR LIKE MOTORS, TO MACHINES OR ENGINES FOR LIQUIDS COVERED BY SUBCLASSES F03B, F03D AND F03G
    • F05B2280/00—Materials; Properties thereof
    • F05B2280/10—Inorganic materials, e.g. metals
    • F05B2280/1074—Alloys not otherwise provided for
    • F05B2280/10741—Superalloys
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F05—INDEXING SCHEMES RELATING TO ENGINES OR PUMPS IN VARIOUS SUBCLASSES OF CLASSES F01-F04
    • F05D—INDEXING SCHEME FOR ASPECTS RELATING TO NON-POSITIVE-DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, GAS-TURBINES OR JET-PROPULSION PLANTS
    • F05D2300/00—Materials; Properties thereof
    • F05D2300/10—Metals, alloys or intermetallic compounds
    • F05D2300/13—Refractory metals, i.e. Ti, V, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F05—INDEXING SCHEMES RELATING TO ENGINES OR PUMPS IN VARIOUS SUBCLASSES OF CLASSES F01-F04
    • F05D—INDEXING SCHEME FOR ASPECTS RELATING TO NON-POSITIVE-DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, GAS-TURBINES OR JET-PROPULSION PLANTS
    • F05D2300/00—Materials; Properties thereof
    • F05D2300/10—Metals, alloys or intermetallic compounds
    • F05D2300/17—Alloys
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F05—INDEXING SCHEMES RELATING TO ENGINES OR PUMPS IN VARIOUS SUBCLASSES OF CLASSES F01-F04
    • F05D—INDEXING SCHEME FOR ASPECTS RELATING TO NON-POSITIVE-DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, GAS-TURBINES OR JET-PROPULSION PLANTS
    • F05D2300/00—Materials; Properties thereof
    • F05D2300/60—Properties or characteristics given to material by treatment or manufacturing
    • F05D2300/607—Monocrystallinity

Definitions

  • the present invention relates to the general field of nickel-based superalloys for turbomachines, in particular for fixed blades, also called distributors or rectifiers, or mobile blades, or even ring segments.
  • Nickel-based superalloys are generally used for the hot parts of turbomachines, that is, the parts of turbomachines located downstream of the combustion chamber.
  • nickel-based superalloys combine high creep resistance at temperatures between 650 ° C and 1200 ° C, as well as resistance to oxidation and corrosion.
  • the resistance to high temperatures is mainly due to the microstructure of these materials, which is composed of a g-Ni matrix of face-centered cubic crystal structure (CFC) and ordered hardening precipitates y'-Ni3AI of structure L1 2 .
  • CFC face-centered cubic crystal structure
  • a protective coating can be deposited on the part.
  • the protective coating may also have a thermal insulating role to reduce the temperature seen by the superalloy substrate on which the protective coating is deposited.
  • the protective coating is generally composed of a first layer, and a second layer deposited on the first layer.
  • the first layer generally called the tie layer or sub-layer, is deposited on the superalloy.
  • the first layer is commonly composed of an aluminoforming alloy.
  • the second layer is a porous ceramic coating.
  • parasitic grains of the “Freckle” type may form. These parasitic grains are liable to cause the part to break prematurely.
  • the object of the present invention is to provide compositions of nickel-based superalloys which make it possible to improve the adhesion between the superalloy and the protective coating.
  • Another object of the present invention is to provide compositions of nickel-based superalloys which make it possible to improve the mechanical characteristics, and in particular the resistance to creep.
  • Another object of the present invention is to provide superalloy compositions which has good resistance to the environment, and in particular resistance to corrosion and resistance to oxidation.
  • the present also aims to provide superalloy compositions which has a reduced density.
  • the invention provides a nickel-based superalloy comprising, in percentages by weight, 4 to 6% aluminum, 5 to 8% cobalt, 6 to 9% chromium, 0.1 to 0.9. % hafnium, 2 to 4% molybdenum, 5 to 7% rhenium, 5 to 7% tantalum, 2 to 5% tungsten, 0 to 0.1% silicon, the remainder being nickel and impurities inevitable.
  • a nickel-based alloy is defined as an alloy in which the percentage by mass of nickel is predominant.
  • Unavoidable impurities are defined as those elements which are not intentionally added to the composition and which are supplied with other elements.
  • inevitable impurities mention may in particular be made of carbon (C) and sulfur (S).
  • the nickel-based superalloy according to the invention has good microstructural stability at temperature, thus making it possible to obtain high mechanical characteristics at temperature.
  • the nickel-based superalloy according to the invention makes it possible to improve the resistance of a protective coating on said superalloy thanks to the absence of titanium (Ti).
  • the nickel-based superalloy according to the invention has high resistance to corrosion and oxidation.
  • the nickel-based superalloy according to the invention reduces the susceptibility to the formation of foundry defects.
  • the nickel-based superalloy according to the invention makes it possible to have a density of less than 8.9 g. cm 3 .
  • the superalloy may comprise, in percentages by weight, 4.5 to 5.5% aluminum, 5 to 8% cobalt, 6.5 to 8.5% chromium, 0.1 to 0, 6% hafnium, 2.5 to 3.5% molybdenum, 5.5 to 6.5% rhenium, 5.5 to 6.5% tantalum, 2.5 to 4.5% tungsten, 0 at 0.1% silicon, the remainder being nickel and inevitable impurities.
  • the superalloy may comprise, in percentages by mass, 4.5 to 5.5% aluminum, 5 to 8% cobalt, 6.5 to 8.5% chromium, 0.1 to 0.6% hafnium, 2.5 to 3.5% molybdenum, 5.5 to 6.5% rhenium, 5.5 to 6.5% tantalum, 2.5 to 4.5% tungsten, the remainder being consisting of nickel and unavoidable impurities.
  • silicon is an unavoidable impurity.
  • the superalloy can also comprise, in percentages by mass, 4.5 to 5.5% aluminum, 5 to 8% cobalt, 6.5 to 8.5% chromium, 0.2 to 0.5% hafnium , 2.5 to 3.5% molybdenum, 5.5 to 6.5% rhenium, 5.5 to 6.5% tantalum, 2.5 to 4.5% tungsten, the remainder being nickel and inevitable impurities.
  • the superalloy may comprise, in percentages by weight, 4.5 to 5.5% aluminum, 6 to 8% cobalt, 6.5 to 7.5% chromium, 0.1 to 0, 6% hafnium, and preferably 0.2 to 0.5%, 2.5 to 3.5% molybdenum, 5.5 to 6.5% rhenium, 5.5 to 6.5% tantalum, 3.5 to 4.5% tungsten, the remainder being nickel and inevitable impurities.
  • the superalloy can also comprise, in percentages by mass, 4.5 to 5.5% aluminum, 6 to 8% cobalt, 6.5 to 7.5% chromium, 0.1 to 0 , 6% hafnium, and preferably 0.2 to 0.5%, 2.5 to 3.5% molybdenum, 5.5 to 6.5% rhenium, 5.5 to 6.5% tantalum , 2.5 to 3.5% tungsten, the remainder being nickel and inevitable impurities.
  • the superalloy may further comprise, in percentages by weight, 4.5 to 5.5% aluminum, 5 to 7% cobalt, 6.5 to 7.5% chromium, 0.1 to 0.6% of hafnium, and preferably 0.2 to 0.5%, 2.5 to 3.5% molybdenum, 5.5 to 6.5% rhenium, 5.5 to 6.5% tantalum, 2.5 3.5% tungsten, the remainder being nickel and the inevitable impurities.
  • the superalloy may comprise, in percentages by weight, 4.5 to 5.5% aluminum, 6 to 8% cobalt, 7.5 to 8.5% chromium, 0.1 to 0, 6% hafnium, and preferably 0.2 to 0.5%, 2.5 to 3.5% molybdenum, 5.5 to 6.5% rhenium, 5.5 to 6.5% tantalum, 2.5 to 3.5% tungsten, the remainder being nickel and inevitable impurities.
  • the invention provides a nickel-based superalloy turbomachine part according to any one of the preceding characteristics.
  • the part may be an element of an aircraft turbomachine turbine, for example a high-pressure turbine or a low-pressure turbine, or else a compressor element, and in particular a high-pressure compressor.
  • the turbine or compressor part may be a blade, said blade possibly being a moving blade or a fixed blade, or else a ring sector.
  • the turbomachine part comprises a thermal protective coating formed of a bonding layer deposited on the superalloy to nickel base, and a thermal barrier layer deposited on the tie layer.
  • the turbomachine part is monocrystalline, preferably with a crystalline structure oriented in a crystallographic direction ⁇ 001>.
  • the invention provides a method of manufacturing a nickel-based superalloy turbomachine part according to any one of the preceding characteristics by foundry.
  • the method comprises depositing a thermal protective coating on the part in nickel-based superalloy according to the following steps:
  • the superalloy according to the invention comprises a nickel base with which major addition elements are associated.
  • Major addition elements include: cobalt Co, chromium Cr, molybdenum Mo, tungsten W, aluminum Al, tantalum Ta, titanium Ti, and rhenium Re.
  • the superalloy can also include minor addition elements, which are addition elements whose maximum percentage in the superalloy does not exceed 1% by weight percent.
  • Minor addition elements include: hafnium Hf and silicon Si.
  • the nickel-based superalloy comprises, in percentages by mass, 4 to 6% aluminum, 5 to 8% cobalt, 6 to 9% chromium, 0.1 to 0.9% hafnium, 2 to 4% of molybdenum, 5 to 7% rhenium, 5 to 7% tantalum, 2 to 5% tungsten, 0 to 0.1% silicon, the remainder being nickel and inevitable impurities.
  • the nickel-based superalloy may also advantageously comprise, in percentages by weight, 4 to 6% aluminum, 5 to 8% cobalt, 6 to 9% chromium, 0.1 to 0.9% hafnium, 2-4% molybdenum, 5-7% rhenium, 5-7% tantalum, 2-5% tungsten, the remainder being nickel and unavoidable impurities.
  • silicon is an inevitable impurity.
  • the nickel-based superalloy can also advantageously comprise, in percentages by weight, 4.5 to 5.5% aluminum, 5 to 8% cobalt, 6.5 to 8.5% chromium, 0.1 0.6% hafnium, 2.5-3.5% molybdenum, 5.5-6.5% rhenium, 5.5-6.5% tantalum, 2.5-4.5% tungsten, 0 to 0.1% silicon, the remainder being nickel and inevitable impurities.
  • the nickel-based superalloy can also advantageously comprise, in percentages by weight, 4.5 to 5.5% aluminum, 5 to 8% cobalt, 6.5 to 8.5% chromium, 0.1 0.6% hafnium, 2.5-3.5% molybdenum, 5.5-6.5% rhenium, 5.5-6.5% tantalum, 2.5-4.5% tungsten, the remainder being nickel and inevitable impurities.
  • silicon is an inevitable impurity.
  • the nickel-based superalloy can also advantageously comprise, in percentages by mass, 4.5 to 5.5% aluminum, 5 to 8% cobalt, 6.5 to 8.5% chromium, 0.2 0.5% hafnium, 2.5-3.5% molybdenum, 5.5-6.5% rhenium, 5.5-6.5% tantalum, 2.5-4.5% tungsten, the remainder being nickel and inevitable impurities.
  • the superalloy can also advantageously comprise, in percentages by weight, 4.5 to 5.5% aluminum, 6 to 8% cobalt, 6.5 to 7.5% chromium, 0.1 to 0, 6% hafnium (and preferably 0.2 to 0.5%), 2.5 to 3.5% molybdenum, 5.5 to 6.5% rhenium, 5.5 to 6.5% tantalum , 3.5 to 4.5% tungsten, the remainder being nickel and inevitable impurities.
  • the superalloy may comprise, in weight percentages, 4.5 to 5.5% aluminum, 6 to 8% cobalt, 6.5 to 7.5% chromium, 0.1 to 0.6 % hafnium (and preferably 0.2 to 0.5%), 2.5 to 3.5% molybdenum, 5.5 to 6.5% rhenium, 5.5 to 6.5% tantalum, 2.5 to 3.5% tungsten, the remainder being nickel and inevitable impurities.
  • the superalloy can also advantageously comprise, in percentages by mass, 4.5 to 5.5% aluminum, 5 to 7% cobalt, 6.5 to 7.5% chromium, 0.1 to 0, 6% hafnium (and preferably 0.2 to 0.5%), 2.5 to 3.5% molybdenum, 5.5 to 6.5% rhenium, 5.5 to 6.5% tantalum , 2.5 to 3.5% tungsten, the remainder being nickel and inevitable impurities.
  • the superalloy may comprise, in percentages by weight, 4.5 to 5.5% aluminum, 6 to 8% cobalt, 7.5 to 8.5% chromium, 0.1 to 0.6 % hafnium (and preferably 0.2 to 0.5%), 2.5 to 3.5% molybdenum, 5.5 to 6.5% rhenium, 5.5 to 6.5% tantalum, 2.5 to 3.5% tungsten, the remainder being nickel and inevitable impurities.
  • Cobalt, chromium, tungsten, molybdenum and rhenium participate mainly in the hardening of phase g, the austenitic matrix of CFC structure.
  • Aluminum and tantalum promote the precipitation of the y 'phase, the hardening phase Ni 3 (Al, Ti, Ta) with an ordered cubic structure L1 2 .
  • rhenium slows down diffusive processes, limits the coalescence of the g ’phase, thus improving creep resistance at high temperature.
  • the rhenium content should not be too high so as not to negatively impact the other mechanical properties of the superalloy part.
  • the refractory elements of molybdenum, tungsten, rhenium and tantalum also make it possible to slow down the mechanisms controlled by diffusion, thus improving the creep resistance of the superalloy part.
  • chromium and aluminum improve resistance to oxidation and corrosion at high temperature, especially around 900 ° C for corrosion, and around 1,100 ° C for oxidation. .
  • Hafnium also makes it possible to optimize the resistance to hot oxidation of the superalloy by increasing the adhesion of the layer of alumina Al 2 O 3 which forms on the surface of the superalloy at high temperature in an oxidizing medium.
  • Silicon can also make it possible to optimize the resistance to hot oxidation of the superalloy. Furthermore, chromium and cobalt make it possible to reduce the temperature of solvus g 'of the superalloy.
  • Cobalt is an element chemically close to nickel which partly replaces nickel to form a solid solution in phase g, thus making it possible to reinforce matrix g, to reduce the sensitivity to precipitation of topologically compact phases, in particular m phases , P, R, et s, and lavas, and reduce susceptibility to secondary reaction zone (ZRS) formation.
  • ZRS secondary reaction zone
  • the fact that the superalloy does not include titanium is beneficial for the strength and life of a thermal protective coating deposited on the superalloy.
  • Such a superalloy composition makes it possible to improve the mechanical strength properties at high temperature (650 ° C-1200 ° C) of the parts made from said superalloy.
  • such a superalloy composition makes it possible to obtain a minimum breaking stress of 290 MPa at 950 ° C for 110Oh, as well as a minimum breaking stress of 150Mpa at 1050 ° C for 550h, and as well as a breaking stress minimum of 55MPa at 1200 ° C for 51 Ohm.
  • Such mechanical properties are in particular due to a microstructure comprising a phase g and a phase g ′, and a maximum content of topologically compact phases of 6%, in molar percentage.
  • Topologically compact phases include m, P, R, and s phases, as well as Laves.
  • the microstructure can also include the following carbides: MC, M 6 C, M 7 C 3 , and M 23 C 6
  • Such a superalloy composition also makes it possible to obtain high resistance to oxidation and to corrosion of parts made from said superalloy. Resistance to corrosion and oxidation is obtained by ensuring a minimum of 9.5%, in atomic percentage, of aluminum in phase g at 1200 ° C, and a minimum of 7.5%, in atomic percentage , chromium in phase g at 1200 ° C, thus ensuring the formation of a protective layer of alumina on the surface of the material.
  • such a superalloy composition makes it possible to simplify the process for manufacturing the part.
  • Such a simplification is ensured by obtaining a difference of at least 10 ° K between the solvus temperature of the precipitates g 'and the solidus temperature of the superalloy, thus facilitating the implementation of a step of redissolving the precipitates g 'during the manufacture of the part.
  • such a superalloy composition makes it possible to improve the manufacture by reducing the risk of formation of defects during the manufacture of the part, and in particular the formation of parasitic grains of the "Freckle" type during the directed solidification.
  • the superalloy composition makes it possible to reduce the part's sensitivity to the formation of parasitic “Freckles” grains.
  • the part's sensitivity to the formation of "Freckles” parasitic grains is evaluated using Konter's criterion, denoted NFP, which is given by the following equation (1):
  • Ta corresponds to the tantalum content in the superalloy, in percentage by mass
  • Hf corresponds to the hafnium content in the superalloy, in percentage by mass
  • Mo corresponds to the molybdenum content in the superalloy, in percentage by mass
  • Ti corresponds to the content of titanium in the superalloy, in percentage by mass
  • W corresponds to the content of tungsten in the superalloy, in percentage by mass
  • % Re corresponds to the content of rhenium in the superalloy, in percentage by mass.
  • the superalloy composition makes it possible to obtain an NFP parameter greater than or equal to 0.7, a value from which the formation of parasitic “Freckles” grains is greatly reduced. Moreover, such a superalloy composition makes it possible to obtain a reduced density, in particular a density of less than 8.9 g / cm 3 .
  • Table 1 below gives the composition, in percentages by weight, of four examples of superalloys according to the invention, Examples 1 to 4, as well as commercial or reference superalloys, Examples 5 to 9.
  • Example 5 corresponds to the René®N5 superalloy
  • example 6 corresponds to the CMSX-4® superalloy
  • example 7 corresponds to the CMSX-4 Plus® Mod C superalloy
  • example 8 corresponds to the René®N6 superalloy
  • example 9 corresponds with CMSX-10 K® superalloy.
  • Table 2 gives estimated characteristics of the superalloys cited in Table 1.
  • the characteristics given in Table 2 are density (density), Konter's criterion (NFP), as well as the ultimate stress at 950 ° C for 110Oh, the breaking stress at 1050 ° C for 550h, and the breaking stress at 1200 ° C for 51 Oh, the breaking stresses are named CRF in Table 2, for creep criterion. [Table 2]
  • the superalloys according to the invention make it possible to maintain the density below 8.9 g. cm 3 , thus making the superalloys according to the invention compatible with rotating applications, such as, for example, turbine blades.
  • the microstructure of the superalloys according to the invention makes it possible to improve the mechanical properties at high temperature of said superalloys according to the invention.
  • Such a microstructure is obtained by promoting the hardening of the matrix g at high temperature rather than promoting hardening by precipitation g ', the promotion of the hardening of the matrix g being obtained by the enrichment in hardening elements such as rhenium, tungsten, molybdenum, chromium and cobalt.
  • the alloys according to the invention exhibit a breaking stress at 950 ° C. for 110Oh greater than 290 MPa, or even greater than or equal to 300 MPa for examples 1, 3 and 4, while at most the alloy according to Example 9 exhibits a breaking stress at 950 ° C. for 110 hours of 285 MPa.
  • the alloys according to the invention exhibit a breaking stress at 1050 ° C for 550 hours greater than 180 IVPa, while at most the alloy according to Example 9 exhibits a breaking stress at 1050 ° C. for 550 hours of 160 MPa.
  • the alloys according to the invention exhibit a breaking stress at 1200 ° C for 51 Ohm greater than 75 MF3 ⁇ 4, or even greater than or equal to 80 MPa for Examples 1, 2 and 4, while at most the alloy according to The example 5 exhibits a breaking stress at 1200 ° C hanging 51 Oh of 73 MPa.
  • the alloys according to the invention have an overall breaking stress 10% to 30% greater than the breaking stress of the alloys of Examples 5 to 9.
  • Table 3 gives the estimated characteristics of the superalloys mentioned in Table 1.
  • the characteristics given in Table 3 are the different transformation temperatures (the solvus, the solidus and the liquidus), the molar fraction of the phase g 'at 900 ° C, at 1050 ° C and at 1200 ° C, the molar fraction of the topologically compact phases (PTC) at 900 ° C and at 1050 ° C.
  • the mole fraction of topologically compact phases, which are embrittling phases, for the superalloys of Examples 1 to 4 is low at 900 ° C ( ⁇ 3%) and zero at 1050 ° C, reflecting also great stability of the microstructure, which is beneficial for the mechanical characteristics at high temperature.
  • Table 4 gives estimated characteristics of the superalloys cited in Table 1.
  • the characteristics given in Table 4 are the activity of chromium in phase g at 900 ° C, and the activity of aluminum in phase g at 1100 ° C.
  • the activities of chromium and aluminum in matrix g are an indication of the resistance to corrosion and oxidation, the higher the activity of chromium and the activity of aluminum in the matrix, the higher the resistance to corrosion and oxidation.
  • the superalloys according to the invention exhibit a chromium activity at 900 ° C of the same order of magnitude as the superalloys of Examples 5 and 6 which are superalloys recognized for having high corrosion resistance.
  • the superalloys according to the invention exhibit an aluminum activity at 1100 ° C greater than the superalloy according to Example 9, thus ensuring satisfactory resistance to oxidation.
  • the nickel-based superalloy part can be produced by casting.
  • Casting of the part is accomplished by melting the superalloy, with the liquid superalloy being poured into a mold to cool and solidify.
  • the manufacture by foundry of the part can for example be carried out with the lost wax technique, in particular to manufacture a blade.
  • the part manufacturing process may include a step of depositing a thermal protective coating on the part made of superalloy. nickel.
  • the thermal protective coating is deposited according to the following steps:
  • the function of the tie layer is to form an alumina layer which provides protection against oxidation of the underlying superalloy.
  • the tie layer can have a thickness between 50 ⁇ m and 100 ⁇ m.
  • the bonding layer can be obtained by depositing a layer of platinum on the superalloy, for example by electrodeposition or by chemical vapor deposition, aluminization at a temperature above 1000 ° C then being carried out in order on the one hand to deposit aluminum on the platinum layer, and on the other hand to ensure a supply of nickel from the superalloy in the bonding layer by diffusion.
  • the bonding layer may also be formed by depositing a plurality of elementary layers of platinum, nickel and aluminum, for example by physical vapor deposition, a heat treatment then being carried out in order to ensure a reaction between the metals of the layers. filed.
  • the thermal barrier layer can be a ceramic, such as, for example, yttriated zirconia, which offers the advantage of having very low thermal conductivity and a high coefficient of expansion.
  • the thermal barrier layer can be deposited by plasma spraying, or even by physical vapor deposition.
  • the tie layer can have a thickness between 100 ⁇ m and 200 ⁇ m.
  • the thermal protective coating makes it possible, on the one hand, to limit the temperature to which the superalloy is exposed, and on the other hand to protect the superalloy from the oxygen of the environment in which the part is located.
  • the protective coating is advantageous for turbine blades which are parts exposed to combustion gases.
  • the method can comprise a directed solidification step. Directed solidification is carried out by controlling the thermal gradient and the rate of solidification of the superalloy, and by introducing a monocrystalline seed, in order to avoid the appearance of new seeds in front of the solidification front.
  • Directed solidification can in particular allow the manufacture of a monocrystalline part whose crystalline structure is oriented in a crystallographic direction ⁇ 001>, such an orientation offering better mechanical properties.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Plasma & Fusion (AREA)
  • Ceramic Engineering (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
  • Laminated Bodies (AREA)

Abstract

L'invention concerne un superalliage à base nickel comprenant, en pourcentages massiques, 4 à 6% d'aluminium, 5 à 8% de cobalt, 6 à 9% de chrome, 0,1 à 0,9% de hafnium, 2 à 4% de molybdène, 5 à 7% de rhénium, 5 à 7% de tantale, 2 à 5% de tungstène, 0 à 0,1% de silicium, le complément étant constitué de nickel et des impuretés inévitables.

Description

Description
Titre de l'invention : SUPERALLIAGE A BASE DE NICKEL A TENUE MECANIQUE
ELEVEE A HAUTE TEMPERATURE
Domaine Technique
La présente invention se rapporte au domaine général des superalliages à base de nickel pour des turbomachines, notamment pour les aubes fixes, aussi appelées distributeurs ou redresseurs, ou les aubes mobiles, ou encore les segments d’anneau.
Technique antérieure
Les superalliages à base de nickel sont généralement utilisés pour les parties chaudes des turbomachines, c’est-à-dire les parties des turbomachines situées en aval de la chambre de combustion.
Les superalliages à base de nickel ont pour principaux avantages de combiner à la fois une résistance au fluage élevée aux températures comprises entre 650 °C et 1200°C, ainsi qu’une résistance à l’oxydation et àla corrosion.
La tenue aux hautes températures est principalement due à la microstructure de ces matériaux, qui est composée d’une matrice g-Ni de structure cristalline cubique à faces centrées (CFC) et de précipités durcissants ordonnés y’-Ni3AI de structure L12.
Afin d’améliorer la résistance de la pièce en superalliage à un environnement corrosif et/ou oxydant, comme par exemple des gaz de combustion, un revêtement protecteur peut être déposé sur la pièce.
Le revêtement protecteur peut également avoir un rôle d’isolant thermique afin de réduire la température vue par le substrat en superalliage sur lequel le revêtement protecteur est déposé.
Le revêtement protecteur est généralement composé d’une première couche, et d’une deuxième couche déposée sur la première couche. La première couche, généralement appelée couche de liaison ou sous-couche, est déposée sur le superalliage. La première couche est communément composée d’un alliage aluminoformeur.
La deuxième couche, généralement appelée barrière thermique, est un revêtement poreux en céramique.
Cependant, à haute température, un important phénomène de d’inter-diffusion à l’échelle microscopique a lieu entre la première couche et le superalliage, modifiant ainsi leurs compositions chimiques respectives. La modification chimique du superalliage et de la première couche modifie leurs propriétés, influençant ainsi l’adhérence du revêtement protecteur.
Par ailleurs, lors de la fabrication de la pièce en superalliage, des grains parasites de type « Freckle » peuvent se former. Ces grains parasites sont susceptibles de provoquer une rupture prématurée de la pièce.
Exposé de l’invention
La présente invention a pour but de proposer des compositions de superalliages à base de nickel qui permettent d’améliorer l’adhésion entre le superalliage et le revêtement protecteur.
La présente invention a également pour but de proposer des compositions de superalliages à base de nickel qui permettent d’améliorer les caractéristiques mécaniques, et notamment la résistance au fluage.
Un autre but de la présente invention est de proposer des compositions de superalliage qui possède une bonne résistance à l’environnement, et notamment la résistance à la corrosion et la résistance à l’oxydation.
La présente a également pour but de proposer des compositions de superalliage qui possède une masse volumique réduite.
Selon un premier aspect, l’invention propose un superalliage à base de nickel comprenant, en pourcentages massiques, 4 à 6% d’aluminium, 5 à 8% de cobalt, 6 à 9% de chrome, 0,1 à 0,9% de hafnium, 2 à 4% de molybdène, 5 à 7% de rhénium, 5 à 7% de tantale, 2 à 5% de tungstène, 0 à 0,1 % de silicium, le complément étant constitué de nickel et des impuretés inévitables. On définit par alliage à base de nickel un alliage dont le pourcentage massique en nickel est majoritaire.
On définit les impuretés inévitables comme les éléments qui ne sont pas ajoutés de manière intentionnelle dans la composition et qui sont apportés avec d’autres éléments. Parmi les impuretés inévitables, on peut notamment citer le carbone (C), le soufre (S).
Le superalliage à base de nickel selon l’invention dispose d’une bonne stabilité microstructurale en température, permettant ainsi d’obtenir des caractéristiques mécaniques élevées en température.
Le superalliage à base de nickel selon l’invention permet d’améliorer la tenue d’un revêtement protecteur sur ledit superalliage grâce à l’absence de titane (Ti).
Le superalliage à base de nickel selon l’invention dispose d’une résistance élevée à la corrosion et à l’oxydation.
Le superalliage à base de nickel selon l’invention permet de réduire la sensibilité à la formation de défauts de fonderie.
Le superalliage à base de nickel selon l’invention permet de disposer d’une masse volumique inférieure à 8,9 g. cm 3.
Selon une variante possible, le superalliage peut comprendre, en pourcentages massiques, 4,5 à 5,5% d’aluminium, 5 à 8% de cobalt, 6,5 à 8,5% de chrome, 0,1 à 0,6% de hafnium, 2,5 à 3,5% de molybdène, 5,5 à 6,5% de rhénium, 5,5 à 6,5% de tantale, 2,5 à 4,5% de tungstène, 0 à 0,1 % de silicium, le complément étant constitué de nickel et des impuretés inévitables.
Par ailleurs, le superalliage peut comprendre, en pourcentages massiques, 4,5 à 5,5% d’aluminium, 5 à 8% de cobalt, 6,5 à 8,5% de chrome, 0,1 à 0,6% de hafnium, 2,5 à 3,5% de molybdène, 5,5 à 6,5% de rhénium, 5,5 à 6,5% de tantale, 2,5 à 4,5% de tungstène, le complément étant constitué de nickel et des impuretés inévitables.
Dans cette variante, le silicium est une impureté inévitable.
Le superalliage peut également comprendre, en pourcentages massiques, 4,5 à 5,5% d’aluminium, 5 à 8% de cobalt, 6,5 à 8,5% de chrome, 0,2 à 0,5% de hafnium, 2,5 à 3,5% de molybdène, 5,5 à 6,5% de rhénium, 5,5 à 6,5% de tantale, 2,5 à 4,5% de tungstène, le complément étant constitué de nickel et des impuretés inévitables. Selon une variante possible, le superalliage peut comprendre, en pourcentages massiques, 4,5 à 5,5% d’aluminium, 6 à 8% de cobalt, 6,5 à 7,5% de chrome, 0,1 à 0,6% de hafnium, et de préférence 0,2 à 0,5%, 2,5 à 3,5% de molybdène, 5,5 à 6,5% de rhénium, 5,5 à 6,5% de tantale, 3,5 à 4,5% de tungstène, le complément étant constitué de nickel et des impuretés inévitables.
Selon une variante possible, le superalliage peut également comprendre, en pourcentages massiques, 4,5 à 5,5% d’aluminium, 6 à 8% de cobalt, 6,5 à 7,5% de chrome, 0,1 à 0,6% de hafnium, et de préférence 0,2 à 0,5%, 2,5 à 3,5% de molybdène, 5,5 à 6,5% de rhénium, 5,5 à 6,5% de tantale, 2,5 à 3,5% de tungstène, le complément étant constitué de nickel et des impuretés inévitables.
Le superalliage peut en outre comprendre, en pourcentages massiques, 4,5 à 5,5% d’aluminium, 5 à 7% de cobalt, 6,5 à 7,5% de chrome, 0,1 à 0,6% de hafnium, et de préférence 0,2 à 0,5%, 2,5 à 3,5% de molybdène, 5,5 à 6,5% de rhénium, 5,5 à 6,5% de tantale, 2,5 à 3,5% de tungstène, le complément étant constitué de nickel et des impuretés inévitables.
Selon une variante possible, le superalliage peut comprendre, en pourcentages massiques, 4,5 à 5,5% d’aluminium, 6 à 8% de cobalt, 7,5 à 8,5% de chrome, 0,1 à 0,6% de hafnium, et de préférence 0,2 à 0,5%, 2,5 à 3,5% de molybdène, 5,5 à 6,5% de rhénium, 5,5 à 6,5% de tantale, 2,5 à 3,5% de tungstène, le complément étant constitué de nickel et des impuretés inévitables.
Selon un deuxième aspect, l’invention propose une pièce de turbomachine en superalliage à base de nickel selon l’une quelconque des caractéristiques précédentes.
La pièce peut être un élément d’une turbine de turbomachine d’aéronef, par exemple une turbine haute-pression ou une turbine basse-pression, ou bien un élément de compresseur, et notamment de compresseur haute pression.
Selon une caractéristique additionnelle, la pièce de turbine ou de compresseur peut être une aube, ladite aube pouvant être une aube mobile ou une aube fixe, ou bien un secteur d’anneau.
Selon une autre caractéristique, la pièce de turbomachine comprend un revêtement protecteur thermique formé d’une couche de liaison déposée sur le superalliage à base de nickel, et une couche de barrière thermique déposée sur la couche de liaison.
Selon une autre caractéristique, la pièce de turbomachine est monocristalline, de préférence avec une structure cristalline orientée selon une direction cristallographique <001 >.
Selon un troisième aspect, l’invention propose un procédé de fabrication d’une pièce de turbomachine en superalliage à base de nickel selon l’une quelconque des caractéristiques précédentes par fonderie.
Selon une caractéristique additionnelle, le procédé comprend le dépôt d’un revêtement protecteur thermique sur la pièce en superalliage à base de nickel selon les étapes suivantes :
dépôt d’une couche de liaison sur la pièce ;
dépôt d’une couche de barrière thermique sur la couche de liaison.
Description des modes de réalisation
Le superalliage selon l’invention comprend une base de nickel à laquelle sont associés des éléments d’addition majeurs.
Les éléments d’addition majeurs comprennent : le cobalt Co, le chrome Cr, le molybdène Mo, le tungstène W, l’aluminium Al, le tantale Ta, le titane Ti, et le rhénium Re.
Le superalliage peut également comprendre des éléments d’addition mineurs, qui sont des éléments d’addition dont le pourcentage maximum dans le superalliage ne dépasse pas 1 % en pourcentage massique.
Les éléments d’addition mineurs comprennent : le hafnium Hf et le silicium Si.
Le superalliage à base de nickel comprend, en pourcentages massiques, 4 à 6% d’aluminium, 5 à 8% de cobalt, 6 à 9% de chrome, 0,1 à 0,9% de hafnium, 2 à 4% de molybdène, 5 à 7% de rhénium, 5 à 7% de tantale, 2 à 5% de tungstène, 0 à 0,1 % de silicium, le complément étant constitué de nickel et des impuretés inévitables. Le superalliage à base de nickel peut également comprendre de manière avantageuse, en pourcentages massiques, 4 à 6% d’aluminium, 5 à 8% de cobalt, 6 à 9% de chrome, 0,1 à 0,9% de hafnium, 2 à 4% de molybdène, 5 à 7% de rhénium, 5 à 7% de tantale, 2 à 5% de tungstène, le complément étant constitué de nickel et des impuretés inévitables. Dans cette variante le silicium est une impureté inévitable.
Le superalliage à base de nickel peut également comprendre de manière avantageuse, en pourcentages massiques, 4,5 à 5,5% d’aluminium, 5 à 8% de cobalt, 6,5 à 8,5% de chrome, 0,1 à 0,6% de hafnium, 2,5 à 3,5% de molybdène, 5,5 à 6,5% de rhénium, 5,5 à 6,5% de tantale, 2,5 à 4,5% de tungstène, 0 à 0,1 % de silicium, le complément étant constitué de nickel et des impuretés inévitables.
Le superalliage à base de nickel peut également comprendre de manière avantageuse, en pourcentages massiques, 4,5 à 5,5% d’aluminium, 5 à 8% de cobalt, 6,5 à 8,5% de chrome, 0,1 à 0,6% de hafnium, 2,5 à 3,5% de molybdène, 5,5 à 6,5% de rhénium, 5,5 à 6,5% de tantale, 2,5 à 4,5% de tungstène, le complément étant constitué de nickel et des impuretés inévitables. Dans cette variante le silicium est une impureté inévitable.
Le superalliage à base de nickel peut également comprendre de manière avantageuse, en pourcentages massiques, 4,5 à 5,5% d’aluminium, 5 à 8% de cobalt, 6,5 à 8,5% de chrome, 0,2 à 0,5% de hafnium, 2,5 à 3,5% de molybdène, 5,5 à 6,5% de rhénium, 5,5 à 6,5% de tantale, 2,5 à 4,5% de tungstène, le complément étant constitué de nickel et des impuretés inévitables.
Le superalliage peut également comprendre, de manière avantageuse, en pourcentages massiques, 4,5 à 5,5% d’aluminium, 6 à 8% de cobalt, 6,5 à 7,5% de chrome, 0,1 à 0,6% de hafnium (et de préférence 0,2 à 0,5%), 2,5 à 3,5% de molybdène, 5,5 à 6,5% de rhénium, 5,5 à 6,5% de tantale, 3,5 à 4,5% de tungstène, le complément étant constitué de nickel et des impuretés inévitables.
De manière avantageuse, le superalliage peut comprendre, en pourcentages massiques, 4,5 à 5,5% d’aluminium, 6 à 8% de cobalt, 6,5 à 7,5% de chrome, 0,1 à 0,6% de hafnium (et de préférence 0,2 à 0,5%), 2,5 à 3,5% de molybdène, 5,5 à 6,5% de rhénium, 5,5 à 6,5% de tantale, 2,5 à 3,5% de tungstène, le complément étant constitué de nickel et des impuretés inévitables. Le superalliage peut également comprendre, de manière avantageuse, en pourcentages massiques, 4,5 à 5,5% d’aluminium, 5 à 7% de cobalt, 6,5 à 7,5% de chrome, 0,1 à 0,6% de hafnium (et de préférence 0,2 à 0,5%), 2,5 à 3,5% de molybdène, 5,5 à 6,5% de rhénium, 5,5 à 6,5% de tantale, 2,5 à 3,5% de tungstène, le complément étant constitué de nickel et des impuretés inévitables.
De manière préférentielle, le superalliage peut comprendre, en pourcentages massiques, 4,5 à 5,5% d’aluminium, 6 à 8% de cobalt, 7,5 à 8,5% de chrome, 0,1 à 0,6% de hafnium (et de préférence 0,2 à 0,5%), 2,5 à 3,5% de molybdène, 5,5 à 6,5% de rhénium, 5,5 à 6,5% de tantale, 2,5 à 3,5% de tungstène, le complément étant constitué de nickel et des impuretés inévitables.
Le cobalt, le chrome, le tungstène, le molybdène et le rhénium participent principalement au durcissement de la phase g, la matrice austénitique de structure CFC.
L’aluminium et le tantale favorisent la précipitation de la phase y’, la phase durcissante Ni3 (Al, Ti, Ta) de structure cubique ordonnée L12.
Par ailleurs, le rhénium permet de ralentir les processus diffusifs, de limiter la coalescence de la phase g’, améliorant ainsi la résistance au fluage à haute température. Toutefois, la teneur en rhénium ne doit pas être trop importante afin de ne pas impacter négativement les autres propriétés mécaniques de la pièce en superalliage.
Les éléments réfractaires que sont le molybdène, le tungstène, le rhénium et le tantale permettent également de ralentir les mécanismes contrôlés par la diffusion, améliorant ainsi la résistance au fluage de la pièce en superalliage.
En outre, le chrome et l’aluminium permettent d’améliorer la résistance à l’oxydation et à la corrosion à haute température, notamment aux environs des 900 °C pour la corrosion, et aux environs des 1 100°C pour l’oxydaton.
Le hafnium permet également d’optimiser la tenue à l’oxydation à chaud du superalliage en augmentant l’adhérence de la couche d’alumine Al203 qui se forme à la surface du superalliage à haute température en milieu oxydant.
Le silicium peut également permettre d’optimiser la tenue à l’oxydation à chaud du superalliage. Par ailleurs, le chrome et de cobalt permettent de diminuer la température de solvus g’ du superalliage.
Le cobalt est un élément chimiquement proche du nickel qui se substitue en partie au nickel pour former une solution solide dans la phase g, permettant ainsi de renforcer la matrice g, de réduire la sensibilité à la précipitation de phases topologiquement compactes, notamment les phases m, P, R, et s, et les laves, et de réduire la sensibilité à la formation de zone de réaction secondaire (ZRS).
En outre, le fait que le superalliage ne comprend pas de titane est bénéfique pour la tenue et la durée de vie d’un revêtement protecteur thermique déposé sur le superalliage.
Une telle composition de superalliage permet d’améliorer les propriétés de tenue mécanique à haute température (650°C-1200°C) des pèces fabriquées à partir dudit superalliage.
Notamment, une telle composition de superalliage permet d’obtenir une contrainte de rupture minimum de 290MPa à 950°C pendant 1 10Oh, ainsi qu’une contrainte de rupture minimum de 150Mpa à 1050°C pendant 550h, etainsi qu’une contrainte de rupture minium de 55MPa à 1200°C pendant 51 Oh.
De telles propriétés mécaniques sont notamment dues à une microstructure comprenant une phase g et une phase g’, et une teneur en phases topologiquement compactes maximale de 6%, en pourcentage molaire. Les phases topologiquement compactes comprennent les phases m, P, R, et s, ainsi que les Laves. La microstructure peut également comprendre les carbures suivants : MC, M6C, M7C3, et M23C6·
Par ailleurs, ces propriétés mécaniques de résistance au fluage en température sont obtenues grâce à une meilleure stabilité de la microstructure entre 650 °C et 1200°C.
Une telle composition de superalliage permet également d’obtenir une résistance à l’oxydation et à la corrosion élevée des pièces fabriquées à partir dudit superalliage. La résistance à la corrosion et à l’oxydation est obtenue en assurant un minimum de 9,5%, en pourcentage atomique, d’aluminium dans la phase g à 1200°C, et un minimum de 7,5%, en pourcentage atomique, de chrome dans la phase g à 1200°C, assurant ainsi la formation d’une couche protectrice d’alumine à la surface du matériau.
De plus, une telle composition de superalliage permet de simplifier le procédé de fabrication de la pièce. Une telle simplification est assurée en obtenant une différence d’au moins 10° K entre la température de solvus des précipités g’ et la température de solidus du superalliage, facilitant ainsi la mise en oeuvre d’une étape de remise en solution des précipités g’ lors de la fabrication de la pièce.
En outre, une telle composition de superalliage permet d’améliorer la fabrication en réduisant le risque de formation de défauts lors de la fabrication de la pièce, et notamment la formation de grains parasites de type « Freckles » lors de la solidification dirigée.
En effet, la composition de superalliage permet de réduire la sensibilité de la pièce à la formation de grains parasites « Freckles ». La sensibilité de la pièce à la formation de grains parasites « Freckles » est évaluée à l’aide du critère de Konter, noté NFP, qui est donné par l’équation (1 ) suivante :
[Math. 1 ]
Où %Ta correspond à la teneur de tantale dans le superalliage, en pourcentage massique ; où %Hf correspond à la teneur de hafnium dans le superalliage, en pourcentage massique ; où %Mo correspond à la teneur de molybdène dans le superalliage, en pourcentage massique ; où %Ti correspond à la teneur de titane dans le superalliage, en pourcentage massique ; où %W correspond à la teneur de tungstène dans le superalliage, en pourcentage massique ;et où %Re correspond à la teneur de rhénium dans le superalliage, en pourcentage massique.
La composition de superalliage permet d’obtenir un paramètre NFP supérieur ou égal à 0,7, valeur à partir de laquelle la formation de grains parasites « Freckles » est fortement réduite. Par ailleurs, une telle composition de superalliage permet d’obtenir une masse volumique réduite, notamment une masse volumique inférieure à 8,9 g/cm3.
Le tableau 1 ci-dessous donne la composition, en pourcentages massiques, de quatre exemples de superalliages selon l’invention, les exemples 1 à 4, ainsi que des superalliages commerciaux ou de référence, les exemples 5 à 9. L’exemple 5 correspond au superalliage René®N5, l’exemple 6 correspond au superalliage CMSX-4®, l’exemple 7 correspond au superalliage CMSX-4 Plus® Mod C, l’exemple 8 correspond au superalliage René®N6, et l’exemple 9 correspond au superalliage CMSX-10 K®.
[Table 1 ]
Tableau
Le tableau 2 donne des caractéristiques estimées des superalliages cités dans le tableau 1. Les caractéristiques données dans le tableau 2 sont la densité (la masse volumique), le critère de Konter (NFP), ainsi que la contrainte de rupture à 950°C pendant 110Oh, la contrainte de rupture à 1050°C pendant 550h, et la contrainte de rupture à 1200°C pendant 51 Oh, les contraintes de lupture sont nommées CRF dans le tableau 2, pour critère de fluage. [Table 2]
Tableau 2
Comme illustré dans le tableau 2, les superalliages selon l’invention permettent de maintenir la masse volumique en dessous de 8,9 g. cm 3, rendant ainsi compatibles les superalliages selon l’invention avec des applications tournantes, telles que par exemple les aubes de turbine.
Par ailleurs, la microstructure des superalliages selon l’invention permet d’améliorer les propriétés mécaniques à haute température desdits superalliages selon l’invention. Une telle microstructure est obtenue en favorisant le durcissement de la matrice g à haute température plutôt que de favoriser un durcissement par précipitation g’, la favorisation du durcissement de la matrice g étant obtenue par l’enrichissement en éléments de durcissement tes que le rhénium, le tungstène, le molybdène, le chrome et le cobalt.
Comme visible dans le tableau 2, les alliages selon l’invention présentent une contrainte de rupture à 950°C pendant 1 10Oh supériejre à 290 MPa, voire supérieure ou égale 300 MPa pour les exemples 1 , 3 et 4, tandis qu’au maximum l’alliage selon l’exemple 9 présente une contrainte de rupture à 950 °C pendant 1 10Oh de 285 MPa. De plus, les alliages selon l’invention présentent une contrainte de rupture à 1050°C pendant 550h supérieure à 180 IVPa, tandis qu’au maximum l’alliage selon l’exemple 9 présente une contrainte de rupture à 1050°C pendant 550h de 160 MPa. En outre, les alliages selon l’invention présentent une contrainte de rupture à 1200°C pendant 51 Oh supérieure à 75 MF¾, voire supérieure ou égale 80 MPa pour les exemples 1 , 2 et 4, tandis qu’au maximum l’alliage selon l’exemple 5 présente une contrainte de rupture à 1200°C pendait 51 Oh de 73 MPa. Ainsi, à 1200°C, les alliages selon l’invention possèdent ure contrainte à la rupture globalement 10% à 30% supérieure à la contrainte à la rupture des alliages des exemples 5 à 9.
Le tableau 3 donne des caractéristiques estimées des superalliages cités dans le tableau 1. Les caractéristiques données dans le tableau 3 sont les différentes températures de transformation (le solvus, le solidus et le liquidus), la fraction molaire de la phase g’ à 900 °C, à 1050°C et à 1200°C, la fraction molaèr des phases topologiquement compactes (PTC) à 900°C et à1050°C.
[Table 3]
Tableau 3
Comme cela est illustré dans le tableau 3, la fraction molaire de phases topologiquement compactes, qui sont des phases fragilisantes, pour les superalliages des exemples 1 à 4 est faible à 900 °C (<3%) et nulle à 1050°C, traduisant également une grande stabilité de la microstructure, ce qui est bénéfique pour les caractéristiques mécaniques à haute température.
Le tableau 4 donne des caractéristiques estimées des superalliages cités dans le tableau 1. Les caractéristiques données dans le tableau 4 sont l’activité du chrome dans la phase g à 900°C, et l’activité de l’aluminium dans la phase g à 1100°C. Les activités du chrome et de l’aluminium dans la matrice g sont une indication de la résistance à la corrosion et à l’oxydation, plus l’activité du chrome et l’activité de l’aluminium dans la matrice sont élevées, plus la résistance à la corrosion et à l’oxydation est élevée.
[Table 4]
Tableau 4
Comme visible dans le tableau 4, les superalliages selon l’invention présentent une activité en chrome à 900 °C du même ordre de grandeur que les superalliages des exemples 5 et 6 qui sont des superalliages reconnus pour avoir une résistance élevée à la corrosion. De plus, les superalliages selon l’invention présentent une activité en aluminium à 1100°C supérieure au supealliage selon l’exemple 9, assurant ainsi une résistance à l’oxydation satisfaisante.
Les propriétés données dans les tableaux sont estimées à l’aide de la méthode CALPHAD (CALculation of PHAse Diagrams).
La pièce en superalliage à base de nickel peut être réalisée par fonderie.
La fabrication par fonderie de la pièce est réalisée par fusion du superalliage, le superalliage liquide étant versé dans un moule afin d’être refroidi et solidifié. La fabrication par fonderie de la pièce peut par exemple être réalisée avec la technique de la cire perdue, notamment pour fabriquer une aube.
De plus, le procédé de fabrication de la pièce peut comprendre une étape de dépôt d’un revêtement protecteur thermique sur la pièce en superalliage à base de nickel. Le dépôt du revêtement protecteur thermique est réalisé selon les étapes suivantes :
- dépôt d’une couche de liaison sur la pièce en superalliage ;
- dépôt d’une couche de barrière thermique sur la couche de liaison.
La couche de liaison est composée d’un matériau aluminoformeur, comme par exemple un alliage de type MCrAlY (avec M = Ni et/ou Co), ou bien d’un aluminure de nickel modifié platine. La couche de liaison a pour fonction de former une couche d’alumine qui assure une protection contre l’oxydation du superalliage sous-jacent.
La couche de liaison peut avoir une épaisseur comprise entre 50pm et 100pm.
La couche de liaison peut être obtenue en déposant sur le superalliage une couche de platine, par exemple par électrodéposition ou par dépôt chimique en phase vapeur, une aluminisation à une température supérieure à 1000°C étant ensuite réalisée afin d’une part de déposer de l’aluminium sur la couche de platine, et d’autre part d’assurer un apport en nickel en provenance du superalliage dans la couche de liaison par diffusion.
La couche de liaison peut également être formée par dépôt d’une pluralité de couches élémentaires en platine, nickel et aluminium, par exemple par dépôt physique en phase vapeur, un traitement thermique étant ensuite réalisé afin d’assurer une réaction entre les métaux des couches déposées.
La couche de barrière thermique peut être une céramique, comme par exemple la zircone yttriée qui offre l’avantage de présenter une très faible conductivité thermique et un coefficient de dilation élevé.
La couche de barrière thermique peut être déposée par projection plasma, ou bien encore par dépôt physique en phase vapeur.
La couche de liaison peut avoir une épaisseur comprise entre 100pm et 200pm.
Le revêtement protecteur thermique permet, d’une part de limiter la température à laquelle est exposé le superalliage, et d’autre part de protéger le superalliage de l’oxygène de l’environnement dans lequel est située la pièce. Ainsi, le revêtement protecteur est avantageux pour les aubes de turbine qui sont des pièces exposées aux gaz de combustion. Par ailleurs, afin de réaliser une pièce monocristalline, notamment une aube, le procédé peut comprendre une étape de solidification dirigée. La solidification dirigée est réalisée en contrôlant le gradient thermique et la vitesse de solidification du superalliage, et en introduisant un germe monocristallin, afin d’éviter l’apparition de germes nouveaux en avant du front de solidification.
La solidification dirigée peut notamment permettre la fabrication d’une pièce monocristalline dont la structure cristalline est orientée selon une direction cristallographique <001 >, une telle orientation offrant de meilleures propriétés mécaniques.

Claims

Revendications
[Revendication 1] Superalliage à base nickel comprenant, en pourcentages massiques, 4 à 6% d'aluminium, 5 à 8% de cobalt, 6 à 9% de chrome, 0,1 à 0,9% de hafnium, 2 à 4% de molybdène, 5 à 7% de rhénium, 5 à 7% de tantale, 2 à 5% de tungstène, 0 à 0,1% de silicium, le complément étant constitué de nickel et des impuretés inévitables.
[Revendication 2] Superalliage selon la revendication 1, dans lequel ledit superalliage comprend, en pourcentages massiques, 4,5 à 5,5% d'aluminium, 5 à 8% de cobalt, 6,5 à 8,5% de chrome, 0,1 à 0,6% de hafnium, 2,5 à 3,5% de molybdène, 5,5 à 6,5% de rhénium, 5,5 à 6,5% de tantale, 2,5 à 4,5% de tungstène, 0 à 0,1% de silicium, le complément étant constitué de nickel et des impuretés inévitables.
[Revendication 3] Superalliage selon la revendication 2, dans lequel ledit superalliage comprend, en pourcentages massiques, 4,5 à 5,5% d'aluminium, 5 à 8% de cobalt, 6,5 à 8,5% de chrome, 0,1 à 0,6% de hafnium, 2,5 à 3,5% de molybdène, 5,5 à 6,5% de rhénium, 5,5 à 6,5% de tantale, 2,5 à 4,5% de tungstène, le complément étant constitué de nickel et des impuretés inévitables.
[Revendication 4] Superalliage selon la revendication 3, dans lequel ledit superalliage comprend, en pourcentages massiques, 4,5 à 5,5% d'aluminium, 5 à 8% de cobalt, 6,5 à 8,5% de chrome, 0,2 à 0,5% de hafnium, 2,5 à 3,5% de molybdène, 5,5 à 6,5% de rhénium, 5,5 à 6,5% de tantale, 2,5 à 4,5% de tungstène, le complément étant constitué de nickel et des impuretés inévitables. [Revendication 5] Superalliage selon la revendication 3, dans lequel ledit superalliage comprend, en pourcentages massiques, 4,5 à 5,5% d'aluminium, 6 à 8% de cobalt, 6,5 à 7,5% de chrome, 0,1 à 0,6% de hafnium, 2,5 à 3,5% de molybdène, 5,5 à 6,5% de rhénium, 5,5 à 6,5% de tantale, 3,5 à 4,
5% de tungstène, le complément étant constitué de nickel et des impuretés inévitables.
[Revendication 6] Superalliage selon la revendication 3, dans lequel ledit superalliage comprend, en pourcentages massiques, 4,5 à 5,5% d'aluminium, 6 à 8% de cobalt, 6,5 à 7,5% de chrome, 0,1 à 0,6% de hafnium, 2,5 à 3,5% de molybdène, 5,5 à 6,5% de rhénium, 5,5 à 6,5% de tantale, 2,5 à 3,5% de tungstène, le complément étant constitué de nickel et des impuretés inévitables.
[Revendication 7] Superalliage selon la revendication 3, dans lequel ledit superalliage comprend, en pourcentages massiques, 4,5 à 5,5% d'aluminium, 5 à 7% de cobalt, 6,5 à 7,5% de chrome, 0,1 à 0,6% de hafnium, 2,5 à 3,5% de molybdène, 5,5 à 6,5% de rhénium, 5,5 à 6,5% de tantale, 2,5 à 3,5% de tungstène, le complément étant constitué de nickel et des impuretés inévitables.
[Revendication 8] Superalliage selon la revendication 3, dans lequel ledit superalliage comprend, en pourcentages massiques, 4,5 à 5,5% d'aluminium, 6 à 8% de cobalt, 7,5 à 8,5% de chrome, 0,1 à 0,6% de hafnium, 2,5 à 3,5% de molybdène, 5,5 à 6,5% de rhénium, 5,5 à 6,5% de tantale, 2,5 à 3,5% de tungstène, le complément étant constitué de nickel et des impuretés inévitables.
[Revendication 9] Pièce de turbomachine en super alliage à base de nickel selon l'une quelconque des revendications 1 à 8.
[Revendication 10] Pièce selon la revendication 9, dans laquelle ladite pièce comprend un revêtement protecteur thermique formé d'une couche de liaison déposée sur le superalliage à base de nickel, et une couche de barrière thermique déposée sur la couche de liaison.
[Revendication 11] Pièce selon la revendication 9 ou la revendication 10, dans laquelle ladite pièce est monocristalline.
[Revendication 12] Procédé de fabrication d'une pièce de turbomachine en superalliage à base de nickel selon l'une quelconque des revendications 1 à 11 par fonderie.
[Revendication 13] Procédé selon la revendication 12, dans lequel le procédé comprend le dépôt d'un revêtement protecteur thermique sur la pièce en superalliage à base de nickel selon les étapes suivantes : dépôt d'une couche de liaison sur la pièce ; dépôt d'une couche de barrière thermique sur la couche de liaison.
EP20706569.9A 2019-01-16 2020-01-14 Superalliage a base de nickel a tenue mecanique elevee a haute temperature Active EP3911774B1 (fr)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
FR1900390A FR3091709B1 (fr) 2019-01-16 2019-01-16 Superalliage à base de nickel à tenue mécanique élevée à haute température
PCT/FR2020/050049 WO2020148504A1 (fr) 2019-01-16 2020-01-14 Superalliage a base de nickel a tenue mecanique elevee a haute temperature

Publications (2)

Publication Number Publication Date
EP3911774A1 true EP3911774A1 (fr) 2021-11-24
EP3911774B1 EP3911774B1 (fr) 2023-03-01

Family

ID=67875496

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP20706569.9A Active EP3911774B1 (fr) 2019-01-16 2020-01-14 Superalliage a base de nickel a tenue mecanique elevee a haute temperature

Country Status (5)

Country Link
US (1) US12312658B2 (fr)
EP (1) EP3911774B1 (fr)
CN (1) CN113544303A (fr)
FR (1) FR3091709B1 (fr)
WO (1) WO2020148504A1 (fr)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20230357897A1 (en) * 2022-05-05 2023-11-09 General Electric Company Nickel-based superalloys and articles

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4119458A (en) 1977-11-14 1978-10-10 General Electric Company Method of forming a superalloy
US4801513A (en) 1981-09-14 1989-01-31 United Technologies Corporation Minor element additions to single crystals for improved oxidation resistance
US6015630A (en) * 1997-04-10 2000-01-18 The University Of Connecticut Ceramic materials for thermal barrier coatings
FR2780982B1 (fr) * 1998-07-07 2000-09-08 Onera (Off Nat Aerospatiale) Superalliage monocristallin a base de nickel a haut solvus
AU2001243302A1 (en) * 2000-02-29 2001-09-12 General Electric Company Nickel base superalloys and turbine components fabricated therefrom
US20030041930A1 (en) * 2001-08-30 2003-03-06 Deluca Daniel P. Modified advanced high strength single crystal superalloy composition
DE50112339D1 (de) * 2001-12-13 2007-05-24 Siemens Ag Hochtemperaturbeständiges Bauteil aus einkristalliner oder polykristalliner Nickel-Basis-Superlegierung
US8241560B2 (en) * 2003-04-28 2012-08-14 Howmet Corporation Nickel base superalloy and single crystal castings
CN101652487B (zh) * 2006-09-13 2012-02-08 独立行政法人物质.材料研究机构 Ni基单结晶超合金
US7704332B2 (en) * 2006-12-13 2010-04-27 United Technologies Corporation Moderate density, low density, and extremely low density single crystal alloys for high AN2 applications
CA2680650C (fr) * 2007-03-12 2012-07-03 Ihi Corporation Superalliage monocristallin a base de nickel et pale de turbine comportant cet alliage
US9138963B2 (en) * 2009-12-14 2015-09-22 United Technologies Corporation Low sulfur nickel base substrate alloy and overlay coating system
US9518311B2 (en) * 2014-05-08 2016-12-13 Cannon-Muskegon Corporation High strength single crystal superalloy
FR3057880B1 (fr) * 2016-10-25 2018-11-23 Safran Superalliage a base de nickel, aube monocristalline et turbomachine

Also Published As

Publication number Publication date
US12312658B2 (en) 2025-05-27
US20220098705A1 (en) 2022-03-31
FR3091709A1 (fr) 2020-07-17
WO2020148504A1 (fr) 2020-07-23
CN113544303A (zh) 2021-10-22
FR3091709B1 (fr) 2021-01-22
EP3911774B1 (fr) 2023-03-01

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP3532648B1 (fr) Superalliage a base de nickel, aube monocristalline et turbomachine.
EP3710610B1 (fr) Superalliage a base de nickel, aube monocristalline et turbomachine
EP3710611B1 (fr) Superalliage a base de nickel, aube monocristalline et turbomachine
EP3802895B1 (fr) Superalliage a base de nickel, aube monocristalline et turbomachine
EP3911774B1 (fr) Superalliage a base de nickel a tenue mecanique elevee a haute temperature
EP4367278B1 (fr) Superalliage à base de nickel, aube monocristalline et turbomachine
FR3113255A1 (fr) Protection contre l’oxydation ou la corrosion d’une pièce creuse en superalliage
EP3911773B1 (fr) Superalliage a base de nickel a faible densite et avec une tenue mecanique et environnementale elevee a haute temperature
EP4314370A1 (fr) Superalliage a base de nickel, aube monocristalline et turbomachine
EP3918101B1 (fr) Superalliage a base de nickel a tenue mecanique et environnementale elevee a haute temperature et a faible densite
EP4359580B1 (fr) Superalliage a base de nickel, aube monocristalline et turbomachine
FR3124195A1 (fr) Superalliage a base de nickel, aube monocristalline et turbomachine
FR3139347A1 (fr) Superalliage a base de nickel, aube monocristalline et turbomachine
FR3147571A1 (fr) Superalliage a base de nickel, aube monocristalline
WO2022029388A1 (fr) Protection contre l&#39;oxydation ou la corrosion d&#39;une piece creuse en superalliage

Legal Events

Date Code Title Description
STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: UNKNOWN

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

Free format text: STATUS: THE INTERNATIONAL PUBLICATION HAS BEEN MADE

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

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

Free format text: STATUS: REQUEST FOR EXAMINATION WAS MADE

17P Request for examination filed

Effective date: 20210811

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AL AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HR HU IE IS IT LI LT LU LV MC MK MT NL NO PL PT RO RS SE SI SK SM TR

DAV Request for validation of the european patent (deleted)
DAX Request for extension of the european patent (deleted)
GRAP Despatch of communication of intention to grant a patent

Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOSNIGR1

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

Free format text: STATUS: GRANT OF PATENT IS INTENDED

INTG Intention to grant announced

Effective date: 20220907

GRAS Grant fee paid

Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOSNIGR3

GRAA (expected) grant

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009210

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

Free format text: STATUS: THE PATENT HAS BEEN GRANTED

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: B1

Designated state(s): AL AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HR HU IE IS IT LI LT LU LV MC MK MT NL NO PL PT RO RS SE SI SK SM TR

REG Reference to a national code

Ref country code: GB

Ref legal event code: FG4D

Free format text: NOT ENGLISH

REG Reference to a national code

Ref country code: CH

Ref legal event code: EP

Ref country code: AT

Ref legal event code: REF

Ref document number: 1551023

Country of ref document: AT

Kind code of ref document: T

Effective date: 20230315

REG Reference to a national code

Ref country code: DE

Ref legal event code: R096

Ref document number: 602020008490

Country of ref document: DE

REG Reference to a national code

Ref country code: IE

Ref legal event code: FG4D

Free format text: LANGUAGE OF EP DOCUMENT: FRENCH

REG Reference to a national code

Ref country code: LT

Ref legal event code: MG9D

REG Reference to a national code

Ref country code: NL

Ref legal event code: MP

Effective date: 20230301

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

Ref country code: RS

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20230301

Ref country code: NO

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20230601

Ref country code: LV

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20230301

Ref country code: LT

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20230301

Ref country code: HR

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20230301

Ref country code: ES

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20230301

REG Reference to a national code

Ref country code: AT

Ref legal event code: MK05

Ref document number: 1551023

Country of ref document: AT

Kind code of ref document: T

Effective date: 20230301

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

Ref country code: SE

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20230301

Ref country code: PL

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20230301

Ref country code: NL

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20230301

Ref country code: GR

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20230602

Ref country code: FI

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20230301

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

Ref country code: SM

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20230301

Ref country code: RO

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20230301

Ref country code: PT

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20230703

Ref country code: EE

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20230301

Ref country code: CZ

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20230301

Ref country code: AT

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20230301

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

Ref country code: SK

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20230301

Ref country code: IS

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20230701

REG Reference to a national code

Ref country code: DE

Ref legal event code: R097

Ref document number: 602020008490

Country of ref document: DE

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

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

Ref country code: SI

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20230301

Ref country code: DK

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20230301

26N No opposition filed

Effective date: 20231204

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

Ref country code: IT

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20230301

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

Ref country code: MC

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20230301

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

Ref country code: MC

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20230301

REG Reference to a national code

Ref country code: CH

Ref legal event code: PL

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

Ref country code: LU

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20240114

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

Ref country code: LU

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20240114

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

Ref country code: BE

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20240131

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

Ref country code: CH

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20240131

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

Ref country code: CH

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20240131

Ref country code: BE

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20240131

REG Reference to a national code

Ref country code: BE

Ref legal event code: MM

Effective date: 20240131

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

Ref country code: BG

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20230301

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

Ref country code: BG

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20230301

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

Ref country code: IE

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20240114

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

Ref country code: IE

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20240114

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

Ref country code: CY

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT; INVALID AB INITIO

Effective date: 20200114

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

Ref country code: HU

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT; INVALID AB INITIO

Effective date: 20200114

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

Ref country code: TR

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20230301

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

Ref country code: GB

Payment date: 20260122

Year of fee payment: 7

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

Ref country code: DE

Payment date: 20260120

Year of fee payment: 7

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

Ref country code: FR

Payment date: 20260121

Year of fee payment: 7