EP4370261A1 - Noyau de fonderie amélioré pour la fabrication de pièce aéronautique métallique creuse - Google Patents

Noyau de fonderie amélioré pour la fabrication de pièce aéronautique métallique creuse

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Publication number
EP4370261A1
EP4370261A1 EP22754470.7A EP22754470A EP4370261A1 EP 4370261 A1 EP4370261 A1 EP 4370261A1 EP 22754470 A EP22754470 A EP 22754470A EP 4370261 A1 EP4370261 A1 EP 4370261A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
phase
core
foundry core
composite material
aic
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.)
Pending
Application number
EP22754470.7A
Other languages
German (de)
English (en)
Inventor
Pierre Jean SALLOT
Mirna Bechelany
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.)
Safran SA
Original Assignee
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 Safran SA filed Critical Safran SA
Publication of EP4370261A1 publication Critical patent/EP4370261A1/fr
Pending legal-status Critical Current

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Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22C—FOUNDRY MOULDING
    • B22C1/00—Compositions of refractory mould or core materials; Grain structures thereof; Chemical or physical features in the formation or manufacture of moulds
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22C—FOUNDRY MOULDING
    • B22C9/00—Moulds or cores; Moulding processes
    • B22C9/02—Sand moulds or like moulds for shaped castings
    • B22C9/04—Use of lost patterns
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22C—FOUNDRY MOULDING
    • B22C9/00—Moulds or cores; Moulding processes
    • B22C9/10—Cores; Manufacture or installation of cores
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22C—FOUNDRY MOULDING
    • B22C9/00—Moulds or cores; Moulding processes
    • B22C9/18—Finishing
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D29/00—Removing castings from moulds, not restricted to casting processes covered by a single main group; Removing cores; Handling ingots
    • B22D29/001—Removing cores
    • B22D29/002—Removing cores by leaching, washing or dissolving
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D29/00—Removing castings from moulds, not restricted to casting processes covered by a single main group; Removing cores; Handling ingots
    • B22D29/001—Removing cores
    • B22D29/003—Removing cores using heat

Definitions

  • the invention relates to the manufacture of hollow metal aeronautical parts, in particular aeronautical turbomachine blades, by lost-wax casting methods. More specifically, the invention relates to the foundry core used in the manufacture of hollow aeronautical parts, to a method of manufacturing such a foundry core, and to a method of manufacturing such an aeronautical part.
  • Metallic aeronautical parts in particular nickel-based high-pressure turbine blades, generally comprise internal cooling channels, making these parts hollow.
  • these hollow parts are produced by so-called “lost wax” foundry processes, using ceramic cores allowing the formation of internal cavities forming the cooling channels on the final part. These processes generally include the following steps:
  • Cooling circuits in particular play a major role in achieving these objectives. Consequently, the complexity of these circuits tends to grow, integrating very thin and long sections. It follows that these circuits can be difficult to manufacture. Indeed, given the fragility of the ceramic composition used and the need to use demoldable forms, the development of such circuits by ceramic injection into a mold, which represents the process generally used for the manufacture of foundry cores , can be laborious and costly, in particular having a high scrap rate.
  • the chemical shakeout of these complex circuits also has drawbacks both from an environmental and industrial point of view (handling of very dangerous solvents), and from a point of view of the efficiency of this step of the process, which can in particular be limited by the complexity and/or the accessibility by the etching fluids.
  • the increasing complexity of the cooling channels leads to increased shake-out time as well as processing temperatures and pressures, which may ultimately increase the risk of chemical interaction between the superalloy and the bases/acids employed.
  • the material used to make these cores is not reusable and cannot be regenerated at the end of the process.
  • the first phase is of the "MAX phase” type, crystalline structure of generic formula M n+1 AX n , combining characteristics of both metals and ceramics, and in particular having good thermal and electrical conductivity , good machinability, as well as damage tolerance and high temperature oxidation resistance.
  • the expression “for the manufacture of hollow metal aeronautical parts” means that the core is adapted and suitable for the manufacture of such metal parts. Nevertheless, it is understood that this application is not limiting, a core having the same composition also being suitable for the manufacture of ceramic matrix composite (CMC) parts, in particular.
  • the use of aluminum on site A makes it possible to ensure either the formation of a protective layer of alumina by oxidation of the core, or compatibility with any aluminoformer coatings deposited on the core.
  • the use of carbon on the X site is advantageous in that the carbide-type phases thus formed have a melting temperature greater than 1500° C., and therefore greater than the melting temperature of the metal used during the pouring molten metal into the shell mould.
  • the carbon also makes it possible to form phases that are chemically compatible with Al 4 C 3 .
  • titanium and/or niobium and/or molybdenum, used on the M site make it possible, in coordination with the use of carbon, to obtain phases having melting temperatures higher than that of the metal used during casting, and also exhibiting good mechanical properties up to at least 1500°C.
  • the combination of this first phase with a second phase of formula AI 4 C 3 is particularly advantageous.
  • aluminum carbide (Al 4 C 3 ) is an inorganic compound, whose melting point is very high (2200°C), and which can easily hydrolyze at room temperature, in the presence of an atmosphere. rich in water.
  • the composite material used for the foundry core of the present disclosure incorporates this second phase of aluminum carbide at the grain boundaries of the first phase. This makes it possible to make the composite material particularly reactive to atmospheres containing water.
  • the degradation of the aluminum carbide is accompanied by a variation in volume and the release of gas, capable of fragmenting the grain boundary and propagating cracks in the first initial phase. It is thus possible to propagate the phenomenon of hydrolysis over relatively long distances, and thus to facilitate the fragmentation and the shake-out of the nucleus.
  • the composite material forming the core can be dense and massive initially, and be reduced to powder by hydrolysis.
  • the chemical gradient between the aluminum carbide and the first phase containing aluminum and carbon is very limited, which makes it possible to limit the interdiffusion between the different chemical elements during the steps of core shaping and casting.
  • a fragmented material composed of first phase grains and hydrated aluminum can be recovered. After drying, this material can be “recharged” with AI 4 C 3 and reused to manufacture new foundry cores.
  • the composite material of the foundry core according to the present presentation thus combines the aforementioned advantages linked to the refractory compounds of the first phase, to the use of a second phase of formula AI 4 C 3 , allowing the production of hollow structures of complex shapes, while allowing easy and rapid shake-out of fine nuclei, without resorting to chemical solutions that are potentially harmful for the part manufactured subsequently and for the environment, and which can be recycled.
  • the first phase is of one of the formulas among Nb 4 AIC 3 , Nb 2 AIC, Mo 2 TiAIC 2 or Ti 2 AIC.
  • the Ti 2 AIC phase is aluminoforming and therefore does not require the addition of a coating allowing the formation of this protective layer. Its coefficient of thermal expansion is of the order of 7-9 ⁇ 10 6 K 1 , which is close to alumina, and makes it possible to avoid flaking of the oxide formed at high temperature.
  • the Nb 4 AIC 3 , Nb 2 AIC, Mo 2 TiAIC 2 phases are not aluminoforming. It is preferable to add a coating allowing the formation of this protective layer. Nevertheless, their coefficient of thermal expansion is also of the order of 7-9 ⁇ 10 6 K 1 , close to alumina, and therefore allows the direct deposition of an alumina layer or of an aluminoformer coating.
  • the composite material comprises between 1 and 50% of second phase by volume of the composite material, preferably between 1 and 20%. These values make it possible to ensure the fragmentation of the composite material by hydrolysis, while leaving a sufficient volume of first phase in the composite material, making it possible to retain the technical advantages associated with this first phase.
  • this Al 4 C 3 phase fraction makes it possible to ensure the chemical stability of the material at high temperature, while making it possible to induce a phenomenon of hydrolysis facilitating shake-out.
  • an outer surface of the foundry core is covered by a layer of alumina.
  • the alumina layer has a thickness of between 1 and 50 ⁇ m. This thickness ensures the protection of the core during the manufacture of a casting. More specifically, the alumina layer thus formed is thin enough not to have any impact on core removal by shake-out, but chemically isolates the core from the core from the outside.
  • the mixture of powders making it possible to obtain the composite material may comprise the mixture of pure powders of carbon, aluminum, titanium and or titanium carbide, and/or niobium, and or niobium carbide and /or molybdenum and/or aluminum carbide Al 4 C 3 .
  • the composite material constituting the foundry core is obtained by causing the various powders of the constituent elements of this material to react at high temperature.
  • This method has the advantage of involving, in the production of the composite material, the Al 4 C 3 phase, making it possible to provide the necessary elements Al and C, thus providing the aforementioned advantages.
  • the shaping step may comprise the injection of a binder onto a powder (called “binder jetting”), the injection of a mixture of metal powder and of a polymer thermoplastic (or MIM process for "Metal Injection Molding” in English) or any other suitable known 3D printing process, preferably followed by debinding and/or conventional sintering, or by debinding and/or sintering unconventional such as “flash sintering” (or SPS sintering for “Spark Plasma Sintering”), for example.
  • binder jetting the injection of a mixture of metal powder and of a polymer thermoplastic
  • MIM process for "Metal Injection Molding" in English
  • any other suitable known 3D printing process preferably followed by debinding and/or conventional sintering, or by debinding and/or sintering unconventional such as “flash sintering” (or SPS sintering for “Spark Plasma Sintering”), for example.
  • the mixing step comprises mixing pure constituent powders of the first phase so as to obtain the first phase in powder form, then mixing said first phase in powder form with a Al 4 C 3 powder so as to obtain the second phase.
  • pure powders of carbon, aluminum, titanium and/or titanium carbide, and/or niobium, and/or niobium carbide, and/or molybdenum, and/or aluminum carbide are mixed first, so as to obtain the first phase in a first step, then the first phase obtained is mixed with an aluminum carbide powder in a second step, so to get the second phase. This improves control of the proportions of each phase.
  • the mixing step comprises mixing pure constituent powders of the first phase with an excess Al 4 C 3 powder so as to form the composite material in one operation.
  • the mixing of the powders is not carried out in two stages (production of the first phase initially, then mixing with an aluminum carbide powder), but the The aforementioned pure powders are mixed in the same operation with an Al 4 C 3 powder in excess, that is to say in over-stoichiometry, thus allowing the formation of the composite material “in situ”.
  • the fact of reacting the Al 4 C 3 powder in over-stoichiometry with respect to the first phase sought makes it possible to maintain a controlled volume fraction of this phase in the final material.
  • the first phase is of formula Ti 2 AIC, the method comprising, after the step of shaping the foundry core, a step of oxidation of the core allowing the formation of a layer alumina on one surface of the core.
  • the phase of formula Ti 2 AIC is aluminoforming, and thus allows the formation of an alumina layer by simple oxidation of the core, without requiring the addition of a complex multi-layer coating allowing the formation of this protective layer.
  • this core degradation step must only be able to be activated after casting has been completed.
  • This oxidation step makes it possible to produce an adherent and dense layer of alumina on the surface of the core capable of protecting the composite material from degradation, in particular during the dewaxing step.
  • the subsequent step of casting the metal being carried out under vacuum, the latter does not pose any particular problem with respect to these materials.
  • the first phase is of one of the formulas among Nb 4 AIC 3 , Nb 2 AIC, Mo 2 TiAIC 2 , the method comprising, after the step of shaping the foundry core , a step of depositing an aluminoforming coating, then a step of oxidation of the coating allowing the formation of an alumina layer on a surface of the core.
  • these phases are not aluminoforming, and therefore require the addition of a coating allowing the formation of this protective layer. Nevertheless, these phases are compatible with aluminoforming coatings capable of forming an alumina layer by oxidation. It is thus possible to form a protective alumina layer in a simple way, without requiring the addition of a complex multi-layer coating to form this protective layer.
  • the oxidation step is carried out by placing the core in an enclosure under air between 1000° C. and 1400° C.
  • This presentation also relates to a process for manufacturing by lost-wax casting a hollow metallic aeronautical part, in particular a high-pressure turbine part, using a foundry core obtained by a process according to any one of previous embodiments, the method comprising, after steps of pouring a molten metal around the foundry core and of solidifying said metal, a step of shake-out of the foundry core by stoving.
  • the assembly is placed in a device, for example an oven, preferably with controlled humidity.
  • a device for example an oven, preferably with controlled humidity.
  • the presence of the Al 4 C 3 phase between the grain boundaries allows, in water-laden air, the disintegration of the foundry core. This thus makes it possible to facilitate shake-out, and in particular to improve shake-out of very fine channels, while avoiding the use of chemical solutions, such as acids, which are potentially harmful for the manufactured part.
  • the method comprises, before the shake-out step, a step in which an opening is made in the part.
  • casting devices are eliminated and an opening is made in the part without the alumina layer. It is thus possible to further facilitate the shake-out of the core, the composite material thus degraded being able to be evacuated via this opening.
  • the method comprises, after the shake-out step, a recovery step, in which the shake-out material by stoving is recovered so as to be reused for the manufacture of another foundry core starting from the mixing stage.
  • This presentation also relates to a method of manufacturing a hollow aeronautical part made of ceramic matrix composite using a core obtained by a method according to any one of the preceding embodiments, the method comprising, after steps of insertion of the core into a fiber preform, impregnation of a ceramic matrix in the fiber preform and solidification of the matrix, a step of shake-out of the core by stoving.
  • the foundry core obtained by a process according to the present disclosure is more simply called “core” when it is used for the manufacture of ceramic matrix composite (CMC) parts.
  • Figure 1 shows a perspective view of a hollow metal blade of a high pressure turbine
  • FIG. 2 shows a cross section of the blade of Figure 1
  • Figure 3 is a perspective view of a foundry core according to this disclosure.
  • FIG. 4 Figure 4 schematically represents the steps of a process for manufacturing a hollow metal part according to a first embodiment in accordance with the description
  • FIG. 5 schematically shows the steps of a method of manufacturing a hollow metal part according to a second embodiment in accordance with the description. Description of embodiments
  • Figure 1 shows a perspective view of a hollow blade 10 of a high pressure turbine
  • Figure 2 shows a sectional view of said blade 10, showing the various cooling circuits 12 within this blade 10.
  • Such a blade is obtained, according to the present disclosure, by a lost wax casting process.
  • the cooling circuits 12 are obtained by using, during the manufacturing process, a foundry core 1, manufactured during a preliminary stage of the process, and whose shape corresponds to the shape of the cooling circuits 12 intended to be trained.
  • Such a foundry core 1, in accordance with this presentation, is shown in perspective in FIG. 3. Certain portions 2 of this core 1, making it possible to obtain the various cooling channels 12, are complex or thin. Nevertheless, the foundry core 1 according to the present presentation comprises a composite material making it possible to facilitate the elimination of this core 1, during the shake-out step described later.
  • the composite material comprises two phases: a first phase called “MAX phase”, and a second phase of formula AI 4 C 3 , in other words aluminum carbide.
  • the element used in group A is aluminum (Al) in order to ensure either the formation of an alumina layer when aluminoforming phases are used, or compatibility with aluminoforming coatings deposited later.
  • the element used at the X site is carbon (C). Indeed, the phases containing nitrogen (N) often have lower melting temperatures than their counterparts containing carbon and the chemical compatibility with the Al 4 C 3 phase is not assured.
  • the element used on site M is determined so that the material obtained has a melting point above 1500°C.
  • MAX phases based on chromium (Cr), such as Cr 2 AIC for example, are not suitable for the present application because they begin to decompose around 1500°C.
  • the MAX phases based on zirconium (Zr) have too low a melting temperature, in particular less than 1500°C.
  • the first phase used can be of formula Nb 4 AIC 3 , Nb 2 AIC, Mo 2 TiAIC 2 or Ti 2 AIC.
  • the second phase of formula AI 4 C 3 is a known carbide whose melting temperature is very high (2200° C.). Elfe is also aluminoformer at high temperature. Nevertheless, the particularly advantageous property in the context of the invention is the ease with which this phase exhibits hydrolysis at ambient temperature in the presence of an atmosphere rich in water.
  • the decomposition of this phase follows the following reaction:
  • This reaction can be catalyzed by optimizing the level of hygrometry but also the temperature.
  • the foundry core 1 comprising this composite material can be easily eliminated by being degraded by hydrolysis, at the end of the blade manufacturing process.
  • the blade manufacturing process according to the present disclosure is a lost wax casting process.
  • the different steps of this method, according to a first embodiment, are shown in Figure 4.
  • the first step S 100 of this process consists in manufacturing the foundry core 1 described above, intended to be used subsequently in the manufacture of hollow turbine engine blades according to the technique of lost wax casting.
  • the foundry core 1 thus manufactured in step S100 is placed in a wax mold, being held in a predetermined position, so as to inject wax around the core to form the wax pattern having the shape of the part.
  • final step S200.
  • the wax model is then dipped several times in a slip in order to form a ceramic mold (step S300).
  • step S400 After removal of the wax (step S400), obtained by for example placing the assembly in an autoclave furnace, the molten metal, for example nickel-based alloys, is poured into the ceramic mold and around the ceramic core, the latter being again held in a fixed position within the ceramic mold, and the metal is then solidified by controlled solidification (step S500). Finally, the ceramic mold and the foundry core 1 are eliminated by shake-out, in order to obtain the final part (step S600). [0061] In accordance with this presentation, step S100 of manufacturing the foundry core 1 is divided into several steps. Initially, metal powders are mixed together, so as to obtain a composite powder comprising the first and the second phase (step S110).
  • step S110 metal powders are mixed together, so as to obtain a composite powder comprising the first and the second phase
  • pure powders of aluminum (Al), carbon (C), niobium (Nb), and/or niobium carbide (NbC) and or molybdenum (Mo) and/or titanium (Ti), and or titanium carbide (TiC), are mixed with an excess aluminum carbide AI 4 C 3 powder, so as to form in situ a composite material comprising the first phase and the second phase, such that the second phase represents between 1 and 50%, preferably between 1 and 20% of the total volume of the composite material.
  • the foundry core 1 is shaped (step S120), so that the latter takes on the desired shape.
  • This step can be carried out by various known processes such as the injection of a binder onto a powder (called “binder jetting”), the injection of a mixture of metal powder and of a thermoplastic polymer (or MIM for "Metal Injection Molding” in English) or any other suitable known 3D printing process, preferably followed by conventional debinding and/or sintering, or unconventional debinding and/or sintering such as " flash sintering” (or SPS sintering for “Spark Plasma Sintering” in English), or any other suitable known process, or a combination of these different processes.
  • step S140 a step of forming an alumina layer, making it possible to form an alumina layer with a thickness of between 1 and 50 ⁇ m is carried out (step S140).
  • This step is carried out by oxidation of the foundry core 1 by bringing the latter to a temperature of between 1000 and 1400°C.
  • a preliminary step to this oxidation step may be necessary.
  • the phases of formula Nb 4 AIC 3 , Nb 2 AIC, Mo 2 TiAIC 2 are not aluminoforming, so that the fact of carrying a core 1 comprising a composite material having one of these first phases, at a temperature between 1000 and 1400° C., will not allow the formation of an alumina layer. Consequently, in this case, step S120 of shaping the core is followed by a step of depositing an aluminoforming coating (step S130).
  • a layer of molybdenum (Mo) can be deposited directly on the core by thermal spraying. Silicon (Si) and aluminum is then deposited by pack-cementation at 1100° C. A treatment for a few hours in air at 1200° C. allows the formation of a layer of alumina on the surface. Direct deposition of aluminum by cementation or sol-gel, followed by oxidation in air at 1100°C is also possible.
  • This aluminoformer coating can also be deposited by known techniques such as chemical vapor deposition (known as “CVD deposition” for “Chemical vapor deposition”), physical vapor deposition (known as “PVD deposition” for English “physical vapor deposition”), or coating by dipping (“dip coating” in English), for example.
  • CVD deposition chemical vapor deposition
  • PVD deposition physical vapor deposition
  • dip coating coating in English
  • the phase of formula Ti 2 AIC is aluminoforming. Consequently, when the latter is used for the first phase of the composite material, the step S120 for shaping the core 1 can be followed immediately by the step S140 for forming the alumina layer by oxidation, without requiring any prior step of depositing a coating.
  • the foundry core 1 thus obtained, comprising an alumina layer on its outer surface, can then be used in the process for manufacturing parts by lost-wax casting described above, in particular at step S200 d injection of the wax around the core 1 to form the wax model.
  • the internal structure of core 1 will not be affected by the wax removal step (step S400), due to the presence of the alumina layer on its outer surface.
  • the step S600 mentioned above comprising the shake-out of the foundry core 1
  • This step is preferably preceded by a step of forming an opening in the part, making it possible to facilitate the evacuation of the core 1 degraded by hydrolysis in the aforementioned oven.
  • the alumina layer can be evacuated at the same time as the degrading composite, or can also remain adherent to the nickel-based superalloy, offering protection against internal oxidation of the cooling channels.
  • shake-out step S600 can be followed by a recovery step (step S700), or recycling, in which the composite material shake-out by stoving, then in powder form, is recovered so as to be reused for the manufacture of another foundry core 1, starting from the mixing step S110. More precisely, once the degradation of the core has been carried out, a fragmented material composed of grains of the first phase and of hydrated aluminum is recovered. After drying, this material can be "reloaded” with Al 4 C 3 and reused to manufacture new foundry cores 1.
  • step S110 of mixing the powders differs from the method according to the first embodiment in that step S110 of mixing the powders is broken down into two sub-steps.
  • the mixing step is carried out in a single operation, in which the composite material is formed in situ by the presence in excess of the phase Al 4 C 3 l' step S110 for mixing the powders in the context of the second embodiment comprises initially the mixing of pure constituent powders of the first phase making it possible to obtain the first phase (step S111), then the mixing of the first phase thus obtained with an Al 4 C 3 powder making it possible to obtain the composite material ex situ (step S112).
  • a first phase of formula Nb 4 AIC 3 can be obtained by mixing pure powders of niobium, aluminum and niobium carbide (Nb: Al: NbC ) according to the molar proportions 1.2:1.1:2.8 respectively.
  • the niobium grains have a diameter of less than 44 ⁇ m, a purity of 99.8%, and a density of 8.57 g/cm 3 .
  • the aluminum grains have a diameter of less than 44 ⁇ m, a purity of 99.5%, and a density of 2.70 g/cm 3
  • the niobium carbide grains have a diameter of less than 10 ⁇ m, a purity of 99%, and a density of 7.82 g/cm 3 .
  • a first phase of formula Ti 3 AIC 2 can be obtained by mixing pure powders of titanium, aluminum and titanium carbide (Ti: Al: TiC) according to the molar proportions 1:
  • the titanium grains have a diameter less than 45 ⁇ m, 99.5% purity.
  • the aluminum grains have a diameter of between 45 and 150 ⁇ m, a purity of 99.5% and the titanium carbide grains have a diameter of 2 ⁇ m, a purity of 99.5%, and a density of 7 .82 g/cm3.
  • the pure powders can also be mixed with an Al 4 C 3 powder.
  • the Al 4 C 3 powder contributes to the formation of the first phase, but is not in sufficient quantity to form the composite material in situ, such that the second step S112 is necessary, and allows to add a necessary quantity of AI 4 C 3 powder, making it possible to obtain the proportions of AI 4 C 3 mentioned previously in the composite material.

Landscapes

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Abstract

Noyau de fonderie (1) pour la fabrication de pièce aéronautique métallique creuse, notamment de pièce de turbine haute pression par fonderie à cire perdue, comprenant un matériau composite comprenant d'une part une première phase de formule Mn+1AlCn, où n = 1 à 3 et M étant un métal de transition choisi dans le groupe constitué du titane et/ou du niobium et/ou du molybdène, le matériau composite comprenant d'autre part une deuxième phase de formule Al4C3.

Description

Description
Titre de l'invention : Noyau de fonderie amélioré pour la fabrication de pièce aéronautique métallique creuse
Domaine Technique
[0001 ] L'invention concerne la fabrication de pièces aéronautiques métalliques creuses, notamment d’aube de turbomachine aéronautique, par des méthodes de fonderie à cire perdue. Plus précisément, l’invention se rapporte au noyau de fonderie utilisé dans la fabrication de pièces aéronautiques creuses, à un procédé de fabrication d’un tel noyau de fonderie, et à un procédé de fabrication d’une telle pièce aéronautique.
Technique antérieure
[0002] Les pièces aéronautiques métalliques, notamment les aubes de turbines haute pression à base de nickel, comportent généralement des canaux internes de refroidissement, rendant ces pièces creuses.
[0003] De manière connue, ces pièces creuses sont réalisées par des procédés de fonderie dits « à cire perdue », utilisant des noyaux céramiques permettant la formation des cavités internes formant les canaux de refroidissement sur la pièce finale. Ces procédés comprennent généralement les étapes suivantes :
- fabrication des noyaux céramiques, par exemple par injection céramique et frittage,
- injection des modèles en cire (injection de la cire autour du noyau),
- assemblage des modèles et fabrication du moule carapace,
- décirage pour enlever la cire et laisser la place à l’alliage, suivi d’une étape de cuisson du moule carapace,
- coulée sous vide des alliages à base de nickel et solidification contrôlée,
- décochage mécanique de la carapace et décochage chimique des noyaux, par exemple par dissolution, pour obtenir l’aube finale avec une cavité interne.
[0004] Les démarches actuelles de recherche et de développement visent à augmenter la performance des moteurs aéronautiques, et à diminuer les émissions de C02 et la consommation spécifique. Pour ce faire, il est nécessaire de développer des technologies d’aubes de turbine haute pression permettant d’accroître la température d’entrée des gaz en turbine (TET). Afin d’atteindre une TET plus élevée, de nouvelles technologies sont mises en place, notamment de nouveaux matériaux monocristallins à plus haute température, de nouveaux revêtements de protection compatibles des nouveaux alliages, ou de nouvelles barrières thermiques à conductivité thermique réduite et résistantes aux agressions environnementales.
[0005] Les circuits de refroidissement jouent en particulier un rôle majeur dans l’atteinte de ces objectifs. Par conséquent, la complexité de ces circuits tend à croître, intégrant des sections très fines et longues. Il en découle que ces circuits peuvent s’avérer difficilement fabricables. En effet, compte tenu de la fragilité de la composition céramique employée et de la nécessité d’utiliser des formes démoulables, l’élaboration de tels circuits par injection céramique dans un moule, qui représente le procédé généralement utilisé pour la fabrication des noyaux de fonderie, peut être laborieuse et coûteuse, présentant notamment un taux de rebuts élevé.
[0006] D’autre part, le décochage chimique de ces circuits complexes présente également des inconvénients tant d’un point de vue environnemental et industriel (manipulation de solvants très dangereux), que d’un point de vue de l’efficacité de cette étape du procédé, qui peut notamment être limitée par la complexité et/ou l’accessibilité par les fluides d’attaque chimique. De plus, la complexité croissante des canaux de refroidissement entraîne une augmentation du temps de décochage ainsi que des températures et pressions de traitement, ce qui peut à terme augmenter le risque d’interaction chimique entre le superalliage et les bases/acides employés. Enfin, la matière engagée pour réaliser ces noyaux n’est pas réutilisable et ne peut pas être régénérée à la fin du procédé.
[0007] A l’heure actuelle, différentes solutions existent, permettant de palier en partie certains de ces inconvénients. En particulier, il est connu d’utiliser des noyaux métalliques réfractaires à la place des noyaux céramiques, notamment à base d’alliages contenant du molybdène. Bien que cette technologie permette de réduire la finesse des canaux de refroidissement et d’obtenir des formes plus complexes, elle n’offre pas de solution aux autres problématiques précitées, notamment liées au recyclage, à l’environnement et au décochage des circuits complexes. Par ailleurs, le molybdène et ses alliages s’oxydent à haute température et se fragilisent. Ces métaux sont donc sensibles aux étapes de cuisson des noyaux, recuits de la carapace et lors de la coulée du superalliage. Cette dégradation peut conduire à l’érosion du matériau en contact avec le superalliage, créant ainsi des aspérités sur la surface interne de l’aube et par conséquent des perturbations fluidiques non souhaitables, pouvant entraîner une diminution de l’efficacité des circuits de refroidissement. Ces métaux sont de plus solubles dans le superalliage.
[0008] Cet inconvénient peut être surmonté par l’application de revêtements sur le métal réfractaire. Cependant, afin de répondre à certaines propriétés, notamment de compatibilité chimique avec le métal réfractaire, une bonne adhérence avec ce dernier, être décochable et présenter un coefficient de dilatation thermique proche de celui du métal réfractaire, ces revêtements doivent être composés de plusieurs couches, et les procédés de réalisation de ces revêtements restent complexes.
[0009] Il existe donc un besoin pour une solution permettant de palier au moins en partie aux inconvénients précités.
Exposé de l’invention
[0010] Le présent exposé concerne un noyau de fonderie pour la fabrication de pièce aéronautique métallique creuse, notamment de pièce de turbine haute pression par fonderie à cire perdue, comprenant un matériau composite comprenant d’une part une première phase de formule Mn+1AICn, où n = 1 à 3 et M étant un métal de transition choisi dans le groupe constitué du titane et/ou du niobium et/ou du molybdène, le matériau composite comprenant d’autre part une deuxième phase de formule AI4C3.
[0011] On comprend que la première phase est de type « phase MAX », structure cristalline de formule générique Mn+1AXn, associant des caractéristiques à la fois de métaux et de céramiques, et présentant notamment une bonne conductivité thermique et électrique, une bonne usinabilité, ainsi qu’une tolérance à l’endommagement et une résistance à l’oxydation à haute température. On comprend en outre que l’expression « pour la fabrication de pièce aéronautique métallique creuse » signifie que le noyau est adapté et convient pour la fabrication de telles pièces métalliques. Néanmoins, on comprend que cette application n’est pas limitative, un noyau présentant la même composition pouvant également convenir pour la fabrication de pièces en composite à matrice céramique (CMC), notamment.
[0012] Dans le présent exposé, l’utilisation de l’aluminium sur le site A permet d’assurer soit la formation d’une couche d’alumine protectrice par oxydation du noyau, soit une compatibilité avec des revêtements aluminoformeur éventuellement déposés sur le noyau. En outre, l’utilisation du carbone sur le site X est avantageuse en ce que les phases de type carbure ainsi formées présentent une température de fusion supérieure à 1500°C, et donc supérieure à la température de fusion du métal utilisé lors de la coulée du métal en fusion dans le moule carapace. Le carbone permet en outre de former des phases compatibles chimiquement avec AI4C3. Par ailleurs, le titane et/ou le niobium et/ou le molybdène, utilisés sur le site M, permettent, en coordination avec l'utilisation du carbone, d’obtenir des phases ayant des températures de fusion supérieures à celle du métal utilisé lors de la coulée, et présentant également de bonnes propriétés mécaniques jusqu’à 1500°C au moins.
[0013] En outre, l’association de cette première phase, avec une deuxième phase de formule AI4C3, est particulièrement avantageuse. En effet, le carbure d’aluminium (AI4C3) est un composé inorganique, dont la température de fusion est très élevée (2200 °C), et qui peut aisément s’hydrolyser à température ambiante, en présence d’une atmosphère riche en eau. Ainsi, le matériau composite utilisé pour le noyau de fonderie du présent exposé intègre cette deuxième phase de carbure de d’aluminium aux joints de grains de la première phase. Cela permet de rendre le matériau composite particulièrement réactif aux atmosphères contenant de l’eau. La dégradation du carbure d’aluminium s’accompagne d’une variation de volume et d’un dégagement de gaz, à même de fragmenter le joint de grain et de propager des fissures dans la première phase initiale. Il est ainsi possible de propager le phénomène d’hydrolyse sur des distances relativement grandes, et ainsi de faciliter la fragmentation et le décochage du noyau. En d’autres termes, le matériau composite formant le noyau peut être dense et massif initialement, et être réduit en poudre par hydrolyse.
[0014] D’autre part, le gradient chimique entre le carbure d’aluminium et la première phase contenant de l’aluminium et du carbone est très limité, ce qui permet de limiter l’interdiffusion entre les différents éléments chimiques lors des étapes de mise en forme du noyau et de coulée. En outre, une fois le décochage du noyau réalisé, un matériau fragmenté, composé de grains de la première phase et d’aluminium hydraté peut être récupéré. Après séchage, cette matière peut être « rechargée » en AI4C3 et réutilisée afin de fabriquer de nouveaux noyaux de fonderie.
[0015] Le matériau composite du noyau de fonderie selon le présent exposé allie ainsi les avantages précités liés aux composés réfractaires de la première phase, à l’utilisation d’une deuxième phase de formule AI4C3, permettant la réalisation de structures creuses de formes complexes, tout en autorisant un décochage aisé et rapide de noyaux fins, sans avoir recours à des solutions chimiques potentiellement néfastes pour la pièce fabriquée ultérieurement et pour l’environnement, et pouvant être recyclées. [0016] Dans certains modes de réalisation, la première phase est de l’une des formules parmi Nb4AIC3, Nb2AIC, Mo2TiAIC2 ou Ti2AIC.
[0017] La phase Ti2AIC est aluminoformeuse et ne nécessite donc pas l’ajout d’un revêtement permettant la formation de cette couche protectrice. Son coefficient de dilatation thermique est de l’ordre de 7-9x106 K1, ce qui est proche de l’alumine, et permet d’éviter l’écaillage de l’oxyde formé à haute température.
[0018] Les phases Nb4AIC3, Nb2AIC, Mo2TiAIC2 ne sont pas aluminoformeuses. Il est préférable d’ajouter un revêtement permettant la formation de cette couche protectrice. Néanmoins, leur coefficient de dilatation thermique est également de l’ordre de 7-9x106 K1, proche de l’alumine, et autorise donc le dépôt direct d’une couche d’alumine ou d’un revêtement aluminoformeur.
[0019] Ces phases permettent ainsi de s’affranchir d’un dépôt multi-couche très long à mettre en œuvre. Ce sont également des phases réfractaires qui ont une résistance mécanique proche de celle des céramiques utilisées, mais avec une meilleure ductilité que ces dernières, ce qui rend leur utilisation plus aisée.
[0020] Dans certains modes de réalisation, le matériau composite comprend entre 1 et 50% de deuxième phase en volume du matériau composite, de préférence entre 1 et 20%. Ces valeurs permettent d’assurer la fragmentation du matériau composite par hydrolyse, tout en laissant un volume suffisant de première phase dans le matériau composite, permettant de conserver les avantages techniques liés à cette première phase. En outre, cette fraction de phase AI4C3 permet d’assurer la stabilité chimique du matériau à haute température, tout en permettant d’induire un phénomène d’hydrolyse facilitant le décochage.
[0021] Dans certains modes de réalisation, une surface externe du noyau de fonderie est recouverte par une couche d’alumine.
[0022] La dégradation du noyau, par hydrolyse du carbure d’aluminium dans une atmosphère contenant de l’eau, ne doit avoir lieu que lors du décochage du noyau. Ainsi, la présence d’une couche d’alumine adhérente et dense en surface du noyau permet de protéger le matériau composite de la dégradation pendant les autres étapes de fabrication d’une pièce de fonderie précédant le décochage du noyau, notamment pendant l’étape de décirage.
[0023] Dans certains modes de réalisation, la couche d’alumine présente une épaisseur comprise entre 1 et 50 pm. Cette épaisseur permet d’assurer la protection du noyau au cours de la fabrication d’une pièce de fonderie. Plus précisément, la couche d’alumine ainsi formée est suffisamment fine pour ne pas avoir d’impact sur le retrait du noyau par décochage, mais isole chimiquement le cœur du noyau de l’extérieur.
[0024] Le présent exposé concerne également un procédé de fabrication d’un noyau de fonderie pour la fabrication de pièce aéronautique métallique creuse, notamment de pièce de turbine haute pression par fonderie à cire perdue, le noyau de fonderie comprenant un matériau composite comprenant d’une part une première phase de formule Mn+1AICn, où n = 1 à 3 et M étant un métal de transition choisi dans le groupe constitué du titane et/ou du niobium et/ou du molybdène, le matériau composite comprenant d’autre part une deuxième phase de formule AI4C3, le noyau de fonderie étant obtenu par un procédé de métallurgie des poudres comprenant une étape de mélange dans laquelle des poudres permettant d’obtenir le matériau composite sont mélangées, et une étape de mise en forme.
[0025] Le mélange des poudres permettant d’obtenir le matériau composite peut comprendre le mélange de poudres pures de carbone, d’aluminium, de titane et ou de carbure de titane, et/ou de niobium, et ou de carbure de niobium et/ou de molybdène et/ou de carbure d’aluminium AI4C3. En d’autres termes, le matériau composite constitutif du noyau de fonderie est obtenu en faisant réagir les différentes poudres des éléments constitutifs de ce matériau à haute température. Ce procédé présente l’avantage de faire intervenir, dans l’élaboration du matériau composite, la phase AI4C3, permettant d’apporter les éléments Al et C nécessaires, apportant ainsi les avantages précités.
[0026] Par ailleurs, l’étape de mise en forme peut comprendre l’injection d’un liant sur une poudre (nommée « binder jetting » en anglais), l’injection d’un mélange de poudre métallique et d’un polymère thermoplastique (ou procédé MIM pour « Métal Injection Molding » en anglais) ou tout autre procédé d’impression 3D connu adapté, de préférence suivi d’un déliantage et/ou d’un frittage conventionnel, ou d’un déliantage et/ou frittage non conventionnel comme le « frittage flash » (ou frittage SPS pour « Spark Plasma Sintering » en anglais), par exemple.
[0027] Dans certains modes de réalisation, l’étape de mélange comprend le mélange de poudres pures constitutives de la première phase de manière à obtenir la première phase sous forme de poudre, puis le mélange de ladite première phase sous forme de poudre avec une poudre d’AI4C3de manière à obtenir la deuxième phase.
[0028] En d’autres termes, les poudres pures de carbone, d’aluminium, de titane et/ou de carbure de titane, et/ou de niobium, et/ou de carbure de niobium, et/ou de molybdène, et/ou de carbure d’aluminium sont mélangées en premier lieu, de manière à obtenir la première phase dans un premier temps, puis la première phase obtenue est mélangée à une poudre de carbure d’aluminium dans un deuxième temps, de manière à obtenir la deuxième phase. Cela permet d’améliorer la maîtrise des proportions de chaque phase.
[0029] Dans certains modes de réalisation, l’étape de mélange comprend le mélange de poudres pures constitutives de la première phase avec une poudre d’AI4C3en excès de manière à former le matériau composite en une opération.
[0030] En d’autres termes, selon cette configuration, le mélange des poudres n’est pas réalisé en deux temps (fabrication de la première phase dans un premier temps, puis mélange avec une poudre de carbure d’aluminium), mais les poudres pures précitées sont mélangées dans une même opération avec une poudre d’AI4C3en excès, c’est-à- dire en sur-stœchiométrie, permettant ainsi la formation du matériau composite « in situ ». Le fait de faire réagir la poudre d’AI4C3 en sur-stœchiométrie par rapport à la première phase recherchée permet de maintenir une fraction volumique contrôlée de cette phase dans le matériau final.
[0031 ] Dans certains modes de réalisation, la première phase est de formule Ti2AIC, le procédé comprenant, après l’étape de mise en forme du noyau de fonderie, une étape d’oxydation du noyau permettant la formation d’une couche d’alumine sur une surface du noyau.
[0032] Ainsi que mentionné précédemment, la phase de formule Ti2AIC est aluminoformeuse, et permet ainsi la formation d’une couche d’alumine par simple oxydation du noyau, sans nécessiter l’ajout d’un revêtement multi couches complexe permettant la formation de cette couche protectrice. Néanmoins, cette étape de dégradation du noyau ne doit pouvoir être activée qu’après la coulée réalisée. Cette étape d’oxydation permet de produire une couche d’alumine adhérente et dense en surface du noyau à même de protéger le matériau composite de la dégradation, notamment pendant l’étape de décirage. On notera en outre que l’étape ultérieure de coulée du métal étant réalisée sous vide, cette dernière ne pose pas de problème particulier vis-à-vis de ces matériaux.
[0033] Dans certains modes de réalisation, la première phase est de l’une des formules parmi Nb4AIC3, Nb2AIC, Mo2TiAIC2, le procédé comprenant, après l’étape de mise en forme du noyau de fonderie, une étape de dépôt d’un revêtement aluminoformeur, puis une étape d’oxydation du revêtement permettant la formation d’une couche d’alumine sur une surface du noyau.
[0034] Ainsi que mentionné précédemment, ces phases ne sont pas aluminoformeuses, et nécessitent donc l’ajout d’un revêtement permettant la formation de cette couche protectrice. Néanmoins, ces phases sont compatibles de revêtements aluminoformeurs aptes à former une couche d’alumine par oxydation. Il est ainsi possible de former une couche protectrice d’alumine de manière simple, sans nécessiter l’ajout d’un revêtement multi couches complexe pour former cette couche protectrice.
[0035] Dans certains modes de réalisation, l’étape d’oxydation est réalisée en disposant le noyau dans une enceinte sous air compris entre 1000°C et 1400°C.
[0036] Le présent exposé concerne également un procédé de fabrication par fonderie à cire perdue d’une pièce aéronautique métallique creuse, notamment d’une pièce de turbine haute pression, utilisant un noyau de fonderie obtenu par un procédé selon l’un quelconque des modes de réalisation précédents, le procédé comprenant, après des étapes de coulée d’un métal fondu autour du noyau de fonderie et de solidification dudit métal, une étape de décochage du noyau de fonderie par étuvage.
[0037] En d’autres termes, après solidification du métal dans un moule céramique et autour du noyau de fonderie, l’ensemble est disposé dans un dispositif, par exemple une étuve, de préférence à hygrométrie contrôlée. Comme évoqué précédemment, la présence de la phase AI4C3 entre les joints de grain permet, dans un air chargé en eau, la désagrégation du noyau de fonderie. Cela permet ainsi de faciliter le décochage, et en particulier d’améliorer le décochage des canaux très fins, tout en s’affranchissant de l’utilisation de solutions chimiques, telles que des acides, potentiellement néfastes pour la pièce fabriquée.
[0038] Dans certains modes de réalisation, le procédé comprend, avant l’étape de décochage, une étape dans laquelle une ouverture est réalisée dans la pièce.
[0039] Plus précisément, les artifices de coulée sont supprimés et une ouverture est réalisée dans la pièce sans la couche d’alumine. Il est ainsi possible de faciliter davantage le décochage du noyau, le matériau composite ainsi dégradé pouvant être évacué par l’intermédiaire de cette ouverture.
[0040] Dans certains modes de réalisation, le procédé comprend, après l’étape de décochage, une étape de récupération, dans laquelle le matériau décoché par étuvage est récupéré de manière à être réutilisé pour la fabrication d’un autre noyau de fonderie en repartant de l’étape de mélange.
[0041] En d’autres termes, une fois la dégradation du noyau réalisée, un matériau fragmenté composé de grains de la première phase et d’aluminium hydraté peut être récupéré. Après séchage, cette matière peut être « rechargée » en AI4C3 lors de l’étape de mélange et être ainsi réutilisée afin de fabriquer de nouveaux noyaux. Il est ainsi possible de recycler le noyau de fonderie décoché, permettant ainsi de répondre au moins en partie aux problématiques environnementales précitées.
[0042] Le présent exposé concerne également un procédé de fabrication d’une pièce aéronautique creuse en composite à matrice céramique utilisant un noyau obtenu par un procédé selon l’un quelconque des modes de réalisation précédents, le procédé comprenant, après des étapes d’insertion du noyau dans une préforme fibreuse, d’imprégnation d’une matrice céramique dans la préforme fibreuse et de solidification de la matrice, une étape de décochage du noyau par étuvage. On notera que le noyau de fonderie obtenu par un procédé selon le présent exposé, est plus simplement nommé « noyau » lorsqu’il est utilisé pour la fabrication de pièces en composite à matrice céramique (CMC).
Brève description des dessins
[0043] L’invention et ses avantages seront mieux compris à la lecture de la description détaillée faite ci-après de différents modes de réalisation de l’invention donnés à titre d’exemples non limitatifs. Cette description fait référence aux pages de figures annexées, sur lesquelles :
[0044] [Fig. 1] La figure 1 représente une vue en perspective d’une aube métallique creuse de turbine haute pression,
[0045] [Fig. 2] La figure 2 représente une section transversale de l’aube de la figure 1 ,
[0046] [Fig. 3] La figure 3 est une vue en perspective d’un noyau de fonderie selon le présent exposé,
[0047] [Fig. 4] La figure 4 représente schématiquement les étapes d’un procédé de fabrication d’une pièce métallique creuse selon un premier mode de réalisation conforme à l’exposé,
[0048] [Fig. 5] La figure 5 représente schématiquement les étapes d’un procédé de fabrication d’une pièce métallique creuse selon un deuxième mode de réalisation conforme à l’exposé. Description des modes de réalisation
[0049] La figure 1 représente une vue en perspective d’une aube creuse 10 de turbine haute pression, et la figure 2 représente une vue en coupe de ladite aube 10, montrant les différents circuits de refroidissement 12 au sein de cette aube 10.
[0050] Une telle aube est obtenue, selon le présent exposé, par un procédé par fonderie à cire perdue. En particulier, les circuits de refroidissement 12 sont obtenus en utilisant, au cours du procédé de fabrication, un noyau de fonderie 1 , fabriqué lors d’une étape préliminaire du procédé, et dont la forme correspond à la forme des circuits de refroidissement 12 destinés à être formés.
[0051] Un tel noyau de fonderie 1 , conforme au présent exposé, est représenté en perspective sur la figure 3. Certaines portions 2 de ce noyau 1 , permettant d’obtenir les différents canaux de refroidissement 12, sont complexes ou fines. Néanmoins, le noyau de fonderie 1 selon le présent exposé comprend un matériau composite permettant de faciliter l’élimination de ce noyau 1 , lors de l’étape de décochage décrite ultérieurement.
[0052] En effet, le matériau composite comprend deux phases : une première phase dite « phase MAX », et une deuxième phase de formule AI4C3, autrement dit du carbure d’aluminium.
[0053] Les phases MAX sont des matériaux dits stoechiométriques, connus en soi, de formule : Mn+1AXn, avec n=1 à 3, M étant un métal de transition, A un élément du groupe A et X du carbone et/ou de l’azote.
[0054] Dans le présent exposé, l’élément utilisé dans le groupe A est de l’aluminium (Al) afin d’assurer soit la formation d’une couche d’alumine lorsque des phases aluminoformeuses sont utilisées, soit la compatibilité avec des revêtements aluminoformeurs déposés ultérieurement. L’élément utilisé sur le site X est du carbone (C). En effet, les phases contenant de l’azote (N) ont souvent des températures de fusion inférieures à leurs homologues contenant du carbone et la compatibilité chimique avec la phase AI4C3 n’est pas assurée. Enfin, l’élément utilisé sur le site M est déterminé de telle sorte que le matériau obtenu ait un point de fusion supérieur à 1500°C. Les phases MAX à base de chrome (Cr), telle que Cr2AIC par exemple, ne conviennent pas pour la présente application car elles commencent à se décomposer autour de 1500°C. De même les phases MAX à base de zirconium (Zr) ont une température de fusion trop basse, notamment inférieure à 1500°C. [0055] Ainsi, dans l’application du présent exposé, la première phase utilisée peut être de formule Nb4AIC3, Nb2AIC, Mo2TiAIC2 ou Ti2AIC.
[0056] La deuxième phase de formule AI4C3 est un carbure connu dont la température de fusion est très élevée (2200 °C). Elfe est en outre aluminoformeuse à haute température. Néanmoins, la propriété particulièrement avantageuse dans le cadre de l’invention est la facilité que présente cette phase à s’hydrolyser à température ambiante en présence d’une atmosphère riche en eau. La décomposition de cette phase suit la réaction suivante :
AI4C3 + 1 2 H20 ® 4 AI(OH)3 + 3 CH4
[0057] Cette réaction peut être catalysée en optimisant le niveau d’hygrométrie mais également la température.
[0058] Ainsi, compte tenu de la présence de la deuxième phase de formule AI4C3, entre les joints de grain de la première phase, le noyau de fonderie 1 comprenant ce matériau composite peut être aisément éliminé en étant dégradé par hydrolyse, à l’issue du procédé de fabrication de l’aube.
[0059] A cet égard, le procédé de fabrication d’aubes selon le présent exposé est un procédé par fonderie à cire perdue. Les différentes étapes de ce procédé, selon d’un premier mode de réalisation, sont présentées sur la figure 4.
[0060] La première étape S 100 de ce procédé consiste à fabriquer le noyau de fonderie 1 décrit ci-dessus, destiné à être utilisé ensuite dans la fabrication d’aubes creuses de turbomachine selon la technique de la fonderie à la cire perdue. Le noyau de fonderie 1 ainsi fabriqué à l’étape S100 est disposé dans un moule à cire, en étant maintenu dans une position prédéterminée, de manière à injecter de la cire autour du noyau pour former la modèle en cire présentant la forme de la pièce finale (étape S200). Après démoulage du moule à cire, le modèle en cire est ensuite plongé à plusieurs reprises dans une barbotine afin de former un moule céramique (étape S300). Après élimination de la cire (étape S400), obtenue en disposant par exemple l’ensemble dans un four autoclave, le métal fondu, par exemple des alliages à base de nickel, est coulé dans le moule céramique et autour du noyau céramique, ce dernier étant à nouveau maintenu en position fixe à l’intérieur du moule céramique, et le métal est ensuite solidifié par solidification contrôlée (étape S500). Enfin, le moule céramique et le noyau de fonderie 1 sont éliminés par décochage, afin d’obtenir la pièce finale (étape S600). [0061 ] Conformément au présent exposé, l’étape S100 de fabrication du noyau de fonderie 1 se décline en plusieurs étapes. Dans un premier temps, des poudres métalliques sont mélangées entre elles, de manière à obtenir une poudre composite comprenant la première et la deuxième phase (étape S110). Selon le premier mode de réalisation, des poudres pures d’aluminium (Al), de carbone (C), de niobium (Nb), et/ou de carbure de niobium (NbC) et ou de molybdène (Mo) et/ou de titane (Ti), et ou de carbure de titane (TiC), sont mélangées avec une poudre de carbure d’aluminium AI4C3 en excès, de manière à former in situ un matériau composite comprenant la première phase et la deuxième phase, de telle sorte que la deuxième phase représente entre 1 et 50%, de préférence entre 1 et 20% du volume total du matériau composite.
[0062] Une fois l’étape de mélange effectuée, le noyau de fonderie 1 est mis en forme (étape S120), de manière à ce que ce dernier prenne la forme souhaitée. Cette étape peut être réalisée par divers procédés connus tels que l’injection d’un liant sur une poudre (nommée « binder jetting » en anglais), l’injection d’un mélange de poudre métallique et d’un polymère thermoplastique (ou procédé MIM pour « Métal Injection Molding » en anglais) ou tout autre procédé d’impression 3D connu adapté, de préférence suivi d’un déliantage et/ou frittage conventionnel, ou d’un déliantage et/ou frittage non conventionnel comme par exemple le « frittage flash » (ou frittage SPS pour « Spark Plasma Sintering » en anglais), ou tout autre procédé connu adapté, ou une combinaison de ces différents procédés.
[0063] Ensuite, une étape de formation d’une couche d’alumine, permettant de former une couche d’alumine d’épaisseur comprise entre 1 et 50 pm est effectuée (étape S140). Cette étape est réalisée par oxydation du noyau de fonderie 1 en portant ce dernier à une température comprise entre 1000 et 1400°C. Cependant, selon la première phase utilisée dans le matériau composite, une étape préliminaire à cette étape d’oxydation peut être nécessaire. En effet, ainsi qu’évoqué précédemment, les phases de formule Nb4AIC3, Nb2AIC, Mo2TiAIC2ne sont pas aluminoformeuses, si bien que le fait de porter un noyau 1 comprenant un matériau composite ayant l’une de ces premières phase, à une température comprise entre 1000 et 1400°C, ne permettra pas la formation d’une couche d’alumine. Par conséquent, dans ce cas de figure, l’étape S120 de mise en forme du noyau est suivie d’une étape de dépôt d’un revêtement aluminoformeur (étape S130).
[0064] Par exemple, une couche de molybdène (Mo) peut être déposée directement sur le noyau par projection thermique. Du silicium (Si) et de l’aluminium est ensuite déposé par cémentation en caisse (« pack-cementation » en anglais) à 1100° C. Un traitement de quelques heures sous air à 1200°C permet la formation d’un couche d’alumine en surface. Un dépôt direct d’aluminium par cémentation ou sol-gel, suivi d’une oxydation sous air à 1100° C est également possible. Ce revêtement aluminoformeur peut également être déposé par des techniques connues telles que le dépôt chimique en phase vapeur (dit « dépôt CVD » de l’anglais « Chemical vapor déposition »), dépôt physique en phase vapeur (dit « dépôt PVD » de l’anglais « physical vapor déposition »), ou l’enduction par trempage (« dip coating » en anglais), par exemple. Une fois le dépôt du revêtement aluminoformeur effectué, l’étape S140 de formation de la couche d’alumine par oxydation peut être réalisée, dans les conditions précitées.
[0065] En revanche, la phase de formule Ti2AIC est aluminoformeuse. Par conséquent, lorsque cette dernière est utilisée pour la première phase du matériau composite, l’étape S120 de mise en forme du noyau 1 peut être suivie immédiatement par l’étape S140 de formation de la couche d’alumine par oxydation, sans nécessiter d’étape préalable de dépôt d’un revêtement.
[0066] Le noyau de fonderie 1 ainsi obtenu, comprenant une couche d’alumine sur sa surface externe, peut être ensuite utilisé dans le procédé de fabrication de pièces par fonderie à cire perdue décrit ci-dessus, notamment à l’étape S200 d’injection de la cire autour du noyau 1 pour former la modèle en cire. La structure interne du noyau 1 ne sera pas affectée par l’étape d’élimination de la cire (étape S400), du fait de la présence de la couche d’alumine sur sa surface externe.
[0067] Par ailleurs, l’étape S600 mentionnée ci-dessus, comprenant le décochage du noyau de fonderie 1 , peut être réalisée en disposant l’ensemble dans étuve à hygrométrie contrôlée (humidité relative HR >50%) ou de préférence dans un autoclave à vapeur d’eau, à des températures comprises entre 100 et 180°C, et des pressions comprises entre 6 et 12 bars. L’application d’une pression permet d’accélérer la cinétique de décochage tout en facilitant l’accès des vapeurs aux sections fines. Cette étape est de préférence précédée par une étape de formation d’une ouverture dans la pièce, permettant de faciliter l’évacuation du noyau 1 dégradé par hydrolyse dans l’étuve précitée. On notera qu’au cours de cette étape, la couche d’alumine peut être évacuée en même temps que le composite se dégradant, ou peut également rester adhérente au superalliage base nickel, offrant une protection contre l’oxydation interne des canaux de refroidissement.
[0068] Enfin, l’étape S600 de décochage peut être suivie par une étape de récupération (étape S700), ou recyclage, dans laquelle le matériau composite décoché par étuvage, alors sous forme de poudre, est récupéré de manière à être réutilisé pour la fabrication d’un autre noyau de fonderie 1 , en repartant de l’étape de mélange S110. Plus précisément, une fois la dégradation du noyau réalisée, un matériau fragmenté composé de grains de la première phase et d’aluminium hydraté est récupéré. Après séchage, cette matière peut être « rechargée » en AI4C3 et réutilisée afin de fabriquer de nouveaux noyaux de fonderie 1.
[0069] Les différentes étapes d’un procédé de fabrication d’aubes par fonderie à cire perdue selon un deuxième mode de réalisation du présent exposé, sont présentées sur la figure 5.
[0070] Le procédé selon le deuxième mode de réalisation diffère du procédé selon le premier mode de réalisation en ce que l’étape S110 de mélange des poudres est décomposée en deux sous-étapes. En effet, alors que dans le cadre du premier mode de réalisation, l’étape de mélange est réalisée en une seule opération, dans laquelle le matériau composite est formé in situ de par la présence en excès de la phase AI4C3 l’étape S110 de mélange des poudres dans le cadre du deuxième mode de réalisation comprend dans un premier temps le mélange de poudres pures constitutives de la première phase permettant d’obtenir la première phase (étape S111), puis le mélange de la première phase ainsi obtenue avec une poudre d’AI4C3 permettant d’obtenir ex situ le matériau composite (étape S112).
[0071 ] A titre d’exemple, lors de l’étape S111 , une première phase de formule Nb4AIC3 peut être obtenue en mélangeant des poudres pures de niobium, d’aluminium et de carbure de niobium (Nb : Al : NbC) suivant les proportions molaires 1 ,2 : 1 ,1 : 2,8 respectivement. Dans ce cas, les grains de niobium présentent un diamètre inférieur à 44 pm, une pureté de 99,8%, et une masse volumique de 8,57 g/cm3. Les grains d’aluminium présentent un diamètre inférieur à 44 pm, une pureté de 99,5%, et une masse volumique de 2,70 g/cm3, et les grains de carbure de niobium présentent un diamètre inférieur à 10 pm, une pureté de 99%, et une masse volumique de 7,82 g/cm3. Ces différentes poudres peuvent être mélangées en attriteur et dans un solvant (par exemple de l’éthanol), puis soumises à un séchage et à un frittage réactif jusqu’à 1700°C. Le massif poreux ainsi obtenu est broyé pour être réduit en poudre.
[0072] A titre d’exemple également, lors de l’étape S111 , une première phase de formule Ti3AIC2 peut être obtenue en mélangeant des poudres pures de titane, d’aluminium et de carbure de titane (Ti : Al : TiC) suivant les proportions molaires 1 :
1.05 : 1.9 respectivement. Dans ce cas, les grains de titane présentent un diamètre inférieur à 45 pm, une pureté de 99,5%. Les grains d’aluminium présentent un diamètre compris entre 45 et 150 pm, une pureté de 99,5% et les grains de carbure de titane présentent un diamètre de 2 pm, une pureté de 99,5%, et une masse volumique de 7,82 g/cm3. Ces différentes poudres peuvent être mélangées dans un mélangeur à boulet, puis soumises à un frittage réactif jusqu’à 1450°C.Le massif poreux ainsi obtenu est broyé pour être réduit en poudre.
[0073] On notera en outre que, lors de l’étape S111 , les poudres pures peuvent également être mélangées avec une poudre AI4C3. Dans ce cas, la poudre d’AI4C3 contribue à la formation de la première phase, mais n’est pas en quantité suffisante pour former in situ le matériau composite, de telle sorte que la deuxième étape S112 est nécessaire, et permet d’ajouter une quantité nécessaire de poudre d’AI4C3, permettant d’obtenir les proportions d’AI4C3 mentionnées précédemment dans le matériau composite.
[0074] Bien que la présente invention ait été décrite en se référant à des exemples de réalisation spécifiques, il est évident que des modifications et des changements peuvent être effectués sur ces exemples sans sortir de la portée générale de l'invention telle que définie par les revendications. En particulier, des caractéristiques individuelles des différents modes de réalisation illustrés/mentionnés peuvent être combinées dans des modes de réalisation additionnels. Par conséquent, la description et les dessins doivent être considérés dans un sens illustratif plutôt que restrictif.
[0075] Il est également évident que toutes les caractéristiques décrites en référence à un procédé sont transposables, seules ou en combinaison, à un dispositif, et inversement, toutes les caractéristiques décrites en référence à un dispositif sont transposables, seules ou en combinaison, à un procédé.

Claims

Revendications
[Revendication 1] Noyau de fonderie (1) pour la fabrication de pièce aéronautique métallique creuse, notamment de pièce de turbine haute pression par fonderie à cire perdue, comprenant un matériau composite comprenant d’une part une première phase de formule Mn+iAICn, où n = 1 à 3 et M étant un métal de transition choisi dans le groupe constitué du titane et/ou du niobium et/ou du molybdène, le matériau composite comprenant d’autre part une deuxième phase de formule AI4C3
[Revendication 2] Noyau de fonderie (1 ) selon la revendication 1 , dans lequel la première phase est de l’une des formules parmi Nb4AIC3, Nb2AIC, Mo2TiAIC2 ou Ti2AIC.
[Revendication 3] Noyau de fonderie (1) selon la revendication 1 ou 2, dans lequel le matériau composite comprend entre 1 et 50% de deuxième phase en volume du matériau composite, de préférence entre 1 et 20%.
[Revendication 4] Noyau de fonderie (1) selon l’une quelconque des revendications 1 à 3, dans lequel une surface externe du noyau de fonderie (1) est recouverte par une couche d’alumine.
[Revendication 5] Noyau de fonderie (1 ) selon la revendication 4, dans lequel la couche d’alumine présente une épaisseur comprise entre 1 et 50 pm.
[Revendication 6] Procédé de fabrication d’un noyau de fonderie (1 ) pour la fabrication de pièce aéronautique métallique creuse, notamment de pièce de turbine haute pression par fonderie à cire perdue, le noyau de fonderie (1) comprenant un matériau composite comprenant d’une part une première phase de formule Mn+1AICn, où n = 1 à 3 et M étant un métal de transition choisi dans le groupe constitué du titane et/ou du niobium et/ou du molybdène, le matériau composite comprenant d’autre part une deuxième phase de formule AI4C3, le noyau de fonderie (1) étant obtenu par un procédé de métallurgie des poudres comprenant une étape de mélange dans laquelle des poudres permettant d’obtenir le matériau composite sont mélangées, et une étape de mise en forme.
[Revendication 7] Procédé selon la revendication 6, dans lequel l’étape de mélange comprend le mélange de poudres pures constitutives de la première phase de manière à obtenir la première phase sous forme de poudre, puis le mélange de ladite première phase sous forme de poudre avec une poudre d’AI4C3de manière à obtenir la deuxième phase.
[Revendication 8] Procédé selon la revendication 6, dans lequel l’étape de mélange comprend le mélange de poudres pures constitutives de la première phase avec une poudre d’AI4C3en excès de manière à former le matériau composite en une opération.
[Revendication 9] Procédé selon l’une quelconque des revendications 6 à 8, dans lequel la première phase est de formule Ti2AIC, le procédé comprenant, après l’étape de mise en forme du noyau de fonderie, une étape d’oxydation du noyau permettant la formation d’une couche d’alumine sur une surface du noyau.
[Revendication 10] Procédé selon l’une quelconque des revendications 6 à 8, dans lequel la première phase est de l’une des formules parmi Nb4AIC3, Nb2AIC,
Mo2TiAIC2, le procédé comprenant, après l’étape de mise en forme du noyau de fonderie, une étape de dépôt d’un revêtement aluminoformeur, puis une étape d’oxydation du revêtement permettant la formation d’une couche d’alumine sur une surface du noyau.
[Revendication 11] Procédé de fabrication par fonderie à cire perdue d’une pièce aéronautique métallique creuse, notamment d’une pièce de turbine haute pression, utilisant un noyau de fonderie (1) obtenu par un procédé selon l’une quelconque des revendications 6 à 10, le procédé comprenant, après des étapes de coulée d’un métal fondu autour du noyau de fonderie et de solidification dudit métal, une étape de décochage du noyau de fonderie par étuvage.
[Revendication 12] Procédé selon la revendication 11 , comprenant, avant l’étape de décochage, une étape dans laquelle une ouverture est réalisée dans la pièce.
[Revendication 13] Procédé selon la revendication 11 ou 12, comprenant, après l’étape de décochage, une étape de récupération, dans laquelle le matériau décoché par étuvage est récupéré de manière à être réutilisé pour la fabrication d’un autre noyau de fonderie en repartant de l’étape de mélange.
[Revendication 14] Procédé de fabrication d’une pièce aéronautique creuse en composite à matrice céramique utilisant un noyau (1) obtenu par un procédé selon l’une quelconque des revendications 4 à 6, le procédé comprenant, après des étapes d’insertion du noyau (1) dans une préforme fibreuse, d’imprégnation d’une matrice céramique dans la préforme fibreuse et de solidification de la matrice, une étape de décochage du noyau (1) par étuvage.
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