FR2854165A1 - Superalliage a base de nickel et pieces coulees en monocristal - Google Patents
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Abstract
Ce superalliage (M1, M2) est constitué essentiellement par, en % en poids, environ 6,4 % à environ 6,8 % de Cr, environ 9,3 % à environ 10,0 % de Co, plus de 6,7 % à environ 8,5 % de Ta, environ 5,45 % à environ 5,75 % de Al, environ 6,2 % à environ 6,6 % de W, environ 0,5 % à environ 0,7 % de Mo, environ 0,8 % à environ 1,2 % de Ti, environ 2,8 % à environ 3,2 % de Re, jusqu'à environ 0,12 % de Hf, environ 0,01 % à environ 0,08 % de C, jusqu'à environ 0,10 % de B, le reste étant formé de Ni et d'éventuelles impuretés.Application notamment à la fabrication d'aubes de turbines.
Description
La présente invention concerne un superalliage à
base de nickel et des pièces moulées monocristallines, comme par exemple des, pièces coulées d'aubes monocristallines, formées avec le superalliage.
Des superalliages sont largement utilisés sous la forme de pièces moulées dans l'industrie des turbines à gaz pour des composants critiques, comme par exemple des aubes de turbines incluant des pales et des ailettes, qui sont soumises à des températures élevées et à des niveaux élevés 10 de contrainte. De tels composants critiques sont fréquemment moulés moyennant l'utilisation de techniques bien connues de solidification directionnelle (DS) qui fournissent une microstructure monocristalline ou une microstructure à grains colonnaires pour optimiser des 15 propriétés dans une ou plusieurs directions.
On connaît parfaitement les techniques de coulée à solidification directionnelle, dans lesquelles un lingot pour refusion d'un superalliage à base de nickel est refondu par induction sous vide dans un creuset dans un 20 four de coulée et est coulé dans un moule céramique multiple de précision disposé dans le four et possédant une pluralité de cavités de moule. Pendant la solidification directionnelle, la masse fondue du superalliage est soumise à une évacuation unidirectionnelle de chaleur dans les 25 cavités de moule pour produire une structure à grains colonnaires ou un monocristal dans le cas o un sélecteur de cristal ou un cristal formant germe est incorporé dans les cavités de moule. Une évacuation unidirectionnelle de chaleur peut être exécutée au moyen de la technique bien 30 connue de retrait du moule, selon laquelle le moule multiple rempli par la masse fondue et situé sur une plaque de refroidissement est retiré du four de coulée à une vitesse réglée. Sinon, on peut utiliser une technique de réduction d'apport d'énergie, selon laquelle des bobines 35 d'induction disposées autour du moule multiple rempli par la masse fondue sur la plaque de refroidissement sont désactivées selon une séquence commandée. Indépendamment de la technique de coulée DS utilisée, une évacuation en général unidirectionnelle de chaleur se produit dans la masse fondue dans les cavités de moule.
Etant donné que des pièces moulées formées d'un monocristal n'incluent pas de joints de grains, ces personnes travaillant avec la technique antérieure croyaient que des éléments, tels que le carbone et le bore, 10 qui forment dans la structure des précipités qui renforcent les joints de grains, ne seraient pas nécessaires dans des compositions de superalliages monocristallins.
Cependant le brevet US 5 549 765 décrit un superalliage à base de nickel possédant une concentration 15 en carbone accrue pour produire une pièce moulée plus propre. Bien que le superalliage à base de nickel du brevet US 5 549 765 améliore la propreté et la coulabilité, on a observé lors d'essais en laboratoire, une réduction des propriétés mécaniques, comme par exemple la durée de vie 20 jusqu'à rupture sous contrainte, à des températures élevées, comme par exemple à une température égale ou supérieure à 760'C (14000F).
La présente invention fournit un superalliage à base de nickel, caractérisé en ce qu'il est constitué 25 essentiellement par, en % en poids, environ 6,4 % à environ 6,8 % de Cr, environ 9,3 % à environ 10,0 % de Co, plus de 6,7 % à environ 8,5 % de Ta, environ 5,45 % à environ 5,75 % de Al, environ 6,2 % à environ 6,6 % de W, environ 0,5 % à environ 0,7 % de Mo, environ 0,8 % à environ 1,2 % de Ti, 30 environ 2,8 % à environ 3,2 % de Re, jusqu'à environ 0,12 % de Hf, environ 0,01 % à environ 0,08 % de C, jusqu'à environ 0,10 % de B, et le reste étant formé de Ni et d'éventuelles impuretés.
Les concentrations de carbone et de tantale sont 35 de préférence réglées dans les gammes de 0,01 % à 0,08 % en poids de C et à 6,8 % à 8,5 % en poids de Ta, de façon plus préférentielle de 7,0 % à environ 8,5 % en poids de Ta pour fournir un superalliage à base de nickel ayant une propreté et une coulabilité améliorée, tout en fournissant 5 simultanément des propriétés mécaniques améliorées, comme par exemple la durée de vie jusqu'à rupture sous contrainte, à des températures élevées égales à 760 C (1400 F) et plus.
Un superalliage à base de nickel possédant une 10 composition nominale conformément à l'invention est constitué essentiellement par, en poids, environ 6,6 % de Cr, environ 9,6 % de Co, environ 7,3 % de Ta, environ 5, 6 % de Al, environ 6,4 % de W, environ 0,6 % de Mo, environ 1,0 % de Ti, environ 3,0 % de Re, environ 0,10 % de Hf, environ 15 0,04 % de C, environ 0,005 % de B, le reste étant formé de Ni et d'impuretés éventuelles.
Selon une autre caractéristique, le superalliage selon l'invention possède une teneur en C comprise entre environ 0,02 % et environ 0,04 % en poids du superalliage. 20 D'autres caractéristiques et avantages de la présente invention, ressortiront de la description donnée ci-après, prise en référence aux dessins annexés, sur lesquels: - la figure 1 est un graphique représentant le 25 paramètre de Larson- Miller pour des superalliages à base de nickel CMSX-M1 et CMSX-M2 conformes à l'invention et pour des superalliages à base de nickel de comparaison PWA 1484, N5 et CMSX-4; - la figure 2 est un graphique à barres 30 représentant le paramètre de Larson-Miller pour différents niveaux de test de contrainte pour le superalliage à base de nickel CMSX-M1 (désigné par Ml) et le superalliage à base de nickel CMSX-M2 (désigné par M2) conformément à l'invention et pour les superalliages de comparaison à base 35 de nickel PWA 1484 (désigné par A), CMSX-4 (désigné par B) et N5 (désigné par C); la figure 3 est un graphique à barres illustrant la durée de vie jusqu'à rupture sous contrainte pour le superalliage à base de nickel CMSX-M1 (désigné par 5 Ml) et pour le superalliage à base de nickel CMSX- M2 (désigné par M2) conformément à l'invention et pour les superalliages de comparaison à base de nickel PWA 1484 (désigné par A), CMSX-4 (désigné par B) et N5 (désigné par C); - la figure 4 est un graphique représentant la résistance à la traction (UTS) en fonction de la température pour le superalliage à base de nickel CMSX-M1 (désigné par Ml), et pour le superalliage à base de nickel CMSX- M2 (désigné par M2) conformes à l'invention et pour 15 les superalliages de comparaison à base de nickel PWA 1484, CMSX-4 et N5; - la figure 5 représente un graphique de variation de limite d'élasticité à 0,2 % en fonction de la température pour le superalliage à base de nickel CMSX-M1 20 (désigné par Ml), et pour le superalliage à base de nickel CMSX-M2 (désigné par M2) conformes à l'invention et pour les superalliages de comparaison à base de nickel PWA 1484, N5 et CMSX-4; - la figure 6 est un graphique de variation de 25 l'allongement en pourcentage en fonction de la température pour le superalliage à base de nickel CMSX-M1 (désigné par Ml), et pour le superalliage à base de nickel CMSX-M2 (désigné par M2) conformes à l'invention et pour les superalliages de comparaison à base de nickel PWA 1484, N5 30 et CMSX-4; et - la figure 7 est un graphique de variation de la réduction en pourcentage de la surface en fonction de la température pour le superalliage à base de nickel CMSX-M1 (désigné par Ml), et pour le superalliage à base de nickel 35 CMSX-M2 (désigné par M2) conformes à l'invention et pour les superalliages de comparaison à base de nickel PWA 1484, N5 et CMSX-4.
La présente invention fournit un superalliage à base de nickel, qui est utile dans des processus de 5 solidification directionnelle pour former des composants de turbines à gaz à combustion formés d'un monocristal, qui sont soumis à des températures élevées et à des niveaux élevés de contrainte, comme par exemple des profils aérodynamiques de turbines en monocristal incluant des 10 aubes et des déflecteurs, bien que l'invention ne soit pas limitée à une utilisation visant à fabriquer de tels composants.
Conformément à l'invention, le superalliage à base de nickel et les pièces moulées monocristallines 15 fabriquées avec ce superalliage sont constitués essentiellement par, en % en poids, environ 6,4 % à environ 6, 8 % de Cr, environ 9,3 % à environ 10,0 % de Co, plus de 6,7 % à environ 8,5 % de Ta, environ 5,45 % à environ 5,75 % de Al, environ 6,2 % à environ 6,6 % de W, environ 0,5 % 20 à environ 0,7 % de Mo, environ 0,8 % à environ 1,2 % de Ti, environ 2,8 % à environ 3,2 % de Re, jusqu'à environ 0,12 % de Hf, environ 0,01 % à environ 0,08 % de C (environ 100 à environ 800 ppm en poids de C), jusqu'à environ 0,10 % de B, le reste étant formé de Ni et d'éventuelles impuretés. 25 Le hafnium peut se situer dans la gamme de 0,07 à 0,12 % en poids. Le superalliage peut inclure au moins l'un de yttrium, cérium et lanthane en une quantité atteignant jusqu'à environ 0,1 % en poids pour améliorer la résistance du superalliage à l'oxydation et/ou à la corrosion.
Dans la pratique de la présente invention, les concentrations à la fois de carbone et de tantale sont réglées de préférence dans les gammes d'environ 0,02 % à environ 0,04 % en poids de C et 6,8 % à environ 8,5 % en poids de Ta, de façon plus préférentielle entre 7,0 % et 35 environ 8, 5 % en poids de Ta, pour obtenir une propreté et une coulabilité améliorées de l'alliage, tout en fournissant simultanément des propriétés mécaniques fortement améliorées, comme par exemple la durée de vie jusqu'à rupture sous contrainte, à des températures élevées de 760 OC (14000F) et plus.
Des éprouvettes en monocristal servant à tester des propriétés mécaniques ont été coulées en utilisant un superalliage conformément à une forme de réalisation de l'invention, désigné par CMSX-4 Ml possédant la composition 10 nominale comprenant en % en poids, environ 6,6 % de Cr, environ 9,6 % de Co, environ 7,3 % de Ta, environ 5,6 % de Al, environ 6, 4 % de W, environ 0,6 % de Mo, environ 1,0 % de Ti, environ 3,0 % de Re, environ 0,10 % de Hf, environ 0,04 % de C, environ 0,005 % de B, le reste étant formé de 15 Ni et d'impuretés éventuelles. D'autres éprouvettes en monocristal pour tester des propriétés mécaniques ont été coulées en utilisant un superalliage conformément à une autre forme de réalisation de l'invention, désigné par CMSX-4 M2 possédant la composition nominale, en % en poids, 20 comprenant environ 6,6 % de Cr, environ 9,6 % de Co, environ 6,8 % de Ta, environ 5,6 % de Al, environ 6,4 % de W, environ 0,6 % de Mo, environ 1,0 % de Ti, environ 3,0 % de Re, environ 0,10 % de Hf, environ 0,02 % de C, environ 0,005 % de B, le reste étant formé de Ni et d'impuretés 25 éventuelles. D'autres éprouvettes en monocristal ont été fabriquées par coulée des superalliages CMSX-4 MI et CMSXM2 décrit précédemment à une température correspondant au point de fusion de l'alliage de plus 1770C (350 degrés F) dans un moule en coquille préchauffé à 1521'C (2770 degrés 30 F) . On a solidifié les superalliages sous la forme d'éprouvettes en monocristal en utilisant la technique classique de retrait avec solidification directionnelle et un sélecteur de cristal amorce dans les moules en coquilles. Les processus de solidification directionnelle 35 pour fabriquer des pièces coulées en monocristal sont décrits dans les brevets US 3 700 023, 3 766 926 et 4 190 094.
On fabrique des éprouvettes similaires de référence en monocristal à partir d'un superalliage à base 5 de nickel PWA 1484 connu, d'un superalliage à base de nickel N5 connu et d'un superalliage à base de nickel CMSX4 connu en utilisant également la technique classique de retrait avec solidification directionnelle. Ces superalliages à base de nickel sont utilisés dans le 10 commerce pour la fabrication d'aubes moulées monocristallines destinées à être utilisées dans des turbines à gaz. Le superalliage à base de nickel PWA 1484 est décrit dans le brevet US 4 719 080, le superalliage à base de nickel N5 est décrit dans le brevet US 6 074 602, 15 et le superalliage à base de nickel CMSX-4 est décrit dans le brevet US 4 643 782. Le superalliage à base de nickel CSMX4 limite le carbone à un maximum de 60 ppm en poids.
On a testé les éprouvettes à des températures élevées différentes pour déterminer la résistance à la 20 rupture sous contrainte en utilisant la procédure de test ASTM E139, on a effectué un test de traction à la température ambiante et à des températures élevées pour déterminer la résistance à la traction (UTS), la limite d'élasticité à 0,2 %, l'allongement en pourcentage et la 25 réduction de surface en utilisant la procédure de test ASTM E8 pour effectuer des tests à la température ambiante et ASTM E21 pour des tests à des températures élevées.
En référence aux figures 1 et 2, on a illustré une comparaison des paramètres de Larson-Miller pour les 30 superalliages à base de nickel CMSX-M1 et CMSX-M2 conformes à l'invention et les superalliages de comparaison à base de nickel PWA 1484, N5 et CMSX-4. Le paramètre de LarsonMiller, P, est utilisé pour comparer des caractéristiques de rupture sous contrainte des superalliages à base de 35 nickel représentés sur les figures 1 et 2. Le paramètre de Larson-Miller est un paramètre qui dépend du temps et de la température (P = T( K) (20 + log t)1000, T étant la température de test et t la durée jusqu'à rupture) largement utilisé pour extrapoler des données de rupture 5 sous contrainte comme cela est décrit dans le document MECHANICAL METALLURGY, section 3-13, pages 484-486, Copyright 1961, 1976 par McGraw-Hill Inc. Les figures 1 et 2 montrent que les superalliages à base de nickel CMSX-M1 et CMSX-M2 conformes à l'invention sont comparables ou 10 supérieurs aux superalliages de comparaison à base de nickel en ce qui concerne la résistance jusqu'à rupture sous contrainte par rapport aux niveaux / températures de contrainte testées (par exemple 791 C, 891 C, 991 C et 1091 C comme représenté sur la figure 3).
La figure 3 est un graphique à barres permettant de comparer les durées de vie jusqu'à rupture sous contrainte pour les superalliages à base de nickel CMSX-M1 et CMSX-M2 conformes à l'invention et pour les superalliages de comparaison à base de nickel PWA 1484, N5 20 et CMSX-4. Il est évident que le superalliage à base de nickel CMSX-4 M1 (désigné par M1) selon l'invention présentait un fort accroissement de la durée de vie jusqu'à rupture sous contrainte par rapport au superalliage de comparaison à base de nickel N5 (désigné par C) et par 25 rapport au superalliage à base de nickel CMSX-4 (désigné par B) dans toutes les conditions de test et était d'une manière générale équivalent, du point de vue de la durée de vie jusqu'à rupture sous contrainte, au superalliage de comparaison à base de nickel PWA 1484 (désigné par C) à des 30 températures inférieures et à des niveaux de contrainte plus élevés (par exemple 791 C/825 MPa et 891 C/550 MPa) et mieux que le superalliage de comparaison à base de nickel PWA 1484 à des températures supérieures et à des niveaux plus faibles de contrainte (par exemple 991 C/275 MPa et 35 1091 C/150 MPa).
En référence aux figures 4, 5, 6 et 7, on a représenté les données du test de traction pour les superalliages à base de nickel CMSX-M1 et CMSX- M2 selon l'invention et pour les superalliages de comparaison à base 5 de nickel PWA 1484, N5 et CMSX-4. Il est évident que les superalliages à base de nickel CMSX-M1 et M2 selon l'invention sont comparables aux superalliages de comparaison à base de nickel en ce qui concerne la résistance à la traction (par exemple la résistance limite 10 à la traction-UTS et la limite apparente d'élasticité à 0,2 % - 0,2 % YS), l'allongement et la réduction de surface par rapport aux températures de test (par exemple de la température ambiante à 1100OC).
Les superalliages à base de nickel CMSX-Ml et 15 CMSX-M2 selon l'invention présentaient des battitures de coulée réduites et des inclusions non métalliques réduites en tant que résultat de l'inclusion respectivement de concentrations de carbone de 200 ppm et de 400 ppm. Par exemple, les éprouvettes coulées de précision formées des 20 superalliages à base de nickel CMSX-MI et CMSX-M2 possédaient des battitures de coulée réduites et des niveaux réduits d'inclusions non métalliques par rapport aux superalliages de comparaison à base de nickel CMSX-4 et présentaient une coulabilité améliorée liée au fait que les 25 éprouvettes de coulée selon une coulée de précision sous vide des superalliages CMSX-M1 et CMSX-M2 présentaient moins de calamine extérieure que des éprouvettes coulées selon une coulée de précision sous vide formées par le superalliage de comparaison à base de nickel CMSX-4.
Bien que l'invention ait été représentée et décrite en rapport avec des formes de réalisation détaillées, les spécialistes de la technique comprendront que l'on peut y apporter de nombreux changements du point de vue de la forme et des détails.
Claims (9)
1. Superalliage à base de nickel, caractérisé en ce qu'il est constitué essentiellement par, en % en poids, environ 6,4 % à environ 6,8 % de Cr, environ 9,3 % à environ 10,0 % de Co, plus de 6,7 % à environ 8,5 % de Ta, environ 5,45 % à environ 5,75 % de Al, environ 6,2 % à environ 6,6 % de W, environ 0,5 % à environ 0,7 % de Mo, environ 0,8 % à environ 1,2 % de Ti, environ 2,8 % à environ 3,2 % de Re, jusqu'à environ 0,12 % de Hf, environ 10 0,01 % à environ 0,08 % de C, jusqu'à environ 0,10 % de B, et le reste étant formé de Ni et d'éventuelles impuretés.
2. Superalliage selon la revendication 1, caractérisé en ce qu'il possède une teneur en C d'environ 0,02 % à environ 0,04 % en poids du superalliage.
3. Superalliage à base de nickel, caractérisé en ce qu'il est constitué essentiellement par, en % en poids, environ 6,4 % à environ 6,8 % de Cr, environ 9,3 % à environ 10,0 % de Co, 6,8 % à environ 8,5 % de Ta, environ 5,45 % à environ 5,75 % de Al, environ 6,2 % à environ 6,6 20 % de W, environ 0,5 % à environ 0,7 % de Mo, environ 0,8 % à environ 1,2 % de Ti, environ 2,8 % à environ 3,2 % de Re, jusqu'à environ 0,12 % de Hf, environ 0,01 % à environ 0,08 % de C, jusqu'à environ 0,10 % de B, et le reste étant du Ni et d'éventuelles impuretés.
4. Superalliage selon la revendication 3, caractérisé en ce qu'il possède une teneur en C entre environ 0,02 % et environ 0,04 % en poids du superalliage.
5. Alliage à base de nickel, caractérisé en ce qu'il est constitué essentiellement par, en % en poids, 30 environ 6,4 % à environ 6,8 % de Cr, environ 9,3 % à environ 10,0 % de Co, 7,0 % à environ 8,5 % de Ta, environ 5,45 % à environ 5,75 % de Al, environ 6,2 % à environ 6,6 % de W, environ 0,5 % à environ 0,7 % de Mo, environ 0,8 % à environ 1,2 % de Ti, environ 2,8 % à environ 3,2 % de Re, 35 jusqu'à environ 0,12 % de Hf, environ 0,01 % à environ 0,08% de C jusqu'à environ 0,10 % de B, et le reste étant du Ni et d'éventuelles impuretés.
6. Superalliage selon la revendication 5, caractérisé en ce qu'il comporte une teneur en C entre environ 0,02 % et environ 0,04 % en poids du superalliage.
7. Superalliage selon l'une quelconque des revendications 1 à 6, caractérisé en ce qu'il comporte au moins l'un de yttrium, cérium et lanthane en une quantité atteignant jusqu'à environ 0,01 % en poids.
8. Aube de turbine, caractérisée en ce qu'elle comprend le superalliage selon l'une quelconque des
revendications 1 à 6.
9. Aube de turbine selon la revendication 8, caractérisée en ce qu'il s'agit d'une aube moulée formée 15 d'un monocristal.
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