FR3139347A1 - NICKEL-BASED SUPERALLOY, MONOCRYSTAL BLADE AND TURBOMACHINE - Google Patents
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Abstract
L'invention concerne un superalliage à base de nickel comprenant, en pourcentages massiques, 5,0 à 6,0 % d’aluminium, 6,5 à 8,5 % de tantale, 0 à 1,0 % de titane, 1,0 à 4,0 % de cobalt, 5,0 à 8,0 % de chrome, 0 à 0,5 % de molybdène, 3,0 à 4,0 % de tungstène, 3,75 à 5,75 % de rhénium, 3,5 à 5,0 de platine, 0,05 à 0,25 % de hafnium, 0 à 0,15 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables. L’invention concerne également une aube (20A, 20B) monocristalline comprenant un tel alliage et une turbomachine (10) comprenant une telle aube (20A, 20B). Figure pour l’abrégé : Fig. 1The invention relates to a nickel-based superalloy comprising, in mass percentages, 5.0 to 6.0% aluminum, 6.5 to 8.5% tantalum, 0 to 1.0% titanium, 1, 0 to 4.0% cobalt, 5.0 to 8.0% chromium, 0 to 0.5% molybdenum, 3.0 to 4.0% tungsten, 3.75 to 5.75% rhenium , 3.5 to 5.0 platinum, 0.05 to 0.25% hafnium, 0 to 0.15% silicon, the balance being nickel and unavoidable impurities. The invention also relates to a single-crystal blade (20A, 20B) comprising such an alloy and to a turbomachine (10) comprising such a blade (20A, 20B). Figure for abstract: Fig. 1
Description
Le présent exposé concerne des superalliages à base de nickel pour des turbines à gaz, par exemple dans le domaine de l’aéronautique, et notamment pour leurs aubes fixes, aussi appelées distributeurs ou redresseurs, ou mobiles. On entend, par superalliage à base de nickel, un superalliage dont le pourcentage massique en nickel est majoritaire. On comprend que le nickel est donc l’élément dont le pourcentage massique est le plus élevé.This presentation concerns nickel-based superalloys for gas turbines, for example in the field of aeronautics, and in particular for their fixed blades, also called distributors or rectifiers, or mobile. By nickel-based superalloy we mean a superalloy whose mass percentage of nickel is the majority. We understand that nickel is therefore the element with the highest mass percentage.
Il est connu d’utiliser des superalliages à base de nickel pour les parties chaudes de turbines à gaz pour moteurs d’avion ou d’hélicoptère et notamment pour la fabrication d’aubes monocristallines fixes ou mobiles.It is known to use nickel-based superalloys for the hot parts of gas turbines for aircraft or helicopter engines and in particular for the manufacture of fixed or mobile monocrystalline blades.
Ces matériaux ont pour principaux avantages de combiner à la fois une résistance au fluage élevée à haute température ainsi qu’une résistance à l’oxydation et à la corrosion.The main advantages of these materials are that they combine both high creep resistance at high temperatures as well as resistance to oxidation and corrosion.
Au cours du temps, les superalliages à base de nickel pour aubes monocristallines ont subi d’importantes évolutions de composition chimique, dans le but notamment d’améliorer leurs propriétés en fluage à haute température tout en conservant une résistance à l’environnement très agressif dans lesquels ces superalliages sont utilisés. Ces superalliages comprennent une matrice austénitique de structure cubique à faces centrées, solution solide à base de nickel, dite phase gamma (« γ »), avec des précipités de phase durcissante gamma prime (« γ’ ») de structure cubique ordonnée L12de type Ni3Al. L’ensemble (matrice et précipités) est donc décrit comme un superalliage γ/γ’. En général, à température ambiante, ces superalliages contiennent une forte proportion de précipités de phase γ’, environ 60 à 70%.Over time, nickel-based superalloys for single-crystal blades have undergone significant changes in chemical composition, with the particular aim of improving their creep properties at high temperatures while maintaining resistance to the very aggressive environment in which these superalloys are used. These superalloys comprise an austenitic matrix of face-centered cubic structure, solid solution based on nickel, called gamma phase ("γ"), with precipitates of gamma prime ("γ'") hardening phase of ordered cubic structure L1 2 of Ni 3 Al type. The whole (matrix and precipitates) is therefore described as a γ/γ' superalloy. In general, at room temperature, these superalloys contain a high proportion of γ' phase precipitates, approximately 60 to 70%.
Par ailleurs, cette structure du superalliage à base de nickel autorise la mise en œuvre d’un traitement thermique qui remet en solution les précipités de phase γ’ et les phases eutectiques γ/γ’ qui se forment lors de la solidification du superalliage. On peut ainsi obtenir un superalliage monocristallin à base de nickel contenant des précipités γ’ de taille contrôlée, et contenant une faible proportion de phases eutectiques γ/γ’. Le traitement thermique permet également de contrôler la fraction molaire des précipités de phase γ’ présente dans le superalliage monocristallin à base de nickel.Furthermore, this structure of the nickel-based superalloy allows the implementation of a heat treatment which puts into solution the γ' phase precipitates and the γ/γ' eutectic phases which form during the solidification of the superalloy. It is thus possible to obtain a single-crystal superalloy based on nickel containing γ' precipitates of controlled size, and containing a small proportion of γ/γ' eutectic phases. The heat treatment also makes it possible to control the molar fraction of the γ’ phase precipitates present in the single-crystal nickel-based superalloy.
Une forte proportion de précipités de phase γ’ entrave le mouvement des dislocations et favorise la tenue en fluage à chaud de l’alliage. Comme les phénomènes de diffusion sont moindres en dessous de 950 °C, l’endommagement majoritaire se fait alors par cisaillement des précipités de phase γ’. Ainsi, à ces températures, la résistance intrinsèque des précipités de phase γ’ est un facteur déterminant pour la tenue mécanique statique ou en fluage du superalliage. Toutefois, la remise en solution des précipités de phase γ’ à des températures plus élevées a pour conséquence une réduction de la tenue mécanique du superalliage.A high proportion of γ’ phase precipitates hinders the movement of dislocations and promotes the alloy’s resistance to hot creep. As the diffusion phenomena are less below 950 °C, the majority of damage then occurs by shearing of the γ’ phase precipitates. Thus, at these temperatures, the intrinsic resistance of the γ’ phase precipitates is a determining factor for the static or creep mechanical strength of the superalloy. However, the redissolution of the γ' phase precipitates at higher temperatures results in a reduction in the mechanical strength of the superalloy.
Par ailleurs, des revêtements métalliques adaptés à ces superalliages ont été développés afin d’augmenter leur résistance à l’environnement agressif dans lequel ils sont utilisés, notamment la résistance à l’oxydation et la résistance à la corrosion. De plus, un revêtement céramique de faible conductivité thermique, remplissant une fonction de barrière thermique, peut être ajouté pour réduire la température à la surface du métal.Furthermore, metallic coatings adapted to these superalloys have been developed in order to increase their resistance to the aggressive environment in which they are used, in particular resistance to oxidation and resistance to corrosion. Additionally, a ceramic coating of low thermal conductivity, performing a thermal barrier function, can be added to reduce the temperature on the metal surface.
Typiquement, un système de protection complet comporte au moins deux couches. La première couche, aussi appelée sous-couche ou couche de liaison, est directement déposée sur la pièce à protéger en superalliage à base de nickel, aussi appelée substrat, par exemple une aube. L’étape de dépôt est suivie d’une étape de diffusion de la sous-couche dans le superalliage. Le dépôt et la diffusion peuvent également être réalisés lors d’une seule étape. Les matériaux généralement utilisés pour réaliser cette sous-couche comprennent des alliages métalliques aluminoformeurs de type MCrAlY (M = Ni (nickel) ou Co (cobalt)) ou un mélange de Ni et de Co, Cr = chrome, Al = aluminium et Y = yttrium, ou des alliages de type aluminiure de nickel (NixAly), certains contenant également du platine (NixAlyPtz). La deuxième couche, généralement appelée barrière thermique ou « TBC » conformément à l’acronyme anglais pour « Thermal Barrier Coating », est un revêtement céramique comprenant par exemple de la zircone yttriée, aussi appelée « YSZ » conformément à l’acronyme anglais pour « Yttria Stabilized Zirconia » ou « YPSZ » conformément à l’acronyme anglais pour « Yttria Partially Stabilized Zirconia » et présentant une structure poreuse. Cette couche peut être déposée par différents procédés, tels que l’évaporation sous faisceau d’électrons (« EB-PVD » conformément à l’acronyme anglais pour « Electron Beam Physical Vapor Deposition »), la projection thermique (« APS » conformément à l’acronyme anglais pour « Atmospheric Plasma Spraying » ou « SPS » conformément à l’acronyme anglais pour « Suspension Plasma Spraying »), ou tout autre procédé permettant d’obtenir un revêtement céramique poreux à faible conductivité thermique.Typically, a complete protection system has at least two layers. The first layer, also called sub-layer or bonding layer, is directly deposited on the nickel-based superalloy part to be protected, also called substrate, for example a blade. The deposition step is followed by a diffusion step of the underlayer in the superalloy. Deposit and distribution can also be carried out in a single step. The materials generally used to make this underlayer include aluminoforming metal alloys of the MCrAlY type (M = Ni (nickel) or Co (cobalt)) or a mixture of Ni and Co, Cr = chromium, Al = aluminum and Y = yttrium, or nickel aluminide type alloys (NixAly), some also containing platinum (NixAlyPtz). The second layer, generally called thermal barrier or "TBC" in accordance with the English acronym for "Thermal Barrier Coating", is a ceramic coating comprising for example yttriated zirconia, also called "YSZ" in accordance with the English acronym for " Yttria Stabilized Zirconia” or “YPSZ” in accordance with the English acronym for “Yttria Partially Stabilized Zirconia” and having a porous structure. This layer can be deposited by different processes, such as electron beam evaporation (“EB-PVD” in accordance with the English acronym for “Electron Beam Physical Vapor Deposition”), thermal spraying (“APS” in accordance with the English acronym for “Atmospheric Plasma Spraying” or “SPS” in accordance with the English acronym for “Suspension Plasma Spraying”), or any other process making it possible to obtain a porous ceramic coating with low thermal conductivity.
Du fait de l’utilisation de ces matériaux à haute température, par exemple de 650 °C à 1200 °C, il se produit des phénomènes d’inter-diffusion à l’échelle microscopique entre le superalliage à base de nickel du substrat et l’alliage métallique de la sous-couche. Ces phénomènes d’inter-diffusion, associés à l’oxydation de la sous-couche, modifient notamment la composition chimique, la microstructure et par conséquent les propriétés mécaniques de la sous-couche dès la fabrication du revêtement, puis pendant l’utilisation de l’aube dans la turbine. Ces phénomènes d’inter-diffusion modifient également la composition chimique, la microstructure et par conséquent les propriétés mécaniques du superalliage du substrat sous le revêtement. Dans les superalliages très chargés en éléments réfractaires, notamment en rhénium, il peut ainsi se former dans le superalliage sous la sous-couche une zone de réaction secondaire (ZRS) sur une profondeur de plusieurs dizaines, voire centaines, de micromètres. Les caractéristiques mécaniques de cette ZRS sont nettement inférieures à celles du superalliage du substrat. La formation de ZRS est indésirable car elle conduit à une réduction significative de la résistance mécanique du superalliage.Due to the use of these materials at high temperatures, for example from 650°C to 1200°C, inter-diffusion phenomena occur on a microscopic scale between the nickel-based superalloy of the substrate and the metal alloy of the underlay. These inter-diffusion phenomena, associated with the oxidation of the undercoat, modify in particular the chemical composition, the microstructure and consequently the mechanical properties of the undercoat from the manufacture of the coating, then during the use of the coating. the blade in the turbine. These inter-diffusion phenomena also modify the chemical composition, the microstructure and therefore the mechanical properties of the superalloy of the substrate under the coating. In superalloys heavily loaded with refractory elements, particularly rhenium, a secondary reaction zone (ZRS) can thus form in the superalloy under the sub-layer to a depth of several tens, or even hundreds, of micrometers. The mechanical characteristics of this ZRS are significantly lower than those of the substrate superalloy. The formation of ZRS is undesirable because it leads to a significant reduction in the mechanical strength of the superalloy.
Ces évolutions de la couche de liaison, associées aux champs de contraintes liés à la croissance de la couche d’alumine qui se forme en service à la surface de cette couche de liaison, aussi appelée « TGO » conformément à l’acronyme anglais pour « Thermally Grown Oxide », et aux écarts de coefficients de dilatation thermique entre les différentes couches, génèrent des décohésions dans la zone interfaciale entre la sous-couche et le revêtement céramique, qui peuvent conduire à l’écaillage partiel ou total du revêtement céramique. La partie métallique (substrat en superalliage et sous-couche métallique) est alors mise à nu et exposée directement aux gaz de combustion, ce qui augmente les risques d’endommagement de l’aube et donc de la turbine à gaz.These evolutions of the bonding layer, associated with the stress fields linked to the growth of the alumina layer which forms in service on the surface of this bonding layer, also called "TGO" in accordance with the English acronym for " Thermally Grown Oxide”, and differences in thermal expansion coefficients between the different layers, generate decohesion in the interfacial zone between the undercoat and the ceramic coating, which can lead to partial or total chipping of the ceramic coating. The metal part (superalloy substrate and metal underlayer) is then exposed and directly exposed to the combustion gases, which increases the risk of damage to the blade and therefore to the gas turbine.
De plus, la complexité de la chimie de ces alliages peut conduire à une déstabilisation de leur microstructure optimale avec l’apparition de particules de phases indésirables lors de maintiens à haute température des pièces formées à partir de ces alliages. Cette déstabilisation a des conséquences négatives sur les propriétés mécaniques de ces alliages. Ces phases indésirables de structure cristalline complexe et de nature fragile sont dénommées phases topologiquement compactes (« PTC ») ou phases « TCP » conformément au sigle anglais pour « Topologically Close-Packed ».In addition, the complexity of the chemistry of these alloys can lead to a destabilization of their optimal microstructure with the appearance of particles of undesirable phases when holding parts formed from these alloys at high temperatures. This destabilization has negative consequences on the mechanical properties of these alloys. These undesirable phases of complex crystal structure and fragile nature are called topologically compact phases (“PTC”) or “TCP” phases in accordance with the English acronym for “Topologically Close-Packed”.
En outre, des défauts de fonderie sont susceptibles de se former dans les pièces, telles que des aubes, lors de leur fabrication par solidification dirigée. Ces défauts sont généralement des grains parasites du type « Freckle », dont la présence peut provoquer une rupture prématurée de la pièce en service. La présence de ces défauts, liés à la composition chimique du superalliage, conduit généralement au rejet de la pièce, ce qui entraîne une augmentation du coût de production.In addition, foundry defects are likely to form in parts, such as blades, during their manufacture by directed solidification. These defects are generally parasitic grains of the “Freckle” type, the presence of which can cause premature failure of the part in service. The presence of these defects, linked to the chemical composition of the superalloy, generally leads to the rejection of the part, which results in an increase in production costs.
Le présent exposé vise à proposer des compositions de superalliages à base de nickel pour la fabrication de composants monocristallins, présentant des performances accrues en terme de durée de vie et de résistance mécanique et permettant de réduire les coûts de production de la pièce (diminution du taux de rebut) par rapport aux alliages existants. Avec une masse volumique contenue, ces superalliages présentent une résistance au fluage à haute température supérieure aux antérieurs tout en continuant à permettre un traitement thermique grâce à un large écart entre les températures de solvus de la phase γ’ et de solidus. En outre, ces superalliages présentent une bonne stabilité microstructurale dans le volume du superalliage (faible sensibilité à la formation de PTC), une bonne stabilité microstructurale sous la sous-couche de revêtement métallique (faible sensibilité à la formation de ZRS), et une bonne résistance à l’oxydation et à la corrosion tout en évitant la formation de grains parasites du type « Freckles ».This presentation aims to propose compositions of nickel-based superalloys for the manufacture of monocrystalline components, presenting increased performance in terms of lifespan and mechanical resistance and making it possible to reduce the production costs of the part (reduction in the rate scrap) compared to existing alloys. With a contained density, these superalloys have greater resistance to creep at high temperatures than previous ones while continuing to allow heat treatment thanks to a wide difference between the solvus temperatures of the γ' phase and the solidus. In addition, these superalloys exhibit good microstructural stability in the volume of the superalloy (low sensitivity to PTC formation), good microstructural stability under the metal coating underlayer (low sensitivity to ZRS formation), and good resistance to oxidation and corrosion while avoiding the formation of parasitic grains such as “Freckles”.
A cet effet, le présent exposé concerne un superalliage à base de nickel comprenant, en pourcentages massiques, 5,0 à 6,0 % d’aluminium, 6,5 à 8,5 % de tantale, 0 à 1,0 % de titane, 1,0 à 4,0 % de cobalt, 5,0 à 8,0 % de chrome, 0 à 0,5 % de molybdène, 3,0 à 4,0 % de tungstène, 3,75 à 5,75 % de rhénium, 3,5 à 5,0 de platine, 0,05 à 0,25 % de hafnium, 0 à 0,15 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables. En outre, ce superalliage peut comprendre en particulier au moins 3,75 %, de préférence au moins 4,0 %, de platine et au moins 4,0 % de rhénium, en pourcentages massiques. D’autre part, sa teneur en platine peut en particulier ne pas excéder 4,75 %, de préférence 4,5%, et celle en rhénium 5,25 %, de préférence 4,75%, en pourcentages massiques.For this purpose, the present presentation concerns a nickel-based superalloy comprising, in percentages by weight, 5.0 to 6.0% of aluminum, 6.5 to 8.5% of tantalum, 0 to 1.0% of titanium, 1.0 to 4.0% cobalt, 5.0 to 8.0% chromium, 0 to 0.5% molybdenum, 3.0 to 4.0% tungsten, 3.75 to 5, 75% rhenium, 3.5 to 5.0 platinum, 0.05 to 0.25% hafnium, 0 to 0.15% silicon, the remainder consisting of nickel and unavoidable impurities. In addition, this superalloy may in particular comprise at least 3.75%, preferably at least 4.0%, of platinum and at least 4.0% of rhenium, in percentages by weight. On the other hand, its platinum content may in particular not exceed 4.75%, preferably 4.5%, and that of rhenium 5.25%, preferably 4.75%, in percentages by weight.
Grâce à cette composition du superalliage à base de nickel (Ni), et en particulier aux teneurs en platine (Pt) et rhénium (Re), la résistance au fluage est améliorée par rapport aux superalliages existants, en particulier à des températures pouvant aller jusqu’à 1250 °C et l’adhérence de la barrière thermique est renforcée par rapport à celle observée sur les superalliages existants.Thanks to this composition of the superalloy based on nickel (Ni), and in particular the platinum (Pt) and rhenium (Re) contents, the creep resistance is improved compared to existing superalloys, in particular at temperatures up to 'at 1250 °C and the adhesion of the thermal barrier is reinforced compared to that observed on existing superalloys.
Le platine, partitionnant majoritairement vers la phase γ’, permet de renforcer la phase γ’ et d’augmenter la stabilité en température de la phase γ’ en maintenant la fraction des précipités durcissant de phase γ’ élevée par rapport aux alliages courants où cette fraction diminue significativement au cours de l’élévation de température. Ce maintien d’une forte proportion de précipités γ’ à haute température permet un maintien des propriétés mécaniques de l’alliage à des températures proches de la température de solvus γ’ de l’alliage, température au-dessus de laquelle la phase durcissante γ’ est totalement dissoute.Platinum, partitioning mainly towards the γ' phase, makes it possible to strengthen the γ' phase and increase the temperature stability of the γ' phase by maintaining the fraction of hardening precipitates of the γ' phase high compared to common alloys where this fraction decreases significantly during temperature rise. This maintenance of a high proportion of γ' precipitates at high temperature allows the mechanical properties of the alloy to be maintained at temperatures close to the solvus temperature γ' of the alloy, temperature above which the hardening phase γ ' is completely dissolved.
D’autre part, le rhénium permet de renforcer la phase γ par solution solide et de ralentir, de par sa cinétique de diffusion faible, la dégradation de la microstructure γ/γ’ en limitant la coalescence des précipités de phase γ’ en cours de service à haute température, phénomène qui entraîne une réduction de la résistance mécanique. Le rhénium permet ainsi d’améliorer la résistance au fluage à haute température du superalliage à base de nickel. Bien que le rhénium ait aussi normalement tendance à favoriser la précipitation de PTC, par exemple la phase σ, la phase P ou la phase μ, qui ont un effet négatif sur les propriétés mécaniques du superalliage, il a été observé qu’un ajout concomitant de platine et de rhénium dans des proportions supérieures à celles relevées dans l’état de l’art peut conduire à l’obtention de superalliages possédant de faibles fractions prédites de ces PTC délétères.On the other hand, rhenium makes it possible to reinforce the γ phase by solid solution and to slow down, through its low diffusion kinetics, the degradation of the γ/γ' microstructure by limiting the coalescence of the γ' phase precipitates during service at high temperatures, a phenomenon which leads to a reduction in mechanical resistance. Rhenium thus makes it possible to improve the creep resistance at high temperatures of the nickel-based superalloy. Although rhenium also normally tends to promote the precipitation of PTC, e.g. σ phase, P phase or μ phase, which have a negative effect on the mechanical properties of the superalloy, it has been observed that concomitant addition of platinum and rhenium in proportions greater than those noted in the state of the art can lead to the production of superalloys having low predicted fractions of these deleterious PTCs.
De plus, les teneurs en platine sont bénéfiques vis-à-vis de la résistance à l’oxydation et la corrosion. L’ajout de platine dans le superalliage permet ainsi d’améliorer la durée de vie du système comprenant un superalliage recouvert d’un revêtement métallique et d’une barrière thermique. Dans le cas de l’utilisation d’un superalliage avec un revêtement métallique de type NixPtyAlz, l’ajout de platine à la composition chimique du superalliage permet de diminuer, ou supprimer, l’ajout de platine dans le revêtement.In addition, platinum contents are beneficial with regard to resistance to oxidation and corrosion. The addition of platinum to the superalloy thus makes it possible to improve the lifespan of the system comprising a superalloy covered with a metallic coating and a thermal barrier. In the case of using a superalloy with a metallic coating of the NixPtyAlz type, the addition of platinum to the chemical composition of the superalloy makes it possible to reduce, or eliminate, the addition of platinum in the coating.
Le superalliage peut ainsi présenter un écart de température [solidus - solvus γ’] d’au moins 10 °C, de préférence d’au moins 12 °C, et une fraction de phase γ’ à 1250 °C d’au moins 20 % molaires, de préférence d’au moins 23 % molaires, combinant ainsi le maintien d’une importante fraction de phase γ’ à des températures élevées et donc proches de la température de solvus de cette phase γ’, avec un écart suffisant entre cette température de solvus et une température de solidus supérieure pour permettre un traitement thermique du superalliage dans la plage comprise entre ces deux températures.The superalloy can thus have a temperature difference [solidus - solvus γ'] of at least 10 °C, preferably at least 12 °C, and a phase fraction γ' at 1250 °C of at least 20 mol%, preferably at least 23 mol%, thus combining the maintenance of a large fraction of phase γ' at high temperatures and therefore close to the solvus temperature of this phase γ', with a sufficient gap between this solvus temperature and a higher solidus temperature to allow heat treatment of the superalloy in the range between these two temperatures.
Le superalliage peut présenter une masse volumique inférieure ou égale à 9,05 g/cm3.The superalloy may have a density less than or equal to 9.05 g/cm 3 .
Les autres éléments d’addition majeurs, à part le platine (Pt) et le rhénium (Re), sont le cobalt (Co), le chrome (Cr), le tungstène (W), l’aluminium (Al) et le tantale (Ta).The other major addition elements, apart from platinum (Pt) and rhenium (Re), are cobalt (Co), chromium (Cr), tungsten (W), aluminum (Al) and tantalum (Your).
Les éléments d’addition mineurs sont le titane (Ti), le molybdène (Mo), le hafnium (Hf), et le silicium (Si), pour lesquels la teneur massique maximale est égale ou inférieure à 1 % en masse.The minor addition elements are titanium (Ti), molybdenum (Mo), hafnium (Hf), and silicon (Si), for which the maximum mass content is equal to or less than 1% by mass.
Parmi les impuretés inévitables, on peut citer, par exemple, le soufre (S), le carbone (C), le bore (B), l’yttrium (Y), le lanthane (La) et le cérium (Ce). On définit comme impuretés inévitables les éléments qui ne sont pas ajoutés de manière intentionnelle dans la composition et qui sont apportés avec d’autres éléments. Par exemple, le superalliage peut comprendre 0,005 % en masse de carbone.Among the unavoidable impurities, we can cite, for example, sulfur (S), carbon (C), boron (B), yttrium (Y), lanthanum (La) and cerium (Ce). Unavoidable impurities are defined as those elements which are not intentionally added to the composition and which are brought with other elements. For example, the superalloy may include 0.005% by mass of carbon.
L’addition de tungstène, de chrome, de cobalt ou de molybdène permet principalement de renforcer la matrice austénitique γ de structure cristalline cubique à faces centrées (cfc) par durcissement par solution solide.The addition of tungsten, chromium, cobalt or molybdenum mainly makes it possible to reinforce the γ austenitic matrix with a face-centered cubic (fcc) crystal structure by solid solution hardening.
L’addition d’aluminium (Al), de titane (Ti) ou de tantale (Ta) favorise la précipitation de la phase durcissante γ’-Ni3(Al, Ti, Ta).The addition of aluminum (Al), titanium (Ti) or tantalum (Ta) promotes the precipitation of the hardening phase γ'-Ni 3 (Al, Ti, Ta).
L’addition simultanée de silicium et de hafnium permet d’améliorer la tenue à l’oxydation à chaud des superalliages à base de nickel en augmentant l’adhérence de la couche d’alumine (Al2O3) qui se forme à la surface du superalliage à haute température. Cette couche d’alumine constitue une couche de passivation en surface du superalliage à base de nickel et une barrière à la diffusion de l’oxygène venant de l’extérieur vers l’intérieur du superalliage à base de nickel. Toutefois on peut ajouter du hafnium sans ajouter également de silicium ou inversement ajouter du silicium sans ajouter également du hafnium et quand même améliorer la tenue à l’oxydation à chaud du superalliage.The simultaneous addition of silicon and hafnium makes it possible to improve the resistance to hot oxidation of nickel-based superalloys by increasing the adhesion of the alumina layer (Al 2 O 3 ) which forms on the surface superalloy at high temperature. This alumina layer constitutes a passivation layer on the surface of the nickel-based superalloy and a barrier to the diffusion of oxygen coming from the outside to the inside of the nickel-based superalloy. However, we can add hafnium without also adding silicon or conversely add silicon without also adding hafnium and still improve the hot oxidation resistance of the superalloy.
Par ailleurs, l’addition de chrome ou d’aluminium permet d’améliorer la résistance à l’oxydation et à la corrosion à haute température du superalliage. En particulier, le chrome est essentiel pour augmenter la résistance à la corrosion à chaud des superalliages à base de nickel. Toutefois, une teneur trop élevée en chrome tend à réduire la température de solvus de la phase γ’ du superalliage à base de nickel, c’est-à-dire la température au-dessus de laquelle la phase γ’ est totalement dissoute dans la matrice γ, ce qui est indésirable. Une teneur trop élevée en chrome provoque également la précipitation de PTC délétères.Furthermore, the addition of chromium or aluminum makes it possible to improve the resistance to oxidation and corrosion at high temperatures of the superalloy. In particular, chromium is essential for increasing the hot corrosion resistance of nickel-based superalloys. However, too high a chromium content tends to reduce the solvus temperature of the γ' phase of the nickel-based superalloy, that is to say the temperature above which the γ' phase is completely dissolved in the γ matrix, which is undesirable. Too high a chromium content also causes the precipitation of harmful PTCs.
L’addition de cobalt, qui est un élément proche du nickel et qui se substitue partiellement au nickel, forme une solution solide avec le nickel dans la matrice γ. Le cobalt permet de renforcer la matrice γ, de réduire la sensibilité à la précipitation de PTC et à la formation de ZRS dans le superalliage sous le revêtement de protection. Cependant, une teneur trop élevée en cobalt tend aussi à réduire la température de solvus de la phase γ’ du superalliage à base de nickel, ce qui est indésirable.The addition of cobalt, which is an element close to nickel and which partially replaces nickel, forms a solid solution with nickel in the γ matrix. Cobalt helps strengthen the γ matrix, reduce sensitivity to PTC precipitation and ZRS formation in the superalloy under the protective coating. However, too high a cobalt content also tends to reduce the solvus temperature of the γ' phase of the nickel-based superalloy, which is undesirable.
Ainsi, la teneur en chrome et cobalt est optimisée pour obtenir des températures de solvus adéquates avec les applications visées tant pour les propriétés mécaniques souhaitées que pour la capacité de traitement thermique du superalliage avec une fenêtre de traitement thermique compatible avec des besoins industriels, c’est-à-dire une différence entre la température de solvus et la température de solidus du superalliage qui soit suffisamment large.Thus, the chromium and cobalt content is optimized to obtain adequate solvus temperatures with the targeted applications both for the desired mechanical properties and for the heat treatment capacity of the superalloy with a heat treatment window compatible with industrial needs, i.e. that is to say a difference between the solvus temperature and the solidus temperature of the superalloy which is sufficiently wide.
L’addition de rhénium, de molybdène, de tungstène ou de tantale, qui sont des éléments réfractaires, permet de ralentir les mécanismes contrôlant le fluage des superalliages à base de nickel et qui dépendent de la diffusion des éléments chimiques dans le superalliage.The addition of rhenium, molybdenum, tungsten or tantalum, which are refractory elements, makes it possible to slow down the mechanisms controlling the creep of nickel-based superalloys and which depend on the diffusion of chemical elements in the superalloy.
Ce superalliage peut notamment être destiné à la fabrication de composants monocristallins de turbine à gaz, tels que des aubes fixes ou mobiles. Une telle pièce monocristalline en superalliage à base de nickel peut notamment être obtenue par un procédé de solidification dirigée sous gradient thermique en fonderie à la cire perdue.This superalloy can in particular be intended for the manufacture of monocrystalline gas turbine components, such as fixed or mobile blades. Such a monocrystalline part made of nickel-based superalloy can in particular be obtained by a directed solidification process under thermal gradient in lost wax foundry.
Le présent exposé concerne aussi en particulier une aube monocristalline pour turbomachine comprenant un superalliage tel que défini précédemment. Cette aube présente donc une résistance au fluage à haute température et une résistance à l’oxydation et à la corrosion améliorée.The present presentation also relates in particular to a single-crystal blade for a turbomachine comprising a superalloy as defined above. This blade therefore has resistance to creep at high temperatures and improved resistance to oxidation and corrosion.
Dans certains modes de réalisation, l’aube peut comprendre un revêtement de protection comportant une sous-couche métallique déposée sur le superalliage et une barrière thermique céramique déposée sur la sous-couche métallique. Grâce à la composition du superalliage à base de nickel, la formation d’une zone de réaction secondaire dans le superalliage résultant des phénomènes d’inter-diffusion entre le superalliage et la sous-couche peut être évitée, ou limitée.In certain embodiments, the blade may comprise a protective coating comprising a metallic underlayer deposited on the superalloy and a ceramic thermal barrier deposited on the metallic underlayer. Thanks to the composition of the nickel-based superalloy, the formation of a secondary reaction zone in the superalloy resulting from inter-diffusion phenomena between the superalloy and the sub-layer can be avoided, or limited.
Dans certains modes de réalisation, la sous-couche métallique peut être un alliage de type MCrAlY ou un alliage de type aluminiure de nickel.In certain embodiments, the metallic underlayer may be an MCrAlY type alloy or a nickel aluminide type alloy.
Dans certains modes de réalisation, la barrière thermique céramique peut être un matériau à base de zircone yttriée ou tout autre revêtement céramique (à base de zircone) à faible conductivité thermique.In some embodiments, the ceramic thermal barrier may be a yttriated zirconia-based material or any other ceramic (zirconia-based) coating with low thermal conductivity.
Dans certains modes de réalisation, l’aube peut présenter une structure orientée selon une direction cristallographique <001>.In certain embodiments, the blade may have a structure oriented in a crystallographic direction <001>.
Cette orientation confère généralement les propriétés mécaniques optimales à l’aube.This orientation generally gives optimal mechanical properties to the blade.
Le présent exposé concerne aussi une turbomachine comprenant une aube telle que définie précédemment.This presentation also concerns a turbomachine comprising a blade as defined above.
D'autres caractéristiques et avantages de l'objet du présent exposé ressortiront de la description suivante de modes de réalisation, donnés à titre d'exemples non limitatifs, en référence à la figure annexée.Other characteristics and advantages of the subject of the present presentation will emerge from the following description of embodiments, given by way of non-limiting examples, with reference to the appended figure.
Les superalliages à base de nickel sont destinés à la fabrication d’aubes monocristallines par un procédé de solidification dirigée dans un gradient thermique. L’utilisation d’un germe monocristallin ou d’un sélecteur de grain en début de solidification permet d’obtenir cette structure monocristalline. La structure est orientée par exemple selon une direction cristallographique <001> qui est l’orientation qui confère, en général, les propriétés mécaniques optimales aux superalliages.Nickel-based superalloys are intended for the manufacture of single-crystal blades by a directed solidification process in a thermal gradient. The use of a monocrystalline seed or a grain selector at the start of solidification makes it possible to obtain this monocrystalline structure. The structure is oriented for example in a crystallographic direction <001> which is the orientation which generally gives optimal mechanical properties to superalloys.
Les superalliages monocristallins à base de nickel bruts de solidification ont une structure dendritique et sont constitués de précipités γ’ –Ni, Pt)3(Al, Ti, Ta) dispersés dans une matrice γ de structure cubique à faces centrées, solution solide à base de nickel. Ces précipités de phase γ’ sont répartis de façon hétérogène dans le volume du monocristal du fait de ségrégations chimiques résultant du procédé de solidification. Par ailleurs, des phases eutectiques γ/γ’ sont présentes dans les régions inter-dendritiques et constituent des sites préférentiels d’amorçage de fissures. Ces phases eutectiques γ/γ’ se forment en fin de solidification. De plus, les phases eutectiques γ/γ’ sont formées au détriment des fins précipités (taille inférieure au micromètre) de phase durcissante γ’. Ces précipités de phase γ’ constituent la principale source de durcissement des superalliages à base de nickel. Aussi, la présence de phases eutectiques γ/γ’ résiduelles ne permet pas d’optimiser la tenue au fluage à chaud du superalliage à base de nickel.The raw solidified single-crystal nickel-based superalloys have a dendritic structure and are made up of γ' –Ni, Pt) 3 (Al, Ti, Ta) precipitates dispersed in a γ matrix of face-centered cubic structure, solid solution based nickel. These γ' phase precipitates are distributed heterogeneously in the volume of the single crystal due to chemical segregations resulting from the solidification process. Furthermore, γ/γ' eutectic phases are present in the inter-dendritic regions and constitute preferential crack initiation sites. These γ/γ' eutectic phases form at the end of solidification. In addition, the γ/γ' eutectic phases are formed to the detriment of the fine precipitates (size less than a micrometer) of the γ' hardening phase. These γ' phase precipitates constitute the main source of hardening of nickel-based superalloys. Also, the presence of residual γ/γ' eutectic phases does not make it possible to optimize the hot creep resistance of the nickel-based superalloy.
Il a en effet été montré que les propriétés mécaniques des superalliages, en particulier la résistance au fluage, étaient optimales lorsque la précipitation des précipités γ’ était ordonnée, c’est-à-dire que les précipités de phase γ’ sont alignés de manière régulière, avec une taille allant de 300 à 500 nm, et lorsque la totalité des phases eutectiques γ/γ’ était remise en solution.It has in fact been shown that the mechanical properties of superalloys, in particular creep resistance, were optimal when the precipitation of the γ' precipitates was ordered, that is to say that the γ' phase precipitates are aligned in such a way. regular, with a size ranging from 300 to 500 nm, and when all of the γ/γ' eutectic phases were put back into solution.
Les superalliages à base de nickel bruts de solidification sont donc traités thermiquement pour obtenir la répartition désirée des différentes phases. Le premier traitement thermique est un traitement d’homogénéisation de la microstructure qui a pour objectif de dissoudre les précipités de phase γ’ et d’éliminer les phases eutectiques γ/γ’ ou de réduire de manière significative leur fraction molaire. Ce traitement est réalisé à une température supérieure à la température de solvus de la phase γ’ et inférieure à la température de fusion commençante du superalliage (température de solidus). Une trempe est ensuite réalisée à la fin de ce premier traitement thermique pour obtenir une dispersion fine et homogène des précipités γ’. Des traitements thermiques de revenu sont ensuite réalisés en deux étapes, à des températures inférieures à la température de solvus de la phase γ’. Lors d’une première étape, pour faire grossir les précipités γ’ et obtenir la taille désirée, puis lors d’une seconde étape, pour faire croître la fraction molaire de cette phase jusqu’à environ 70 % à température ambiante.The raw solidified nickel-based superalloys are therefore heat treated to obtain the desired distribution of the different phases. The first heat treatment is a microstructure homogenization treatment which aims to dissolve the γ' phase precipitates and eliminate the γ/γ' eutectic phases or significantly reduce their mole fraction. This treatment is carried out at a temperature higher than the solvus temperature of the γ’ phase and lower than the starting melting temperature of the superalloy (solidus temperature). Quenching is then carried out at the end of this first heat treatment to obtain a fine and homogeneous dispersion of the γ’ precipitates. Tempering heat treatments are then carried out in two stages, at temperatures lower than the solvus temperature of the γ’ phase. During a first step, to increase the size of the γ' precipitates and obtain the desired size, then during a second step, to increase the mole fraction of this phase to approximately 70% at room temperature.
La
La turbine haute pression 20 comprend une pluralité d’aubes mobiles 20A tournant avec le rotor et de redresseurs 20B (aubes fixes) montés sur le stator. Le stator de la turbine 20 comprend une pluralité d’anneaux 24 de stator disposés en vis-à-vis des aubes mobiles 20A de la turbine 20.The high pressure turbine 20 comprises a plurality of movable blades 20A rotating with the rotor and rectifiers 20B (fixed blades) mounted on the stator. The stator of the turbine 20 comprises a plurality of stator rings 24 arranged opposite the moving blades 20A of the turbine 20.
Ces propriétés font ainsi de ces superalliages des candidats intéressants pour la fabrication de pièces monocristallines destinées aux parties chaudes des turboréacteurs.These properties make these superalloys interesting candidates for the manufacture of monocrystalline parts intended for the hot parts of turbojet engines.
On peut donc fabriquer une aube mobile 20A ou un redresseur 20B pour turbomachine comprenant un superalliage tel que défini précédemment.It is therefore possible to manufacture a moving blade 20A or a rectifier 20B for a turbomachine comprising a superalloy as defined above.
On peut également fabriquer une aube mobile 20A ou un redresseur 20B pour turbomachine comprenant un superalliage tel que défini précédemment revêtu d’un revêtement de protection comprenant une sous-couche métalliqueIt is also possible to manufacture a moving blade 20A or a rectifier 20B for a turbomachine comprising a superalloy as defined above coated with a protective coating comprising a metallic underlayer.
Une turbomachine peut notamment être un turboréacteur tel qu’un turboréacteur à double flux 10. La turbomachine peut également être un turboréacteur à simple flux, un turbopropulseur ou un turbomoteur.A turbomachine can in particular be a turbojet such as a double-flow turbojet 10. The turbomachine can also be a single-flow turbojet, a turboprop or a turboshaft engine.
Sept superalliages monocristallins à base de nickel du présent exposé (Ex 1 à Ex 7) ont été étudiés et comparés à quatre superalliages monocristallins commerciaux (alliages de référence CEx 1 à CEx 4) et à trois superalliages monocristallins expérimentaux (CEx 5 à CEx 7). Les quatre superalliages monocristallins commerciaux sont : CMSX-4® (CEx 1), CMSX-4 Plus Mod C® (CEx 2), CMSX-10K® (CEx 3), René N6® (CEx 4). Le superalliage monocristallin expérimental CEx 5 est cité sous la dénomination « PX5 » dans la publication de J. S. Van Sluytman, C. J. Moceri, and T. M. Pollock, “A Pt-modified Ni-base superalloy with high temperature precipitate stability,” Mater. Sci. Eng. A, vol. 639, pp. 747–754, Jul. 2015, et le superalliage expérimental CEx 6 est décrit dans la publication de demandes de brevet FR 3 081 883 A1. La composition chimique de chacun des superalliages monocristallins est donnée dans le Tableau 1, la composition CEx 4 comportant en outre 0,05 % en masse de carbone (C) et 0,004 % en masse de bore (B), et la composition CEx 5 comprenant de plus 0,02 % en masse de carbone, 0,015 % en masse de bore et 0,02 % en masse de zirconium. Tous ces superalliages sont des superalliages à base de nickel, c’est-à-dire que le complément à 100 % des compositions présentées est constitué par du nickel et des impuretés inévitables.Seven single-crystal nickel-based superalloys of this presentation (Ex 1 to Ex 7) were studied and compared to four commercial single-crystal superalloys (reference alloys CEx 1 to CEx 4) and three experimental single-crystal superalloys (CEx 5 to CEx 7) . The four commercial monocrystalline superalloys are: CMSX-4® (CEx 1), CMSX-4 Plus Mod C® (CEx 2), CMSX-10K® (CEx 3), René N6® (CEx 4). The experimental single-crystal superalloy CEx 5 is cited under the name “PX5” in the publication by J. S. Van Sluytman, C. J. Moceri, and T. M. Pollock, “A Pt-modified Ni-base superalloy with high temperature precipitate stability,” Mater. Sci. Eng. A, vol. 639, p. 747–754, Jul. 2015, and the experimental superalloy CEx 6 is described in patent application publication FR 3 081 883 A1. The chemical composition of each of the single-crystal superalloys is given in Table 1, the composition CEx 4 further comprising 0.05% by mass of carbon (C) and 0.004% by mass of boron (B), and the composition CEx 5 comprising in addition 0.02% by mass of carbon, 0.015% by mass of boron and 0.02% by mass of zirconium. All of these superalloys are nickel-based superalloys, that is to say that the 100% complement of the compositions presented consists of nickel and unavoidable impurities.
Masse volumiqueVolumic mass
La masse volumique est de première importance pour les applications pour des composants rotatifs tels que les aubes de turbine. En effet, une augmentation de la masse volumique du superalliage des aubes impose un renforcement du disque les portant, et donc un autre surcoût en poids. La masse volumique à température ambiante de chaque superalliage des exemples Ex 1 à Ex 7 et des exemples comparatifs CEx 1 à CEx 7 a été estimée à l’aide d’une version modifiée de la formule de Hull (F.C. Hull, Metal Progress, Novembre 1969, pp139-140). Cette équation empirique, basée sur une loi des mélanges et comprenant des termes correctifs déduits d’une analyse par régression linéaire de données expérimentales (compositions chimiques et masses volumiques mesurées) concernant 272 superalliages à base de nickel, de cobalt ou de fer, a été modifiée, pour prendre en compte des éléments comme le rhénium.Density is of primary importance for applications for rotating components such as turbine blades. Indeed, an increase in the density of the superalloy of the blades imposes a reinforcement of the disk carrying them, and therefore another additional cost in weight. The density at room temperature of each superalloy of examples Ex 1 to Ex 7 and comparative examples CEx 1 to CEx 7 was estimated using a modified version of the Hull formula (F.C. Hull, Metal Progress, November 1969, pp139-140). This empirical equation, based on a law of mixtures and including corrective terms deduced from a linear regression analysis of experimental data (chemical compositions and measured densities) concerning 272 superalloys based on nickel, cobalt or iron, was modified, to take into account elements such as rhenium.
La formule de Hull modifiée est la suivante :
The modified Hull formula is as follows:
(1) D = 27,68 x [D1+ 0,14037 – 0,00137 %Cr – 0,00139 %Ni – 0,00142 %Co – 0,00140 %Fe – 0,00186 %Mo – 0,00125 %W – 0,00134 %V – 0,00119 %Nb – 0,00113 %Ta + 0,0004 %Ti + 0,00388 %C + 0,0000187 (%Mo)2– 0,0000506 (%Co)x(%Ti) – 0,00096 %Re]
(1) D = 27.68 x [D 1 + 0.14037 – 0.00137 %Cr – 0.00139 %Ni – 0.00142 %Co – 0.00140 %Fe – 0.00186 %Mo – 0.00125 %W – 0.00134 %V – 0.00119 %Nb – 0.00113 %Ta + 0.0004 %Ti + 0.00388 %C + 0.0000187 (%Mo) 2 – 0.0000506 (%Co)x (%Ti) – 0.00096 %Re]
où D1= 100/[(%Cr/DCr) + (%Ni/DNi)+ …. + (%X/DX)]
where D 1 = 100/[(%Cr/D Cr ) + (%Ni/D Ni )+ …. + (%X/ D
où DCr, DNi,…, DXsont les masses volumiques des éléments Cr, Ni, …, X exprimées en lb/in3(livre par pouce cube) et D est la masse volumique du superalliage exprimé en g/cm3.
where D Cr , D Ni ,…, D X are the densities of the elements Cr, Ni, … , .
où %Cr, %Ni, ...%X sont les teneurs, exprimées en pourcentages massiques, des éléments du superalliage Cr, Ni, ..., X.where %Cr, %Ni, ...%X are the contents, expressed in mass percentages, of the elements of the superalloy Cr, Ni, ..., X.
On constate que les masses volumiques calculées pour les exemples Ex 1 à Ex 7 suivant cette équation sont toutes similaires à celles des superalliages de comparaison CEx 1 à CEx 7 et inférieures à 9,05 g/cm3(voir Tableau 2).It can be seen that the densities calculated for examples Ex 1 to Ex 7 following this equation are all similar to those of the comparison superalloys CEx 1 to CEx 7 and less than 9.05 g/cm 3 (see Table 2).
Sensibilité à la formation de ZRSSensitivity to ZRS formation
Pour estimer la sensibilité de superalliages à base de nickel contenant du rhénium à la formation de ZRS, Walston (document US 5,270,123) a établi l’équation suivante :
To estimate the sensitivity of nickel-based superalloys containing rhenium to the formation of ZRS, Walston (document US 5,270,123) established the following equation:
(2) [ZRS(%)]1/2= 13,88 (%Re) + 4,10 (%W) – 7,07 (%Cr) – 2,94 (%Mo) – 0,33 (%Co) + 12,13
(2) [ZRS(%)] 1/2 = 13.88 (%Re) + 4.10 (%W) – 7.07 (%Cr) – 2.94 (%Mo) – 0.33 (% Co) + 12.13
où ZRS(%) est le pourcentage linéique de ZRS dans le superalliage sous le revêtement et où les concentrations des éléments d’alliage sont en pourcentages atomiques.where ZRS(%) is the linear percentage of ZRS in the superalloy under the coating and where the concentrations of the alloying elements are in atomic percentages.
Cette équation (2) a été obtenue par analyse par régression linéaire multiple à partir d’observations faites après vieillissement de 400 heures à 1093 °C (degré centigrade) d’échantillons de divers superalliages à base de nickel de la famille d’alliages René N6® sous un revêtement NiPtAl.This equation (2) was obtained by multiple linear regression analysis from observations made after aging for 400 hours at 1093 °C (degree centigrade) of samples of various nickel-based superalloys from the René family of alloys. N6® under a NiPtAl coating.
Plus la valeur du paramètre [ZRS(%)]1 /2est élevée, plus le superalliage est sensible à la formation de ZRS. En particulier, des valeurs négatives sont représentatives d’une faible sensibilité vis-à-vis de ce défaut.The higher the value of the parameter [ZRS(%)] 1/2 , the more sensitive the superalloy is to the formation of ZRS. In particular, negative values are representative of low sensitivity to this defect.
Ainsi, comme on peut le voir dans le Tableau 2, pour les superalliages des exemples Ex 1 à Ex 7, les valeurs du paramètre [ZRS(%)]1/2sont toutes significativement négatives et ces superalliages présentent donc une faible sensibilité à la formation de ZRS sous un revêtement NitPtAl, revêtement qui est souvent présent pour les applications d’abubes de turbine (aube tournante et/ou distributeur). Par contre, parmi les superalliages des exemples comparatifs, ceux des exemples comparatifs CEx 2 à CEx 4 présentent des valeurs positives du paramètre [ZRS(%)]1/2.Thus, as can be seen in Table 2, for the superalloys of examples Ex 1 to Ex 7, the values of the parameter [ZRS(%)] 1/2 are all significantly negative and these superalloys therefore have low sensitivity to formation of ZRS under a NitPtAl coating, a coating which is often present for turbine blade applications (rotating blade and/or distributor). On the other hand, among the superalloys of the comparative examples, those of the comparative examples CEx 2 to CEx 4 present positive values of the parameter [ZRS(%)] 1/2 .
N o-Freckles P arameter (NFP) NOT o-Freckles P arameter (NFP)
Pour quantifier la sensibilité à la formation de grains parasites de type « Freckles » au cours de la solidification dirigée d’une pièce en superalliage, Konter (document US 5,888,451) a formulé l’équation suivante :
To quantify the sensitivity to the formation of parasitic grains of the “Freckles” type during the directed solidification of a superalloy part, Konter (document US 5,888,451) formulated the following equation:
(3) NFP = [%Ta + 1,5 %Hf + 0,5 %Mo – 0,5% %Ti)]/[%W + 1,2 %Re)]
(3) NFP = [%Ta + 1.5%Hf + 0.5%Mo – 0.5%%Ti)]/[%W + 1.2%Re)]
où %Ta, %Hf, ...%X sont les teneurs, exprimées en pourcentages massiques, des éléments du superalliage Ta, Hf, ..., X.where %Ta, %Hf, ...%X are the contents, expressed in mass percentages, of the elements of the superalloy Ta, Hf, ..., X.
Pour éviter la formation de défauts de type « Freckles », le paramètre NFP doit être supérieur ou égal à 0,7. Une faible sensibilité à ce type de défaut est un paramètre important car cela implique un faible taux de rebut lié à ce défaut lors de la fabrication de pièces.To avoid the formation of “Freckles” type defects, the NFP parameter must be greater than or equal to 0.7. Low sensitivity to this type of defect is an important parameter because it implies a low scrap rate linked to this defect during the manufacturing of parts.
Comme on peut le voir dans le Tableau 2, les superalliages de chacun des exemples Ex 1 à Ex 7 présentent un paramètre NFP supérieur ou égal à 0,7, tandis que les superalliages commerciaux des exemples comparatifs CEx 1 à CEx 4 ont des sensibilités à la formation de ce type de défauts clairement supérieures.As can be seen in Table 2, the superalloys of each of the examples Ex 1 to Ex 7 have an NFP parameter greater than or equal to 0.7, while the commercial superalloys of the comparative examples CEx 1 to CEx 4 have sensitivities at the formation of this type of defects clearly superior.
Coût desCost of supergreat alliagesalloys
Le coût au kilogramme des superalliages Ex 1 à Ex 7 et CEx 1 à CEx 7 est calculé sur base de la composition du superalliage et des coûts de chaque composé (mise à jour avril 2020). Ce coût est donné à titre indicatif.The cost per kilogram of superalloys Ex 1 to Ex 7 and CEx 1 to CEx 7 is calculated based on the composition of the superalloy and the costs of each compound (updated April 2020). This cost is given as an indication.
Le coût comparativement élevé des alliages Ex 1 à Ex 7 est largement dû aux additions conséquentes de l’élément platine. Ces coûts sont ainsi situés entre ceux des alliages CEx 6/7 et CEx 5, respectivement deux fois moins et deux fois plus chargés en platine. Les coûts des alliages de l’invention sont ainsi plus élevés que ceux des alliages commerciaux CEx 1 à CEx 4. Cependant, les caractéristiques des alliages Ex 1 à Ex 7 peuvent permettre de réduire les additions de platine dans les revêtements métalliques de type NiPtAl par rapport aux alliages commerciaux, de sorte que l’économie de platine dans les revêtements surpasse le coût de l’ajout de platine dans les proportions considérées dans les alliages de l’invention. En outre, la réduction des additions de platine dans les revêtements limiterait les coûts de réparation des composants revêtus.The comparatively high cost of alloys Ex 1 to Ex 7 is largely due to the significant additions of the element platinum. These costs are thus located between those of CEx 6/7 and CEx 5 alloys, respectively half as much and twice as much loaded with platinum. The costs of the alloys of the invention are thus higher than those of the commercial alloys CEx 1 to CEx 4. However, the characteristics of the alloys Ex 1 to Ex 7 can make it possible to reduce the additions of platinum in metallic coatings of the NiPtAl type by compared to commercial alloys, so that the saving of platinum in the coatings exceeds the cost of adding platinum in the proportions considered in the alloys of the invention. Additionally, reducing platinum additions in coatings would limit repair costs of coated components.
Température desolvusde la phase γ’ Solvus temperature of the γ' phase
La méthode CALPHAD a été utilisée pour calculer la température de solvus de la phase γ’ à l’équilibre.The CALPHAD method was used to calculate the solvus temperature of the γ’ phase at equilibrium.
Comme on peut le constater dans le Tableau 3, les superalliages Ex 1 à Ex 7 présentent une température de solvus γ’ supérieure à 1320 °C.As can be seen in Table 3, superalloys Ex 1 to Ex 7 have a solvus temperature γ’ greater than 1320 °C.
Température de solidusSolidus temperature
La méthode CALPHAD a été utilisée pour calculer les températures de solidus des superalliages Ex 1 à Ex 7 et CEx 1 à CEx 7.The CALPHAD method was used to calculate the solidus temperatures of superalloys Ex 1 to Ex 7 and CEx 1 to CEx 7.
Intervalle de traitement thermique (Heat treatment interval ( ΔΔ TTH)TTH)
La fabricabilité des alliages de l’invention a été également estimée à partir de la possibilité de remettre en solution industriellement les précipités de phase γ’ pour optimiser les propriétés mécaniques des alliages. L’intervalle entre la température de solvus de la phase γ’ à l’équilibre et la température de solidus à l’équilibre, telles qu’elles peuvent être calculées par la méthode CALPHAD, représente l’intervalle de traitement thermique ΔTTH des superalliages.The manufacturability of the alloys of the invention was also estimated from the possibility of industrially resolving the γ' phase precipitates to optimize the mechanical properties of the alloys. The interval between the solvus temperature of the γ' phase at equilibrium and the solidus temperature at equilibrium, as they can be calculated by the CALPHAD method, represents the heat treatment interval ΔTTH of the superalloys.
Contrairement au superalliage CEx 6 présentant un intervalle de traitement de seulement 2 °C, et au superalliage CEx 5 présentant un intervalle de traitement même négatif (donc inexistant en pratique), la présence de fortes teneurs en rhénium et en platine ne réduit pas excessivement les intervalles de traitement des superalliages Ex 1 à Ex 7. Contrairement aux superalliages expérimentaux CEx5 et CEx 6, ainsi qu’au superalliage commercial CEx 3, qui est caractérisé par une fenêtre nulle témoignant de difficultés pour remettre la phase γ’ en solution, les superalliages Ex 1 à Ex 7 possèdent des fenêtres de traitement thermique toujours supérieures à 12 °C, ce qui est en principe compatible avec l’utilisation de fours industriels pour ce traitement thermique. Le traitement thermique de remise en solution devrait donc être assuré pour les superalliages Ex 1 à Ex 7, de manière similaire aux superalliages commerciaux CEx 1, CEx 2, CEx 4 et à l’alliage expérimental CEx 7, et cela même avec des fours industriels avec une incertitude de, par exemple, +/- 5°C.Unlike the CEx 6 superalloy having a processing interval of only 2°C, and the CEx 5 superalloy having even a negative processing interval (therefore non-existent in practice), the presence of high contents of rhenium and platinum does not excessively reduce the processing intervals for superalloys Ex 1 to Ex 7. Unlike the experimental superalloys CEx5 and CEx 6, as well as the commercial superalloy CEx 3, which is characterized by a zero window indicating difficulties in putting the γ' phase back into solution, the superalloys Ex 1 to Ex 7 have heat treatment windows always above 12°C, which is in principle compatible with the use of industrial ovens for this heat treatment. Re-solution heat treatment should therefore be ensured for superalloys Ex 1 to Ex 7, in a manner similar to commercial superalloys CEx 1, CEx 2, CEx 4 and the experimental alloy CEx 7, even with industrial furnaces. with an uncertainty of, for example, +/- 5°C.
FractionFraction molairemolar de phase γ’phase γ’
La méthode CALPHAD a été utilisée pour calculer la fraction molaire (en pourcentage molaire) de phase γ’ à l’équilibre dans les superalliages Ex 1 à Ex7 et CEx 1 à CEx 7 à 900 °C, 1100 °C et 1250 °C.The CALPHAD method was used to calculate the mole fraction (in mole percentage) of γ’ phase at equilibrium in the superalloys Ex 1 to Ex7 and CEx 1 to CEx 7 at 900 °C, 1100 °C and 1250 °C.
Comme on peut le constater dans le Tableau 3, Les alliages de l’invention (Ex 1 à Ex 7) ont des fractions de phase γ’ à très haute température (1250 °C) de 23 %mol ou plus, ce qui devrait assurer une forte tenue mécanique de l’alliage à ces températures. Les fractions de phase γ’ sont supérieures à celles des superalliages CEx 1 et CEx 4, et similaires à celles des superalliages CEx 2 et CEx 6 dont la tenue mécanique à haute température a été démontrée expérimentalement.As can be seen in Table 3, the alloys of the invention (Ex 1 to Ex 7) have γ' phase fractions at very high temperature (1250 °C) of 23% mol or more, which should ensure strong mechanical strength of the alloy at these temperatures. The γ’ phase fractions are higher than those of CEx 1 and CEx 4 superalloys, and similar to those of CEx 2 and CEx 6 superalloys whose mechanical strength at high temperatures has been demonstrated experimentally.
Bien que les alliages comparatifs CEx 3, CEx 5 et CEx 6 possèdent des fractions de phases γ’ égales ou plus importantes que les alliages de l’invention à 900, 1100 et 1250 °C, le maintien de ces hautes fractions se fait au détriment de la fenêtre de traitement thermique de remise en solution de la phase γ’.Although the comparative alloys CEx 3, CEx 5 and CEx 6 have fractions of γ' phases equal to or greater than the alloys of the invention at 900, 1100 and 1250 °C, maintaining these high fractions is to the detriment of the heat treatment window for redissolving the γ' phase.
FractionFraction molairemolar deof phases autresother phases que les phases γ et γ’that the phases γ and γ’
Les phases autres que les phases γ et γ’, comme par exemple les PTC, sont de manière générale jugées indésirables. Les PTC, fragiles, peuvent par exemple constituer des points d’amorçage de fissures et donc amoindrir la ductilité de l’alliage. Ces phases consomment également une partie des atomes des éléments d’addition, diminuant leur contribution au renforcement par solution solide des phases γ et γ’. Les fractions molaires totales (en pourcentage molaire) de ces phases précipitant dans les superalliages Ex 1 à Ex 7 et dans les superalliages de référence CEx 1 à CEx 7 à l'équilibre à 750, 900 et 1100 °C ont été calculées selon la méthode CALPHAD (voir Tableau 4). Les superalliages Ex 1 à Ex 7 ont des proportions de phases autres que γ et γ’ à 750 °C inférieures à celles de chacun des superalliages de référence CEx 1, CEx 2 et CEx 4 à CEx 6, ce qui traduit la forte stabilité de leur microstructure. Ces fractions à 900 °C demeurent faibles, et en particulier inférieures à celles prédites pour les superalliages de référence CEx 2, CEx 3 et CEx 5. Aucun alliage de l’invention ne possède de phase autre que les phases γ et γ’ à l’équilibre à 1100 °C, contrairement à l’alliage commercial CEx 3.Phases other than the γ and γ’ phases, such as for example PTC, are generally considered undesirable. The fragile PTCs can, for example, constitute crack initiation points and therefore reduce the ductility of the alloy. These phases also consume part of the atoms of the addition elements, reducing their contribution to the solid solution reinforcement of the γ and γ’ phases. The total molar fractions (in molar percentage) of these phases precipitating in the superalloys Ex 1 to Ex 7 and in the reference superalloys CEx 1 to CEx 7 at equilibrium at 750, 900 and 1100 °C were calculated according to the method CALPHAD (see Table 4). The superalloys Ex 1 to Ex 7 have proportions of phases other than γ and γ' at 750 °C lower than those of each of the reference superalloys CEx 1, CEx 2 and CEx 4 to CEx 6, which reflects the high stability of their microstructure. These fractions at 900 °C remain low, and in particular lower than those predicted for the reference superalloys CEx 2, CEx 3 and CEx 5. No alloy of the invention has a phase other than the γ and γ' phases at equilibrates at 1100°C, unlike the commercial CEx 3 alloy.
Activité du chrome dans la phase γChromium activity in the γ phase
La méthode CALPHAD a été utilisée pour calculer l’activité du chrome dans la phase γ (sans unité) dans les superalliages Ex 1 à Ex 7 et CEx 1 à CEx 7 à 950 °C et 1100 °C (voir Tableau 4). D’après ces estimations, les superalliages Ex 1 à Ex 7 ont des activités en chrome à 950 et 1100 °C supérieures à celles des superalliages de référence CEx 2 à CEx 4, et similaires à celles du superalliage CEx 5. Ces valeurs traduisent un comportement satisfaisant des superalliages Ex 1 à Ex 7 vis-à-vis de la tenue en oxydation/corrosion à l’environnement à ces températures.The CALPHAD method was used to calculate the activity of chromium in the γ phase (unitless) in superalloys Ex 1 to Ex 7 and CEx 1 to CEx 7 at 950 °C and 1100 °C (see Table 4). According to these estimates, superalloys Ex 1 to Ex 7 have chromium activities at 950 and 1100 °C higher than those of reference superalloys CEx 2 to CEx 4, and similar to those of superalloy CEx 5. These values reflect a satisfactory behavior of superalloys Ex 1 to Ex 7 with respect to oxidation/corrosion resistance to the environment at these temperatures.
D’après les différents critères pris en compte, les superalliages exemplaires Ex 1 à Ex 7 présentent ainsi un fort potentiel pour des applications à hautes, voire très hautes températures, notamment pour la fabrication d’aubes de turbines, car ils allient une masse volumique contenue, une faible sensibilité à la formation de défauts (PTC, ZRS), une bonne stabilité microstructurale, une tenue mécanique élevée et une résistance satisfaisante à l’oxydation et à la corrosion.According to the different criteria taken into account, the exemplary superalloys Ex 1 to Ex 7 thus present a strong potential for applications at high, or even very high, temperatures, in particular for the manufacture of turbine blades, because they combine a high density contained, low sensitivity to the formation of defects (PTC, ZRS), good microstructural stability, high mechanical strength and satisfactory resistance to oxidation and corrosion.
Quoique le présent exposé ait été décrit en se référant à des exemples de réalisation spécifiques, il est évident que des différentes modifications et changements peuvent être effectués sur ces exemples sans sortir de la portée générale de l'invention telle que définie par les revendications. En outre, des caractéristiques individuelles des différents modes de réalisation évoqués 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.Although the present presentation has been described with reference to specific examples of embodiment, it is obvious that various modifications and changes can be made to these examples without departing from the general scope of the invention as defined by the claims. Furthermore, individual features of the different embodiments discussed may be combined in additional embodiments. Therefore, the description and drawings should be considered in an illustrative rather than a restrictive sense.
Claims (11)
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Citations (3)
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-
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Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| VAN SLUYTMAN JASON S ET AL: "A Pt-modified Ni-base superalloy with high temperature precipitate stability", MATERIALS SCIENCE, vol. 639, 27 May 2015 (2015-05-27), pages 747 - 754, XP029214939, ISSN: 0921-5093, DOI: 10.1016/J.MSEA.2015.05.023 * |
Also Published As
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| WO2024047315A1 (en) | 2024-03-07 |
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