WO2024047315A1 - Superalliage a base de nickel, aube monocristalline et turbomachine - Google Patents

Superalliage a base de nickel, aube monocristalline et turbomachine Download PDF

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WO2024047315A1
WO2024047315A1 PCT/FR2023/051315 FR2023051315W WO2024047315A1 WO 2024047315 A1 WO2024047315 A1 WO 2024047315A1 FR 2023051315 W FR2023051315 W FR 2023051315W WO 2024047315 A1 WO2024047315 A1 WO 2024047315A1
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WO
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superalloy
nickel
superalloys
cex
phase
Prior art date
Application number
PCT/FR2023/051315
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Inventor
Edern MENOU
Jonathan CORMIER
Jérémy RAME
Original Assignee
Safran
Safran Aircraft Engines
Ecole Nationale Superieure De Mecanique Aerotechnique
Centre National De La Recherche Scientifique
Universite De Poitiers
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Publication date
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    • F05D2300/60—Properties or characteristics given to material by treatment or manufacturing
    • F05D2300/606—Directionally-solidified crystalline structures

Definitions

  • 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.
  • 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.
  • nickel-based superalloys for single-crystal blades have undergone significant changes in chemical composition, with the aim in particular of improving their creep properties at high temperatures while maintaining environmental resistance. very aggressive 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 ("y"), with precipitates of gamma prime (“y'") hardening phase of ordered cubic structure Ll 2 of type Ni 3 AI. The whole (matrix and precipitates) is therefore described as a y/y' superalloy.
  • these superalloys contain a high proportion of Y' phase precipitates, approximately 60 to 70%.
  • this structure of the nickel-based superalloy allows the implementation of a heat treatment which redissolves the precipitates of phase Y' and the eutectic phases Y/Y' which form during solidification. superalloy. It is thus possible to obtain a single-crystal superalloy based on nickel containing y' precipitates of controlled size, and containing a small proportion of y/y' eutectic phases.
  • the heat treatment also makes it possible to control the molar fraction of the y' phase precipitates present in the single-crystal nickel-based superalloy.
  • a high proportion of y' phase precipitates hinders the movement of dislocations and promotes the hot flow resistance of the alloy. As the diffusion phenomena are less below 950 °C, the majority of damage then occurs by shearing of the y' phase precipitates - Thus, at these temperatures, the intrinsic resistance of the y' phase precipitates is a determining factor for the static or creep mechanical strength of the superalloy. However, redissolving the Y' phase precipitates at higher temperatures results in a reduction in the mechanical strength of the superalloy.
  • 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.
  • a ceramic coating of low thermal conductivity, performing a thermal barrier function can be added to reduce the temperature on the metal surface.
  • a complete protection system comprises at least two layers.
  • the first layer also called sub-layer or bonding layer
  • the deposition step is followed by a diffusion step of the sublayer in the superalloy.
  • Deposit and distribution can also be carried out in a single step.
  • M Ni (nickel) or Co (cobalt)
  • Cr chromium
  • NiAlyPtz nickel aluminide type alloys
  • the second layer 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.
  • EB-PVD electron beam evaporation
  • APS in accordance with the English acronym for “Atmospheric Plasma Spraying” or “SPS” in accordance with the English acronym for “Suspension Plasma Spraying”
  • any other process making it possible to obtain a porous ceramic coating with low thermal conductivity.
  • inter-diffusion phenomena occur on the microscopic scale between the nickel-based superalloy of the substrate and the metal alloy of the underlayer.
  • 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 consequently the mechanical properties of the superalloy of the substrate under the coating.
  • a secondary reaction zone 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.
  • 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.
  • the present presentation aims to propose nickel-based superalloy compositions for the manufacture of monocrystalline components, presenting increased performance in terms of lifespan and mechanical strength and making it possible to reduce the production costs of the part ( reduction in scrap rate) compared to existing alloys.
  • these superalloys With a contained density, these superalloys have greater resistance to creep at high temperatures than the previous ones while continuing to allow heat treatment thanks to a wide difference between the solvus temperatures of the y' phase and the solidus.
  • 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”.
  • 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% 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 at 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 inevitable impurities.
  • 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.
  • 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.
  • the silicon content may be greater than or equal to 0.05%, as a mass percentage.
  • rhenium makes it possible to reinforce the y phase by solid solution and to slow down, due to its low diffusion kinetics, the degradation of the y/y' microstructure by limiting the coalescence of the y' 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.
  • the platinum contents are beneficial with respect to resistance to oxidation and corrosion.
  • the addition of platinum in 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.
  • 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.
  • the superalloy can thus have a temperature difference [solidus - solvus y 7 ] of at least 10°C, preferably at least 12°C, and a phase fraction y' at 1250°C of at least 20 mol%, preferably at least 23 mol%, thus combining the maintenance of a significant fraction of phase y' at high temperatures and therefore close to the solvus temperature of this phase y', with a deviation sufficient between this solvus temperature and a higher solidus temperature to allow heat treatment of the superalloy in the range between these two temperatures.
  • the superalloy may have a density less than or equal to 9.05 g/cm 3 .
  • the other major addition elements apart from platinum (Pt) and rhenium (Re), are cobalt (Co), chromium (Cr), tungsten (W), aluminum (Al) and tantalum (Ta).
  • 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. .
  • 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.
  • the superalloy may include 0.005% by mass of carbon.
  • tungsten, chromium, cobalt or molybdenum mainly makes it possible to reinforce the austenitic matrix y with a face-centered cubic (cfc) crystal structure by solid solution hardening.
  • chromium or aluminum makes it possible to improve the resistance to oxidation and corrosion at high temperatures of the superalloy.
  • chromium is essential for increasing the hot corrosion resistance of nickel-based superalloys.
  • too high a chromium content tends to reduce the solvus temperature of the y' phase of the nickel-based superalloy, that is to say the temperature above which the y' phase is completely dissolved in the y matrix, which is undesirable. Too high a chromium content also causes the precipitation of harmful PTCs.
  • cobalt which is an element close to nickel and which partially replaces nickel, forms a solid solution with nickel in the matrix y.
  • Cobalt helps strengthen the y-matrix, reducing susceptibility to PTC precipitation and ZRS formation in the superalloy under the protective coating.
  • too high a cobalt content also tends to reduce the solvus temperature of the y' phase of the nickel-based superalloy, which is undesirable.
  • 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, that is to say a difference between the solvus temperature and the solidus temperature of the superalloy which is sufficiently wide.
  • 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. .
  • This superalloy may in particular be intended for the manufacture of single-crystal 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.
  • the present presentation also relates in particular to a single-crystalline 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.
  • 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.
  • the metallic underlayer may be an MCrAlY type alloy or a nickel aluminide type alloy.
  • the ceramic thermal barrier may be a material based on yttriated zirconia or any other ceramic coating (based on zirconia) with low thermal conductivity.
  • the blade may have a structure oriented in a crystallographic direction ⁇ 001>.
  • This presentation also concerns a turbomachine comprising a blade as defined above.
  • Figure 1 is a schematic view in longitudinal section of a turbomachine.
  • 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 single crystal seed or a grain selector at the start of solidification makes it possible to obtain this single crystal structure.
  • the structure is oriented for example in a crystallographic direction ⁇ 001> which is the orientation which generally confers optimal mechanical properties to superalloys.
  • the raw solidified single-crystal nickel-based superalloys have a dendritic structure and are made up of precipitates y' - Ni, Pt)3 AI, Ti, Ta) dispersed in a matrix y of face-centered cubic structure, solid solution nickel-based. These y' phase precipitates are heterogeneously distributed in the volume of the single crystal due to chemical segregations resulting from the solidification process. Furthermore, y/y' eutectic phases are present in the inter-dendritic regions and constitute preferential sites for crack initiation. These y/y' eutectic phases form at the end of solidification.
  • the eutectic phases y/y' are formed to the detriment of the fine precipitates (size less than a micrometer) of the hardening phase y'.
  • These y' phase precipitates constitute the main source of hardening of nickel-based superalloys.
  • the presence of residual y/y' eutectic phases does not make it possible to optimize the hot creep resistance of the nickel-based superalloy.
  • 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 y' phase precipitates and eliminate the Y/Y' eutectic phases OR to significantly reduce their mole fraction. This treatment is carried out at a temperature higher than the solvus temperature of the y' 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 precipitates y'. Tempering heat treatments are then carried out in two stages, at temperatures lower than the solvus temperature of the y' phase. During a first step, to increase the precipitates y' and obtain the desired size, then during a second step, to increase the mole fraction of this phase to approximately 70% at room temperature.
  • Figure 1 represents, in section along a vertical plane passing through its main axis A, a dual-flow turbojet 10.
  • the dual-flow turbojet 10 comprises, from upstream to downstream depending on the circulation of the air flow, a blower 12, a low pressure compressor 14, a high pressure compressor 16, a combustion chamber 18, a high pressure turbine 20, and a low pressure turbine 22.
  • the high pressure turbine 20 comprises a plurality of moving 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.
  • a movable blade 20A or a rectifier 20B for a turbomachine comprising a superalloy as defined previously coated with a protective coating comprising a metallic undercoat
  • 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.
  • Example 1 to Ex 7 Seven nickel-based monocrystalline superalloys of the present presentation (Ex 1 to Ex 7) were studied and compared to four commercial monocrystalline superalloys (reference alloys CEx 1 to CEx 4) and to three experimental monocrystalline 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.
  • the 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, ppl39-140).
  • 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 d family. René N6® alloys under a NiPtAI coating.
  • NFP [%Ta + 1.5%Hf + 0.5%Mo - 0.5% %Ti)]/[%W + 1.2%Re)] where %Ta, %Hf, .. .%X are the contents, expressed in mass percentages, of the superalloy elements Ta, Hf, ..., X.
  • 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.
  • 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 clearly higher sensitivities to the formation of this type of fault.
  • alloys Ex 1 to Ex 7 are largely due to the significant additions of the platinum element. 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.
  • 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 NiPtAI 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.
  • the CALPHAD method was used to calculate the solvus temperature of the phase y' at equilibrium.
  • the superalloys Ex 1 to Ex 7 have a solvus temperature y' greater than 1320°C.
  • the manufacturability of the alloys of the invention was also estimated based on the possibility of industrially resolving the y' phase precipitates to optimize the mechanical properties of the alloys.
  • the interval between the solvus temperature of the y' phase at equilibrium and the solidus temperature at equilibrium, as they can be calculated by the CALPHAD method, represents the ATTH heat treatment interval of the superalloys.
  • the CALPHAD method was used to calculate the mole fraction (in mole percentage) of phase y' at equilibrium in the superalloys Ex 1 to Ex7 and CEx 1 to CEx 7 at 900°C, 1100°C and 1250 °C.
  • the alloys of the invention (Ex 1 to Ex 7) have phase fractions y' at very high temperature (1250°C) of 23% mol or more, this which should ensure strong mechanical strength of the alloy at these temperatures.
  • the y' phase fractions are higher than those of the CEx 1 and CEx 4 superalloys, and similar to those of the CEx 2 and CEx 6 superalloys whose mechanical strength at high temperatures has been demonstrated experimentally.
  • the comparative alloys CEx 3, CEx 5 and CEx 6 have phase fractions y' equal to or greater than the alloys of the invention at 900, 1100 and 1250 ° C, the maintenance of these high fractions is done to the detriment of the heat treatment window for redissolving phase y'.
  • Phases other than phases y and y' 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 y and y' phases.
  • the total mole 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 y and y' 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 phases y and y' at l equilibrates at 1100°C, unlike the commercial CEx 3 alloy.
  • the CALPHAD method was used to calculate the activity of chromium in the y phase (unitless) in the 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.
  • 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 contained density, low sensitivity to the formation of defects (PTC, ZRS), good microstructural stability, high mechanical strength and satisfactory resistance to oxidation and corrosion.

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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).

Description

DESCRIPTION TITRE : SUPERALLIAGE A BASE DE NICKEL, AUBE MONOCRISTALLINE ET TURBOMACHINE
Domaine technique
[0001] 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.
Technique antérieure
[0002] 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.
[0003] 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.
[0004] 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 (« y »), avec des précipités de phase durcissante gamma prime (« y' ») de structure cubique ordonnée Ll2 de type Ni3AI. L'ensemble (matrice et précipités) est donc décrit comme un superalliage y/y'. En général, à température ambiante, ces superalliages contiennent une forte proportion de précipités de phase Y', environ 60 à 70%.
[0005] Par ailleurs, cette structure du superalliage à base de nickel autorise la mise en oeuvre d'un traitement thermique qui remet en solution les précipités de phase Y' et les phases eutectiques Y/Y' qui se forment lors de la solidification du superalliage. On peut ainsi obtenir un superalliage monocristallin à base de nickel contenant des précipités y' de taille contrôlée, et contenant une faible proportion de phases eutectiques y/y'. Le traitement thermique permet également de contrôler la fraction molaire des précipités de phase y' présente dans le superalliage monocristallin à base de nickel.
[0006] Une forte proportion de précipités de phase y' 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 y'- Ainsi, à ces températures, la résistance intrinsèque des précipités de phase y' est un facteur déterminant pour la tenue mécanique statique ou en fluage du superalliage. Toutefois, la remise en solution des précipités de phase Y' à des températures plus élevées a pour conséquence une réduction de la tenue mécanique du superalliage.
[0007] 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.
[0008] 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.
[0009] 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.
[0010] 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.
[0011] 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 ».
[0012] 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.
Exposé de l'invention
[0013] 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 y' 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 ». [0014] 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. La teneur en silicium peut être supérieure ou égale à 0,05 %, en pourcentage massique.
[0015] 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.
[0016] Le platine, partitionnant majoritairement vers la phase y', permet de renforcer la phase y' et d'augmenter la stabilité en température de la phase y' en maintenant la fraction des précipités durcissant de phase y' 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 y' à haute température permet un maintien des propriétés mécaniques de l'alliage à des températures proches de la température de solvus y' de l'alliage, température au-dessus de laquelle la phase durcissante y' est totalement dissoute.
[0017] D'autre part, le rhénium permet de renforcer la phase y par solution solide et de ralentir, de par sa cinétique de diffusion faible, la dégradation de la microstructure y/y' en limitant la coalescence des précipités de phase y' 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 o, la phase P ou la phase p, 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.
[0018] 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.
[0019] Le superalliage peut ainsi présenter un écart de température [solidus - solvus y7] d'au moins 10 °C, de préférence d'au moins 12 °C, et une fraction de phase y' 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 y' à des températures élevées et donc proches de la température de solvus de cette phase y', 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.
[0020] Le superalliage peut présenter une masse volumique inférieure ou égale à 9,05 g/cm3.
[0021] 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).
[0022] 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.
[0023] 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. [0024] L'addition de tungstène, de chrome, de cobalt ou de molybdène permet principalement de renforcer la matrice austénitique y de structure cristalline cubique à faces centrées (cfc) par durcissement par solution solide.
[0025] L'addition d'aluminium (Al), de titane (Ti) ou de tantale (Ta) favorise la précipitation de la phase durcissante y'-Ni3(AI, Ti, Ta).
[0026] 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 (AI2O3) 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.
[0027] 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 y' du superalliage à base de nickel, c'est-à-dire la température au-dessus de laquelle la phase y' est totalement dissoute dans la matrice y, ce qui est indésirable. Une teneur trop élevée en chrome provoque également la précipitation de PTC délétères.
[0028] 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 y. Le cobalt permet de renforcer la matrice y, 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 y' du superalliage à base de nickel, ce qui est indésirable.
[0029] 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.
[0030] 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.
[0031] 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.
[0032] 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.
[0033] 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.
[0034] Dans certains modes de réalisation, la sous-couche métallique peut être un alliage de type MCrAlY ou un alliage de type aluminiure de nickel.
[0035] 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.
[0036] Dans certains modes de réalisation, l'aube peut présenter une structure orientée selon une direction cristallographique <001 >.
[0037] Cette orientation confère généralement les propriétés mécaniques optimales à l'aube.
[0038] Le présent exposé concerne aussi une turbomachine comprenant une aube telle que définie précédemment.
Brève description des dessins [0039] 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.
[0040] [Fig. 1] La figure 1 est une vue schématique en coupe longitudinale d'une turbomachine.
Description détaillée
[0041] 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.
[0042] Les superalliages monocristallins à base de nickel bruts de solidification ont une structure dendritique et sont constitués de précipités y' - Ni, Pt)3 AI, Ti, Ta) dispersés dans une matrice y de structure cubique à faces centrées, solution solide à base de nickel. Ces précipités de phase y' 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 y/y' sont présentes dans les régions inter-dendritiques et constituent des sites préférentiels d'amorçage de fissures. Ces phases eutectiques y/y' se forment en fin de solidification. De plus, les phases eutectiques y/y' sont formées au détriment des fins précipités (taille inférieure au micromètre) de phase durcissante y'. Ces précipités de phase y' constituent la principale source de durcissement des superalliages à base de nickel. Aussi, la présence de phases eutectiques y/y' résiduelles ne permet pas d'optimiser la tenue au fluage à chaud du superalliage à base de nickel.
[0043] 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 y' était ordonnée, c'est-à-dire que les précipités de phase y' sont alignés de manière régulière, avec une taille allant de 300 à 500 nm, et lorsque la totalité des phases eutectiques Y/Y' était remise en solution.
[0044] 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 y' et d'éliminer les phases eutectiques Y/Y' 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 y' 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 y'. Des traitements thermiques de revenu sont ensuite réalisés en deux étapes, à des températures inférieures à la température de solvus de la phase y'. Lors d'une première étape, pour faire grossir les précipités y' 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.
[0045] La figure 1 représente, en coupe selon un plan vertical passant par son axe principal A, un turboréacteur à double flux 10. Le turboréacteur à double flux 10 comporte, d'amont en aval selon la circulation du flux d'air, une soufflante 12, un compresseur basse pression 14, un compresseur haute pression 16, une chambre de combustion 18, une turbine haute pression 20, et une turbine basse pression 22.
[0046] 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.
[0047] Ces propriétés font ainsi de ces superalliages des candidats intéressants pour la fabrication de pièces monocristallines destinées aux parties chaudes des turboréacteurs.
[0048] On peut donc fabriquer une aube mobile 20A ou un redresseur 20B pour turbomachine comprenant un superalliage tel que défini précédemment.
[0049] 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 métallique
[0050] 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.
Exemples
[0051] 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 demande de brevet FR 3 081 883 Al. 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.
[0052] [Tableau 1]
Figure imgf000013_0001
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[0053] Masse volumique
[0054] 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, ppl39-140). 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.
[0055] La formule de Hull modifiée est la suivante :
(1) D = 27,68 x [Di + 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 Di = 100/[(o/oCr/DCr) + (%Ni/DNi)+ .... + (%X/Dx)] où DCr, DNi,..., Dx sont 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. où %Cr, %Ni, ...%X sont les teneurs, exprimées en pourcentages massiques, des éléments du superalliage Cr, Ni, ..., X.
[0056] 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). [0057] Sensibilité à la formation de ZRS
[0058] 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 :
(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.
[0059] 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 NiPtAI.
[0060] Plus la valeur du paramètre [ZRS(%)]1/2 est 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.
[0061] 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(%)]1/2 sont toutes significativement négatives et ces superalliages présentent donc une faible sensibilité à la formation de ZRS sous un revêtement NitPtAI, 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.
[0062] No-Freckles Parameter (NFP)
[0063] 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 :
(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.
[0064] 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. [0065] 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.
[0066] Coût des superalliages
[0067] 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.
[0068] 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 NiPtAI 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.
[0069] [Tableau 2]
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[0070] Température de solvus de la phase y'
[0071] La méthode CALPHAD a été utilisée pour calculer la température de solvus de la phase y' à l'équilibre.
[0072] Comme on peut le constater dans le Tableau 3, les superalliages Ex 1 à Ex 7 présentent une température de solvus y' supérieure à 1320 °C.
[0073] Température de solidus
[0074] 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.
[0075] Intervalle de traitement thermique (ATTH)
[0076] 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 y' pour optimiser les propriétés mécaniques des alliages. L'intervalle entre la température de solvus de la phase y' 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 ATTH des superalliages.
[0077] 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 y' 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. [0078] Fraction molaire de phase y'
[0079] La méthode CALPHAD a été utilisée pour calculer la fraction molaire (en pourcentage molaire) de phase y' à l'équilibre dans les superalliages Ex 1 à Ex7 et CEx 1 à CEx 7 à 900 °C, 1100 °C et 1250 °C. [0080] Comme on peut le constater dans le Tableau 3, Les alliages de l'invention (Ex 1 à Ex 7) ont des fractions de phase y' 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 y' 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.
[0081] Bien que les alliages comparatifs CEx 3, CEx 5 et CEx 6 possèdent des fractions de phases y' 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 y'.
[0082] [Tableau 3]
Figure imgf000018_0001
[0083] Fraction molaire de phases autres que les phases v et v'
[0084] Les phases autres que les phases y et y', 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 y et y'. 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 y et y' 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 y et y' à l'équilibre à 1100 °C, contrairement à l'alliage commercial CEx 3.
[0085] Activité du chrome dans la phase v
[0086] La méthode CALPHAD a été utilisée pour calculer l'activité du chrome dans la phase y (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.
[0087] [Tableau 4]
Figure imgf000019_0001
Figure imgf000020_0001
[0088] 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.
[0089] 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.

Claims

REVENDICATIONS
[Revendication 1] 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.
[Revendication 2] Superalliage selon la revendication 1, comprenant au moins 3,75 %, de préférence au moins 4,0 %, de platine en pourcentage massique.
[Revendication 3] Superalliage selon l'une quelconque des revendications précédentes, comprenant au moins 4,0 % de rhénium en pourcentage massique.
[Revendication 4] Superalliage selon l'une quelconque des revendications précédentes, n'excédant pas 4,75 %, de préférence 4,5%, de platine en pourcentage massique.
[Revendication 5] Superalliage selon l'une quelconque des revendications précédentes, n'excédant pas 5,25 %, de préférence 4,75%, de rhénium en pourcentage massique.
[Revendication 6] Superalliage selon l'une quelconque des revendications précédentes, avec un écart de température [solidus - solvus y7] d'au moins 10 °C, de préférence d'au moins 12 °C, et une fraction de phase y' à 1250 °C d'au moins 20 % molaires, de préférence d'au moins 23 % molaires.
[Revendication 7] Superalliage selon l'une quelconque des revendications précédentes, avec une masse volumique inférieure à 9,05 g/cm3.
[Revendication 8] Aube (20A, 20B) monocristalline pour turbomachine comprenant un superalliage selon l'une quelconque des revendications 1 à 7.
[Revendication 9] Aube (20A, 20B) selon la revendication 8, comprenant un revêtement de protection comportant une sous-couche métallique déposée sur le superalliage et une barrière thermique céramique déposée sur la sous-couche métallique.
[Revendication 10] Aube (20A, 20B) selon les revendications 8 ou 9, présentant une structure orientée selon une direction cristallographique <001>. [Revendication 11] Turbomachine comprenant une aube (20A, 20B) selon l'une quelconque des revendications 8 à 10.
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