TITRE : PROCEDE DE FABRICATION D’UNE PIECE EN SUPERALLIAGE

MONOCRISTALLIN

DOMAINE DE L'INVENTION

La présente invention concerne une pièce d’aéronef, telle qu’une aube de turbine ou une ailette de distributeur, ainsi qu’un procédé de fabrication d’une telle pièce.

ETAT DE LA TECHNIQUE

Il est désirable de diminuer la consommation en carburant des turbomachines d’aéronefs. A cet effet, il est connu qu’il faut augmenter la température des gaz de carburant brûlé dans la turbomachine et diminuer la quantité d’air utilisée dans pour le refroidissement d’une turbine de la turbomachine. Cependant, la résistance au fluage des matériaux utilisés pour la fabrication des pièces de turbine diminue au-dessus de températures élevées, par exemple au-dessus de 900 ° C.

Les matériaux fabriqués en superalliage monocristallin base nickel présentent des propriétés mécaniques leur permettant de résister au fluage à haute température, par exemple au-dessus de 900° C, et une résistance à l’oxydation particulièrement élevée au regard d’autres alliages métalliques. Ainsi, le superalliage monocristallin est utilisé pour la fabrication de nombreuses pièces de turbomachine, comme les aubes de turbine.

La fabrication de pièces en superalliage monocristallin comprend, de manière connue, une étape de fonderie de la pièce, lors de laquelle le superalliage sous forme liquide est versé dans un moule en céramique, formé au préalable par cire fondue.

La microstructure de l’alliage brut de coulée présente de nombreuses hétérogénéités chimiques. En effet, la solidification de l’alliage ne se fait pas par croissance plane, mais par croissance dendritique. Ainsi, le cœur, les différentes couches des dendrites et les zones interdendritiques n’ont pas la même composition chimique, car leur solidification a eu lieu de manière successive. De plus, durant la solidification de l’alliage, les éléments Y’-gènes (par exemple Al, Ta et Ti) ségrégent dans le métal liquide, différemment du W ou du Mo qui sont en concentration importante au cœur des dendrites. Ces inhomogénéités diminuent la résistance au fluage du superalliage.

A cet effet, il est connu de traiter thermiquement la pièce de manière à permettre la diffusion des éléments du superalliage et ainsi homogénéiser leur concentration dans la pièce. Ce traitement est communément appelé la mise en solution. La mise en solution peut être soit partielle, c’est-à-dire subsolvus, par exemple en traitant la pièce à une température inférieure à 50 ° C à la température du solvus du superalliage. La mise en solution peut également être complète, supersolvus, par exemple en traitant la pièce à une température proche du solvus de g’, par exemple 50° C supérieure à la température du solvus de Y’.

En référence à la figure 1 et à la figure 2, dans le cas du superalliage AM1 , la température de mise en solution 51 est comprise entre le solvus et le solidus, par exemple à 1300° C. A cette température, des amas d’eutectiques se dissolvent, permettant une meilleure distribution de la phase g’, tout en restant en dessous du seuil de fusion de l’alliage. Cependant, la taille, la distribution, et la morphologie des précipités de phase g’ ne permettent pas d’optimiser la résistance au fluage de la pièce.

A cet effet, il est connu de traiter thermiquement la pièce suite à la mise en solution 51 . Ce ou ces traitements thermiques sont communément appelés traitements thermiques de vieillissement ou revenus. Dans le cas du superalliage AM1 , la pièce est traitée, après la mise en solution, par un premier revenu R1 , à 1 100° C pendant cinq heures. Ce traitement permet d’optimiser la taille, la morphologie et la distribution des précipités g’. La pièce est traitée, après le premier revenu R1 , par un deuxième revenu R2, à 870° C, pendant 16 heures. Le deuxième revenu R2 permet d’accroître la fraction volumique de la phase g’ du superalliage. Après la mise en solution S1 , le premier revenu R1 et le deuxième revenu R2, le superalliage AM1 comprend des précipités cubiques g’ distribués de manière homogène et alignée.

En référence à la figure 2, la pièce en superalliage monocristallin peut, lors de sa fabrication, subir une déformation, et en particulier une déformation plastique D1 , à basse température. Une telle déformation peut être entraînée, par exemple, par l’action du moule de coulée sur la pièce lors du démoulage, par une concentration locale de contraintes mécaniques lors du processus de refroidissement de la pièce en raison d’un gradient de vitesse de refroidissement local, par l’assemblage de la pièce à un autre module, ou par un choc inattendu lors de la manipulation de la pièce. En particulier, si la pièce présente un défaut géométrique entraîné par le retrait de la pièce du moule de coulée, une déformation plastique est appliquée intentionnellement sur la pièce de manière à la redresser.

La déformation plastique D1 appliquée à la pièce entraîne un défaut dans la microstructure de la pièce. Si la pièce est placée, suite à la déformation plastique D1 , dans une atmosphère à haute température, par exemple supérieure à 900’C, le défaut peut entraîner une modification de la structure cristalline de la pièce. Cette recristallisation peut entraîner une diminution de la durée de vie de la pièce en conditions de travail.

La figure 3 et la figure 4 sont des microphotographies illustrant la structure d’un superalliage après avoir subi une déformation plastique D1 . Des bandes révélant l’évolution de la microstructure entraînée par la déformation plastique D1 sont visibles. L’échelle de la figure 3 correspond à une longueur de 100 pm. L’échelle de la figure 4 correspond à une longueur de 10 pm.

EXPOSE DE L'INVENTION

Un but de l’invention est de proposer une solution pour empêcher la recristallisation d’une pièce en superalliage base nickel suite à une déformation plastique subie par la pièce.

Ce but est atteint dans le cadre de la présente invention grâce à un procédé de fabrication d’une pièce d’aéronef, la pièce comprenant un substrat en superalliage base nickel monocristallin, le procédé mettant successivement en œuvre les étapes de :

- moulage de la pièce à une température de moulage supérieure à la température de fusion du superalliage, et refroidissement de la pièce, de manière à ce que le superalliage monocristallin présente une phase g et une phase g’,

- mise en solution de la pièce à une première température T _! comprise entre la température de solvus de la phase g’ et la température de fusion du superalliage,

- refroidissement de la pièce, par exemple à température ambiante, homogénéisation de la structure cristalline de la pièce,

- refroidissement de la pièce, par exemple à température ambiante,

- premier revenu et deuxième revenu.

Comme le traitement d’homogénéisation de la structure cristalline est mis en œuvre entre le moment auquel une déformation plastique peut être appliquée à la pièce et entre le premier revenu, la déformation peut être répartie de manière homogène dans l’ensemble de la pièce avant le premier revenu. Ainsi, une recristallisation peut être évitée pendant les revenus.

L'invention est avantageusement complétée par les caractéristiques suivantes, prises individuellement ou en l’une quelconque de leurs

combinaisons techniquement possibles :

- le superalliage est majoritairement composé de nickel et présente une fraction massique en chrome comprise entre 7% et 9%, en cobalt comprise entre 5,5% et 7,5%, en aluminium comprise entre 4% et 6%, en titane comprise entre 1 % et 2%, en tantale comprise entre 7% et 9%, en molybdène comprise entre 1 % et 3%, en tungstène comprise entre 4,5% et 6,5%, le superalliage comprenant également du carbone et du zirconium,

- le superalliage est majoritairement composé de nickel et présente préférentiellement une fraction massique en chrome comprise entre 2,5% et 4,5%, en cobalt comprise entre 9% et 1 1 %, en aluminium comprise entre 4,5% et 6,5%, en titane comprise entre 0,5% et 1 %, en tantale comprise entre 7% et 9%, en molybdène comprise entre 0,3% et 1 %, en tungstène comprise entre 5% et 7%, en rhénium comprise entre 4% et 5,5%.

- l’homogénéisation de la structure cristalline de la pièce est mise en œuvre par un traitement thermique de la pièce à une deuxième température T ₂ supérieure à la température de solvus de la phase g’ et strictement inférieure à la première température T

- l’homogénéisation est mise en oeuvre par le traitement thermique de la pièce à une deuxième température T ₂ pendant au moins 10 minutes, notamment pendant 20 minutes, et préférentiellement pendant une heure,

- la deuxième température T ₂ est strictement comprise entre 1280 C et 1350 ° C, notamment entre 1280° C et 1300° C et préférentiellement entre 1285 ° C et 1295 ° C,

- l’étape de moulage est suivie d’une étape de démoulage, et l’étape d’homogénéisation de la structure cristalline de pièce est mise en œuvre après l’étape de démoulage,

- l’homogénéisation de la structure cristalline de la pièce est mise en œuvre par un traitement thermique de la pièce à une température T comprise entre 800° C et 1000° C, une contrainte en traction étant appliquée sur la pièce pendant le traitement thermique à la température T ₃ de sorte à entraîner une déformation plastique de la pièce,

- la contrainte en traction est appliquée de sorte que la vitesse de

déformation soit inférieure à 10 ³ s ¹ en tout point de la pièce,

- l’application de la contrainte en traction est orientée selon une direction de traction, et est supprimée dès que la longueur de la pièce dans la direction de traction est plus élevée que 1 ,008 fois la longueur initiale de la pièce dans la direction de traction,

- le premier revenu est mis en œuvre à une quatrième température T comprise entre 1000° C et 1200 ° C pendant au moins 3 heures, et le deuxième revenu est mis en œuvre à une cinquième température T ₅ comprise entre 800° C et 900° C au moins pendant 10 heures.

DESCRIPTION DES FIGURES

D’autres caractéristiques, buts et avantages de l’invention ressortiront de la description qui suit, qui est purement illustrative et non limitative, et qui doit être lue en regard des dessins annexés sur lesquels : [Fig. 1 ] - la figure 1 illustre un procédé de fabrication du superalliage base nickel AM1 de l’art antérieur,

[Fig. 2] - la figure 2 illustre un procédé de fabrication du superalliage base nickel AM1 de l’art antérieur,

[Fig. 3] - la figure 3 est une microphotographie d’une coupe de superalliage selon l’art antérieur,

[Fig. 4] - la figure 4 est une microphotographie d’une coupe de superalliage de l’art antérieur, la barre d’échelle correspondant à une longueur de 100 miti,

[Fig. 5] - la figure 5 illustre un procédé de fabrication du superalliage base nickel AM1 selon un mode de réalisation de l’invention dans lequel l’homogénéisation de la structure cristalline de la pièce est mise en œuvre par un traitement thermique de la pièce à une deuxième température T ₂ supérieure à la température de solvus de la phase y’ et strictement inférieure à la première température T _{1 f} la barre d’échelle correspondant à une longueur de 10 miti,

[Fig. 6] - la figure 6 illustre un procédé de fabrication du superalliage base nickel AM1 selon un mode de réalisation de l’invention dans lequel l’homogénéisation de la structure cristalline de la pièce est mise en œuvre par un traitement thermique de la pièce à une température T ₃ comprise entre 800° C et 1000° C, une contrainte en traction étant appliquée sur la pièce pendant le traitement thermique à la température T ₃ de sorte à entraîner une déformation plastique de la pièce,

[Fig. 7] - la figure 7 est une microphotographie d’une coupe de superalliage selon un mode de réalisation de l’invention, la barre d’échelle correspondant à une longueur de 1 pm,

[Fig. 8] - la figure 8 est une microphotographie d’une coupe de superalliage selon un mode de réalisation de l’invention, la barre d’échelle correspondant à une longueur de 100 miti,

[Fig. 9] - la figure 9 est une microphotographie d’une coupe de superalliage selon un mode de réalisation de l’invention, la barre d’échelle correspondant à une longueur de 10 miti, [Fig. 10] - la figure 10 illustre le fluage de pièces selon différents modes de réalisation de l’invention.

Sur l’ensemble des figures, les éléments similaires portent des références identiques.

DEFINITIONS

On désigne par le terme « superalliage » un alliage présentant, à haute température et à haute pression, une très bonne résistance à l'oxydation, à la corrosion, au fluage et à des contraintes cycliques (notamment mécaniques ou thermiques).

Un superalliage peut présenter une microstructure biphasique comprenant une première phase (appelée « phase y » ) formant une matrice, et une deuxième phase (appelée « phase y’ ») formant des précipités durcissant dans la matrice. La coexistence de ces deux phases est désignée par phase y-y’. La « base » du superalliage désigne le composant métallique principal de la matrice. Dans la majorité des cas, les superalliages comprennent une base cobalt, ou nickel. La base du superalliage est préférentiellement une base nickel.

Les « superalliages base nickel » présentent l’avantage d’offrir un bon compromis entre résistance à l’oxydation, résistance à la rupture à haute température et poids, ce qui justifie leur emploi dans les parties les plus chaudes des turboréacteurs.

Les superalliages base nickel sont constitués d’une phase y (ou matrice) de type austénitique cubique à face centrée y-Ni, contenant éventuellement des additifs en solution solide de substitution a (Co, Cr, W, Mo, Re), et d’une phase y’ (ou précipités) de type y’-Ni ₃ X, avec X = Al, Ti ou Ta. La phase y’ possède une structure L12 ordonnée, dérivée de la structure cubique à face centrée, cohérente avec la matrice, c’est-à-dire ayant une maille atomique très proche de celle-ci. De par son caractère ordonné, la phase y’ présente la propriété remarquable d’avoir une résistance mécanique qui augmente avec la température jusqu’à 800° C environ. La cohérence très forte entre les phases g et g’ confère une tenue mécanique à chaud très élevée des superalliages à base nickel, qui dépend elle-même du ratio g/g’ et de la taille des précipités durcissant.

Les termes « fraction massique » désignent le rapport de la masse d’un élément ou d’un groupe d’éléments sur la masse totale.

DESCRIPTION DETAILLEE DE L'INVENTION

La pièce d’aéronef comprend un substrat en superalliage base nickel monocristallin. Le superalliage choisi peut être majoritairement composé de nickel et présenter préférentiellement une fraction massique en chrome comprise entre 7% et 9%, en cobalt comprise entre 5,5% et 7,5%, en aluminium comprise entre 4% et 6%, en titane comprise entre 1 % et 2%, en tantale comprise entre 7% et 9%, en molybdène comprise entre 1 % et 3%, en tungstène comprise entre 4,5% et 6,5%, le superalliage comprenant également du carbone et du zirconium. Notamment, le superalliage appelé « AM1 » (marque déposée) peut être choisi.

D’autres superalliages base nickel peuvent également être utilisés pour la fabrication du substrat, notamment le superalliage appelé « CMSX-4Plus » (marque déposée). Le superalliage peut être majoritairement composé de nickel et présenter préférentiellement une fraction massique en chrome comprise entre 2, 5% et 4,5%, en cobalt comprise entre 9% et 1 1 %, en aluminium comprise entre 4,5% et 6,5%, en titane comprise entre 0,5% et 1 %, en tantale comprise entre 7% et 9%, en molybdène comprise entre 0,3% et 1 %, en tungstène comprise entre 5% et 7%, en rhénium comprise entre 4% et 5, 5%. En référence à la figure 5, un procédé de fabrication d’une pièce selon un mode de réalisation de l’invention comprend une étape de moulage de la pièce à une température supérieure à la température de fusion du superalliage.

Le procédé comprend, après l’étape de moulage, une mise en solution S1 de la pièce. La mise en solution de la pièce est mise en œuvre à une température T . La température 7^ est comprise entre la température de solvus de la phase y’ et la température de fusion du superalliage. La mise en solution permet la diffusion des éléments du superalliage dans le substrat de la pièce. La concentration des différents éléments dans le substrat est ainsi homogénéisée.

La pièce est ensuite refroidie à température ambiante, à vitesse contrôlée.

La pièce peut être ensuite démoulée. Par exemple, il est possible de venir briser le moule en utilisant des vibrations. Le démoulage peut entraîner une forte concentration locale de contraintes sur la pièce, ces contraintes entraînant une déformation plastique D1.

La pièce peut subir une déformation plastique D1 par d’autres moyens, tels que l’assemblage de la pièce à une autre pièce, la manipulation ou le déplacement de la pièce. En particulier, la déformation plastique D1 peut être non intentionnelle.

Une étape d’homogénéisation S2 de la structure cristalline de la pièce est mise en œuvre suite à la ou aux déformations plastiques subies par la pièce. En référence à la figure 5, l’homogénéisation S2 peut être mise en œuvre par un traitement thermique de la pièce à une deuxième température T ₂ supérieure à la température de solvus de la phase g’ et strictement inférieure à la première température Ti. Ainsi, la phase y’, pendant l’homogénéisation S2, peut être dissoute dans la matrice en phase y, entraînant l’annihilation des dislocations entraînée par la déformation plastique. Ainsi, les contraintes locales internes au substrat peuvent être diminuées.

En effet, la température correspondant au solvus du superalliage diminue après la mise en solution S1 . Ainsi, la borne supérieure de la deuxième température T ₂ permet d’éviter la recristallisation du substrat pendant l’homogénéisation 52. De plus, la température est suffisamment élevée pour diminuer les contraintes internes entraînées par la déformation plastique de manière efficace. Ainsi, la borne inférieure de la température T ₂ permet d’éviter la recristallisation du substrat pendant un ou plusieurs revenus ultérieurs et pendant l’homogénéisation S2.

La deuxième température T ₂ est préférentiellement strictement comprise entre 128CT C et 1350° C, notamment entre 128CT C et 130CT C, et préférentiellement entre 1285 ° C et 1295T. Notamment, lorsque le superalliage base nickel utilisé pour la fabrication du substrat est le CMSX- 4Plus », la deuxième température T ₂ peut être comprise entre 1330° C et 1335 ° C.

L’homogénéisation S2 est mise en oeuvre par le traitement thermique de la pièce à une deuxième température T ₂ pendant au moins 10 minutes, notamment pendant 20 minutes, et préférentiellement pendant une heure. Ainsi, le temps de traitement d’homogénéisation S2 est adapté à la cinétique de réaction d’homogénéisation S2 dans le substrat de la pièce.

En référence à la figure 6, l’homogénéisation S2 de la structure cristalline de la pièce peut être mise en œuvre par un traitement thermique de la pièce à une troisième température T ₃ comprise entre 800° C et 1000° C, une contrainte en traction étant appliquée sur la pièce pendant le traitement thermique à la troisième température T ₃ de sorte à entraîner une déformation plastique de la pièce. Dans ce cas, la déformation plastique est intentionnelle. L’effet combiné du traitement thermique mis en œuvre à la troisième température et de la contrainte en traction permet de produire des dislocations homogènes aux interfaces de la matrice g et des précipité g’. Ainsi, l’effet de la déformation plastique dans la microstructure n’est plus visible après l’homogénéisation S2.

En référence à la figure 7, l’homogénéisation S2 permet d’éliminer la trace de contraintes localisées dans le substrat. La microstructure du superalliage directement après l’homogénéisation 52 présente des précipités de g’ en cuboïdes.

Suite à l’homogénéisation 52, la pièce est refroidie à température ambiante.

Un premier revenu R1 à une quatrième température T ₄ comprise entre 1000° C et 120CT C pendant au moins 3 heures, et un deuxième revenu R2 à une cinquième température T ₅ comprise entre 80CTC et 90CT C au moins pendant 10 heures sont ensuite mis en œuvre. Ces traitements permettent d’optimiser la taille, la morphologie et la distribution des précipités g’, ainsi que leur fraction volumique.

La contrainte en traction est préférentiellement appliquée à la pièce de sorte que la vitesse de déformation soit inférieure à 10 ³ s· ¹ en tout point de la pièce. Ainsi, il est possible d’éviter l’apparition de bandes glissement dans la microstructure du substrat.

En référence à la figure 8 et à la figure 9, quand l’homogénéisation S2 comprend un traitement thermique de la pièce à une troisième température T ₃ comprise entre 800° C et 1000° C et une contrainte en traction, la forme de précipités g’ après les revenus est différente de la forme connue en cuboïde du superalliage AM1.

La figure 10 illustre un test de fluage. La courbe (a) correspond à une mesure de l’allongement d’une pièce connue, n’ayant pas subi de déformation plastique. La courbe (b) correspond à une mesure de l’allongement d’une pièce connue, ayant subi de déformation plastique. La courbe (c) correspond à une mesure de l’allongement d’une pièce fabriquée par un procédé selon un mode de réalisation de l’invention, le procédé comprenant une étape d’homogénéisation S2 de la structure cristalline de la pièce mise en œuvre par un traitement thermique de la pièce à une deuxième température T ₂ supérieure à la température de solvus de la phase y’ et strictement inférieure à la première température T ₁ La courbe (d) correspond à une mesure de l’allongement d’une pièce fabriquée par un procédé selon un mode de réalisation de l’invention, le procédé comprenant une étape d’homogénéisation S2 de la structure cristalline de la pièce mise en œuvre par un traitement thermique de la pièce à une troisième température T comprise entre 800° C et 1000° C, une contrainte en traction étant appliquée sur la pièce pendant le traitement thermique à la température T ₃ de sorte à entraîner une déformation plastique de la pièce. La déformation plastique de la pièce correspondant à la courbe (b) réduit la durée de vie de la pièce en raison de la recristallisation pendant le fluage. La durée de fluage de la pièce correspondant à la courbe (c) est supérieure à celle de la pièce correspondant au modèle (a). La durée de fluage de la pièce correspondant à la courbe (d) est de 85 % de celle de la pièce correspondant au modèle (a).