La présente invention est relative à un procédé d'obtention de pièces forgées à partir de poudres d'un superalliage de nickel durci par double précipitation (gamma' et gamma" ou delta), tel que le superalliage de dénomination commerciale 725 ^® .

Les superalliages de Nickel sont des matériaux couramment utilisés pour réaliser des composants destinés à des turbines aéronautiques, tels que des disques de turbine. Ces matériaux se caractérisent par leur aptitude à fonctionner sous fortes contraintes et sous fortes charges de fatigue à des températures élevées, au-delà de 650 °C, qui peuvent atteindre 1090°C dans le cas de certaines applications de turbines aéronautiques. La recherche de matériaux performants capables de résister à des températures de fonctionnement de plus en plus importantes est liée au besoin d'améliorer le rendement thermodynamique des turbines.

Les composants pour les turbines aéronautiques en superalliages à base de nickel (c'est-à-dire comportant au moins 50% en poids de nickel, le restant étant composé de divers éléments d'alliage) sont le plus classiquement obtenus par une voie d'obtention, dite « voie lingot », où le superalliage base nickel est élaboré par fusion et refusion, puis coulé et mis sous forme de lingot, avant d'être travaillé à chaud par un ou des traitements thermomécaniques et thermiques pour obtenir la microstructure et la forme finale désirées.

Cette voie lingot n'est cependant pas optimale pour réaliser des pièces ayant les propriétés élevées précitées, du fait d'une microstructure qui n'est pas suffisamment homogène après fusion et refusion de l'alliage. En effet, une microstructure très homogène du matériau avant travail à chaud est nécessaire pour pouvoir travailler le matériau avec des taux de déformation et des vitesses de déformations plus importants, tout en évitant la formation de tapures (c'est-à- dire des fissures superficielles formées lors d'un refroidissement) lors du traitement thermomécanique et l'apparition de défauts structurels dans le matériau.

Depuis déjà quelques années la voie d'obtention dite « voie poudre », (métallurgie des poudres) permettant d'obtenir des matériaux de structure beaucoup plus homogène, s'est développée pour la réalisation de composants à hautes performances en superalliages base nickel, notamment pour les applications aux turbines aéronautiques. Cette voie poudre comporte notamment les étapes suivantes : - préparation d'une masse fondue ayant la composition visée pour le superalliage ;

- atomisation de cette masse fondue pour obtenir une poudre ;

- tamisage de cette poudre pour n'en retenir que les particules ayant la granulométrie désirée ; - introduction de la poudre dans un container, que l'on ferme et met sous vide ;

- densification de la poudre et du container pour obtenir un lingot ou une billette de dimensions appropriées ;

- traitements thermomécaniques (forgeage, par exemple) et éventuellement thermiques du lingot ou de la billette pour obtenir une pièce finale de dimensions et de structures appropriées à l'application visée.

Cependant les pièces obtenues par la voie poudre sont difficiles à travailler par traitement thermomécanique, à cause notamment du manque de ductilité des pièces obtenues après densification de la poudre. Le manque de ductilité des pièces obtenues à partir de poudres en superalliages base nickel s'explique par les caractéristiques des surfaces des particules d'origines, qui vont marquer la structure du matériau et subsister après compaction de la poudre. Les surfaces des particules d'origines sont également connues sous le nom de PPB (Prior Particle Boundaries). Les particules de la poudre initiale présentent des surfaces qui favorisent la formation et le regroupement de précipités insolubles, tels que des oxydes, des sulfures, des nitrures, des sulfonitrures, des carbures et/ou des carbonitrures, qui vont subsister après compaction de la poudre. Ce phénomène est connu sous le nom de « décorations » autour des particules de poudres. Pendant l'opération de compaction de la poudre, les précipités présents aux PPB forment des réseaux stables, qu'il n'est pas possible de faire disparaître par des traitements ultérieurs.

Une conséquence de ce phénomène est de favoriser les ruptures interparticulaires lors des sollicitations futures de la pièce, et de rendre difficile le grossissement du grain très sensiblement au-delà des tailles des particules d'origine. Il est classiquement impossible de faire grossir le grain au-delà de trois fois les tailles de particules d'origine. Cela rend la billette obtenue après compaction de la poudre très difficilement forgeable et rend impossible l'obtention de certaines caractéristiques mécaniques finales élevées, telles qu'une bonne tenue au fluage.

Dans le document EP-A-O 438 338 on a proposé une solution permettant d'atténuer les effets néfastes des précipités ou décorations aux PPB pour des superalliages de nickel du type à durcissement structural par précipitation de phase gamma', tels que notamment les alliages connus sous les dénominations commerciales ASTROLOY ^® , UDIMET 720 ^® ou N18 ^® . Ce document précise les compositions typiques des alliages ASTROLOY ^® et N18 ^® . La composition typique de I ¹ UDIMET 720 ^® est

- 15,5% < Cr < 16,5% - 14% < Co < 15,5%

- 4,75% < Ti < 5,25%

- 2,25% < Al < 2,75%

- 2,75% < Mo < 3,25%

- 1 % < W ≤ 1 ,5% - 0,025% < Zr < 0,05%

- 0,01 % ≤ C < 0,02%

- 0,01 % ≤ B < 0,02%

- Ni = le reste

Cette solution consiste à réaliser un prétraitement du superalliage, avant sa densification, à une température inférieure à la température de solvus ou proche de la température de solvus, de la phase gamma' de l'alliage (1 195°C pour l'ASTROLOY ^® , et 1 180°C pour le N18 ^® ). Ce procédé permet d'atténuer l'effet néfaste des PPB pour des superalliages durcis par précipitation de phase gamma', en faisant précipiter les éléments ségrégés à l'intérieur des particules de poudres et non à leur surface. Grâce à ce prétraitement, découplé de la densification proprement dite, les grains peuvent grossir au-delà de la taille des particules initiales, ce qui permet d'améliorer la forgeabilité de l'alliage. Cependant, il s'avère que cette solution, bien que procurant des avantages technologiques remarquables pour les alliages base nickel à durcissement structural par simple précipitation de phase gamma', n'est pas applicable aux superalliages base nickel pour lesquels le durcissement structural est obtenu par double précipitation d'une phase gamma' et d'une phase gamma" ou delta.

En effet un prétraitement réalisé sous la température de solvus de la phase gamma' ou au voisinage de cette température de solvus ne permet pas, dans leur cas, de supprimer ou d'atténuer l'effet néfaste des PPB et des décorations aux PPB. Les superalliages base nickel durcis par double précipitation, du fait de leurs propriétés mécaniques (résistance mécanique, tenue au fluage et à la fatigue aux hautes températures), présenteraient un grand intérêt pour les applications aéronautiques, notamment pour les composants des turbines tels que les disques ou les pales. Il serait donc très important de trouver un mode d'élaboration par la voie poudre permettant d'utiliser ces superalliages pour ces applications, en particulier le superalliage connu dénommé commercialement 725 ^® , du fait de ses propriétés mécaniques et de sa résistance à la corrosion.

L'invention a pour but d'améliorer la ductilité et, par conséquent, la forgeabilité de pièces en superalliages de nickel durcis par double précipitation en permettant aux grains de grossir très sensiblement au-delà des tailles de particules de poudre d'origine.

A cet effet, l'invention a pour objet un procédé de préparation d'une pièce en superalliage base nickel par métallurgie des poudres, comportant les étapes suivantes : - élaboration d'un superalliage base nickel d'une composition apte à procurer un durcissement par double précipitation d'une phase gamma' et d'une phase gamma" ou delta ;

- atomisation d'une masse fondue dudit superalliage pour obtenir une poudre ; - tamisage de ladite poudre pour en extraire les particules ayant une granulométrie prédéterminée ;

- introduction de la poudre dans un container, éventuellement sous vide ;

- fermeture et mise sous vide du container ; - densification de la poudre et du container par mise sous pression de l'ensemble pour obtenir un lingot ou une billette ;

- mise en forme à chaud et éventuellement traitement thermique dudit lingot ou de ladite billette ; caractérisé en ce que, avant l'étape de densification de la poudre et du container, on exécute une étape de traitement thermique consistant à chauffer la poudre et le container pendant au moins 4 h, de préférence pendant de 12 à 30 h, à une pression n'entraînant qu'une densification de la poudre inférieure ou égale à 15% du volume initial, de préférence inférieure ou égale à 10% du volume initial, ce traitement ayant lieu à une température à la fois supérieure à 1140°C et inférieure d'au moins 10°C à la température de solidus du superalliage.

La composition du superalliage peut être, en pourcentages pondéraux :

- 19% < Cr < 23% ;

- 7% < Mo < 9,5% ; - 2,75% < Nb < 4% ;

- traces < Fe < 9% ;

- traces < Al < 0,6% ; ; - 0,001 % ≤ B < 0,005% - traces < Mn < 0,35% ;

- traces < Si < 0,2% ;

- traces < C < 0,03% ;

- traces < Mg < 0,05% ;

- traces < P < 0,015% ; - traces < S < 0,01 % ; le reste étant du nickel et des impuretés résultant de l'élaboration.

Ledit traitement thermique avant densification est alors de préférence réalisé à une température inférieure de 10 à 50 °C à la température de solidus du superalliage. Pour ces alliages le traitement thermique avant densification est réalisé entre 1 140 °C et 1 180^C, Pour un alliage du type précédent, le traitement thermique avant densification est de préférence réalisé à une température à la fois supérieure à 1 140°C et inférieure de 30 à 50 °C à la température de solidus du superalliage.

Le traitement thermique avant densification est, dans ce cas, optimalement réalisé entre 1 160 et 1 180°C pendant 12 heures à 30 heures à une pression inférieure à 50 bar.

La densification peut être réalisée par compaction isostatique à chaud.

La mise en forme à chaud peut comporter un forgeage en soufle.

L'invention a également pour objet une pièce forgée en superalliage base nickel, caractérisée en ce qu'elle a été préparée par le procédé précédent.

Cette pièce peut être un composant de turbine à gaz aéronautique ou terrestre.

Comme on l'aura compris, l'invention consiste à réaliser, sur une poudre d'un superalliage susceptible d'être durci par double précipitation d'une phase gamma' et d'une phase gamma" ou delta, un traitement thermique particulier de la poudre et de son container avant leur densification, dans une gamme de température déterminée. Ce traitement a pour but de dissocier les joints de grains des réseaux de PPB. Celles-ci ne peuvent donc plus, dans les traitement suivants, s'opposer à la croissance des joints de grains, et on obtient au final des structures plus ductiles, donc plus aptes à une mise en forme à chaud tel qu'un forgeage.

Une variante particulière de l'invention vise le superalliage dénommé ARA 725 ^® ou 725 ^® dont la composition est celle citée préférentiellement ci-dessus, et propose une gamme de températures de traitement avant densification qui lui est spécialement adaptée. L'invention sera mieux comprise à la lecture de la description qui suit, donnée en référence aux figures annexées suivantes :

- la figure 1 qui montre une micrographie d'un lingot obtenu après CIC d'une poudre d'alliage 725 ^® à 1 160°C pendant 3 h à 1000 bar selon le procédé classique; - la figure 2 qui montre de la même façon une micrographie d'un lingot obtenu selon le procédé de l'invention à partir d'une poudre d'ARA 725 ^® de même composition que pour la figure 1 , également obtenu par CIC à 1 160°C pendant 3 h à 1000 bars, mais après que la poudre a subi un traitement thermique avant densification à 1 160°C pendant 6 h à pression atmosphérique.

Les alliages ARA 725 ^® , ayant les compositions précitées, ont des températures de solidus de 1210°C environ variant de 1200 à 1230°C suivant la composition précise.

Pour illustrer les avantages de l'invention par rapport à des traitements qui s'écarteraient de ses conditions précises, on va exposer les résultats d'une série d'expériences réalisées sur des échantillons de poudre de deux compositions différentes, relevant cependant toutes deux des prescriptions habituelles concernant l'alliage 725 ^® dont la température de solidus est environ de 1210°C + 5°C. Elles sont présentées dans le tableau 1 , exprimées en % pondéraux.

Tableau 1 : Compositions des échantillons testés

Les deux échantillons testés diffèrent essentiellement sur leurs teneurs en Fe, leurs teneurs en éléments durcissants Al, Ti, Nb et surtout leurs teneurs en B, qui sont plus élevées dans l'échantillon 2. Au préalable, les inventeurs ont procédé à une étude des phases susceptibles d'être présentes dans l'alliage 725 ^® , pour les compositions relevant de l'invention ou voisines de celles-ci. Cette étude a été réalisée d'une part à l'aide du logiciel THERMOCALC, d'utilisation courante par les métallurgistes, et qui permet d'établir les diagrammes de phases des alliages métalliques, et d'autre part par des essais d'analyse thermique différentielle et dilatométriques et des examens au microscope optique et au microscope électronique à balayage après différents traitements thermiques.

Les conclusions de cette étude sont que le 725 ^® peut, en fait, être majoritairement durci par les phases intergranulaires gamma" et delta qui accompagne la phase gamma". Les inventeurs ont donc conclu que c'est l'obtention de cette phase gamma" ou delta intergranulaire qu'il conviendrait de privilégier lors des traitements visant à faire précipiter les phases durcissantes gamma' et gamma" avant la densification.

Les expériences menées sur les échantillons 1 et 2 définis plus haut ont consisté à réaliser un lopin de dimensions diamètre 70 mm et hauteur 500 mm par compaction isostatique à chaud (CIC) de la poudre et de son container selon diverses modalités que l'on va préciser.

On a d'abord préparé et tamisé de manière classique des poudres de ces alliages, présentant une granulométrie leur permettant de passer à travers les mailles d'un tamis de 100 μm.

Dans une première série d'expériences, on a réalisé une CIC selon des modalités « standard », à savoir un simple maintien isotherme de 3 h entre 1000 et 1400 bar, à des températures de 1025, 1 120 et 1160 °C.

Dans une deuxième série d'expériences, on a fait précéder la densification par CIC d'un traitement thermique de la poudre et du container pendant 6 h à 1025, 1 120 et 1 16O ⁰ C. Puis la CIC a eu lieu à 1000 bar pendant 3 h à la même température que le traitement thermique. Ce cycle a été dénommé « cycle découplé ». On verra que ce cycle découplé est conforme à l'invention lorsque la température du traitement thermique est de 1 160°C. On a ensuite réalisé des observations micrographiques et des essais mécaniques sur les lopins résultant de ces essais pour apprécier d'une part l'effet des traitements subis sur la morphologie des grains et des joints de grains, et d'autre part l'effet de ces mêmes traitements sur la forgeabilité du matériau.

Les observations micrographiques ont été réalisées au microscope optique après attaque chimique électrolytique.

Les essais de forgeabilité ont été conduits sur des éprouvettes de diamètre 6,35 mm et de longueur 35 mm, que l'on a déformées en traction à 1025°C à faible vitesse. La vitesse de traction de la machine était minimale, à 1 ,9 mm/s. La vitesse de déformation de l'échantillon était de 5,4.10 ^"2 /s, donc dans des conditions assez proches de celles visées lors de matriçages typiques des pièces auxquelles est destiné l'alliage élaboré.

Les influences des divers traitements sur les propriétés des matériaux peuvent être résumés comme suit.

Les microstructures obtenues avec les cycles de CIC standard présentent une taille de grain qui, de façon normale, augmente sensiblement avec la température à laquelle est effectuée la CIC. Il n'est toutefois pas possible dans les conditions opératoires retenues, d'obtenir une taille de grain ayant un indice ASTM inférieur à 8, du fait de la présence des PPB aux joints de grains, qui limite la croissance des grains (on rappelle que l'indice ASTM indiquant la taille des grains est d'autant plus élevé que la taille des grains est faible).

Les cycles découplés pour lesquels le traitement thermique préalable a été réalisé à 1025 et 1 120°C permettent d'obtenir après CIC à la même température un produit de microstructure voisine de celle obtenue après les cycles de CIC standard réalisée aux mêmes températures. En revanche, une température de

1 160°C permet d'augmenter la taille des grains à 6 ou 7 ASTM, et on observe un découplage partiel entre les surfaces des particules de poudre et les joints de grains. C'est ce que montre la comparaison entre les figures 1 et 2, qui montrent les microstructures de deux lingots réalisés à partir de la poudre de l'échantillon

1 :

- l'un (figure 1 ) par CIC directe de la poudre à 1 160°C pendant 3 h à 1000 bar ; l'autre (figure 2) par CIC réalisées dans ces mêmes conditions, mais précédée, selon l'invention, par un traitement thermique de la poudre et de son container, exposés à 1160°C pendant 6 h à la pression atmosphérique.

On voit clairement que sur le lingot réalisé selon l'invention, la taille des grains est nettement plus homogène que pour la référence, et que les grains de très petite taille ont disparu, signe que les PPB n'ont pas constitué d'obstacles à leur croissance.

Le tableau 2 montre les principaux résultats des essais mécaniques réalisés sur les différents échantillons en fonction des traitements subis. Rm est la résistance à la traction, A l'allongement à la rupture et Z la striction de l'éprouvette.

Tableau 2 : résultats des essais mécaniques sur les différents échantillons

L'influence du type de cycle de CIC sur la forgeabilité peut être commentée ainsi.

On observe une amélioration de la forgeabilité des alliages à l'état brut de CIC standard lorsque la température du cycle de CIC standard augmente.

L'échantillon 1 a une ductilité très médiocre lorsque la CIC a eu lieu à 1025°C (A =

5,4%). Avec une CIC à 1 160°C, la ductilité de cet alliage 1 est plus élevée (A =

13%). Mais entre les CIC à 1025 et 1 120°C les différences ne sont pas significatives, ce qui témoigne de la faible influence de la température de CIC sur la forgeabilité dans cette gamme de températures, due à la similarité des microstructures obtenues.

En ce qui concerne les cycles découplés, l'amélioration de la forgeabilité de l'alliage 1 ne se manifeste très nettement que pour le cycle à 1 160°C. On obtient dans son cas une valeur de A de 28%. Aux températures inférieures, la forgeabilité reste du même ordre que pour les cycles de CIC standard à température équivalente. On pense pouvoir attribuer cette constatation à l'absence de découplage franc entre surfaces des particules de poudre et joints de grains pour ces températures. La comparaison entre les résultats obtenus sur les alliages 1 et 2 permet d'évaluer notamment l'influence du bore sur la forgeabilité. Elle est particulièrement marquée dans le cas où on utilise un cycle CIC standard à 1025 et 1 120°C, si on passe d'une teneur en bore à l'état de traces à une teneur de 30 ppm. Mais pour le cycle découplé à 1 160 °C, l'effet du bore n'est pas significatif.

Surtout, l'influence bénéfique du cycle de CIC découplé se manifeste également sur le mode d'endommagement constaté après la rupture des échantillons. Les faibles ductilités des échantillons obtenus avec des cycles de CIC aboutissent à des faciès de rupture intergranulaire, correspondant sensiblement aux grains de la poudre d'origine. Au contraire, le cycle de CIC découplé selon l'invention, à condition d'être exécuté à 1 160°C, procure des échantillons à ductilité élevée qui présentent un faciès de rupture transgranulaire, grâce au découplage partiel entre les grains de poudre et les joints de grains. Ce découplage permet de délocaliser en partie l'endommagement qui se produit normalement au niveau des joints de grains et est un facteur fondamental de l'amélioration de la forgeabilité du matériau.

De manière générale, les inventeurs ont pu extrapoler ces résultats, obtenus sur le 725 ^® , aux autres superalliages base nickel susceptibles d'être durcis par double précipitation de phases gamma' et gamma" ou delta. Les alliages connus de type IN706, IN718, IN725 entrent dans cette catégorie.

Leurs conclusions sont que pour être efficace sur la forgeabilité du matériau en provoquant un découplage entre les grains de la poudre initiale et les joints de grains du produit après la densification de la poudre et de son container, le traitement thermique préalable à la densification doit porter la poudre pendant au moins 4h à une température supérieure à 1 140 ⁰ C, et également inférieure de 10°C ou davantage à la température de solidus du superalliage, de préférence entre 10 et 50 °C en dessous du solidus pour faire évoluer sensiblement les PPB sans risque de génération de défauts entrainés par une brûlure locale. Dans le cas du 725 ^® , cela peut correspondre à une température de 1 160 à 1 180°C, en fonction de la température de solidus précise de l'alliage, dans les limites de composition qui lui sont fixées par les spécifications habituelles, cette température étant maintenue pendant 12 h à 30 heures. L'optimum se situe entre 30 et 50 °C en dessous du solidus. C'est dans ces conditions qu'on obtient une modification suffisante des PPB qui diminue significativement leur capacité à empêcher la croissance du grain lors de la densification de la poudre.

La durée du traitement thermique avant densification peut aller jusqu'à 30 h en fonction des dimensions de la pièce à traiter. Bien entendu, l'un des paramètres à prendre en compte pour l'optimisation du temps de traitement est la dimension de la pièce à réaliser, le temps de traitement étant d'autant plus élevé que la pièce est épaisse pour que le traitement puisse la concerner de façon homogène sur toute son épaisseur. Optimalement ce temps de traitement est de 15 à 17 h pour que l'on atteigne assurément une profondeur de traitement de l'ordre de 150 mm, correspondant à ce qu'il est souhaitable de réaliser sur les composants de turbines aéronautiques de dimensions classiques, auxquels l'invention s'applique de façon privilégiée mais non exclusive.

Optimalement, le remplissage du container par la poudre est effectué sous vide, cette mise sous vide étant maintenue pendant la densification elle-même.

De manière préférentielle, le traitement thermique avant densification selon l'invention est réalisé dans une atmosphère inerte pour éviter de former de la calamine sur le container et des oxydes au sein de la poudre. Il peut être réalisé à pression atmosphérique ou sous faible pression. Il ne doit pas entraîner de densification de la poudre, ou alors seulement une faible densification de la poudre inférieure ou égale à 15%, de préférence inférieure ou égale à 10% du volume initial, la densification de la poudre, ou au moins une partie très majoritaire de cette opération, devant être réalisée lors de l'étape qui lui est spécialement dédiée. Au-delà d'une telle densification lors du traitement thermique il est difficile voire impossible d'éviter les effets néfastes des PPB et des décorations aux PPB. Une densification supérieure à environ 15%, ne permet donc pas d'atteindre le but précité de l'invention. A cet effet, une pression d'au plus 50 bar est généralement conseillée.

La densification qui suit est réalisée à une température généralement identique ou comparable à celle du traitement thermique pendant une durée de l'ordre de 4 à 16 h, là encore en fonction notamment des dimensions de l'ensemble container-poudre. Une modélisation de la densification et de la répartition de la température dans la pièce au cours du palier permet de fixer la durée de ce dernier en fonction de l'homogénéité de température souhaitée. La densification de la poudre dans le container est suivie d'un traitement thermique selon des modalités habituelles pour atteindre les caractéristiques finales de l'alliage. Lorsque l'argon a été utilisé comme gaz d'atomisation, le traitement thermique habituel après densification est réalisé à une température qui est inférieure d'au moins 30 °C de la température de densification pour éviter l'apparition de porosités dues à la présence d'Argon dans le mélange.

La compaction isostatique à chaud est une méthode de densification privilégiée dans le cadre de l'invention mais d'autres méthodes peuvent être envisagées telles qu'une compression unidirectionnelle à chaud ou une extrusion.

Après la densification, le lingot ou la billette qui en résulte est, classiquement, écroûté puis mis en forme à chaud. Cette mise en forme à chaud comporte généralement notamment un forgeage. Celui-ci est de préférence réalisé à une température supersolvus, typiquement pour le 725 ^® entre environ 1010 et 1030°C, de préférence à 1025°C. Ce forgeage peut être suivi d'un matriçage dans un outillage de forge (matrice) pour lui donner la géométrie finale souhaitée. Cette opération peut être réalisée en une à trois étapes, selon les dimensions de la pièce finale visée.

Un forgeage en soufle (dit aussi « refoulement en soufle »), par exemple en trois étapes, est particulièrement recommandé pour les applications privilégiées envisagées, car il permet de calibrer le demi-produit pour le matriçage et de malaxer sa surface pour y obtenir des caractéristiques microstructurelles qui se rapprochent autant que possible de celles que l'on trouve à cœur du demi-produit. On rappelle qu'on appelle « forgeage en soufle » un forgeage pendant lequel la billette ou le lingot à forger est placé dans une pièce annulaire appelée « soufle » qui, lors du forgeage, permet de contraindre radialement la billette ou le lingot pour obtenir une homogénéité microstructurelle de la billette ou du lingot dans les directions radiales.