TURBOMACHINE

Domaine technique

[0001] Le présent exposé concerne des superalliages à base de nickel pour des turbines à gaz, notamment pour les aubes fixes, aussi appelées distributeurs ou redresseurs, ou mobiles d'une turbine à gaz, par exemple dans le domaine de l'aéronautique.

Technique antérieure

[0002] Il est connu d'utiliser des superalliages à base de nickel pour la fabrication d'aubes monocristallines fixes ou mobiles de turbines à gaz pour moteurs d'avion ou d'hélicoptère.

[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.

[0005] Par ailleurs, des revêtements métalliques adaptés à ces alliages ont été développés afin d'augmenter leur résistance à l'environnement agressif dans lequel ces alliages 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.

[0006] Typiquement, un système de protection complet comporte au moins deux couches.

[0007] 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.

[0008] Les matériaux généralement utilisés pour réaliser cette sous-couche comprennent des alliages métalliques aluminoformeurs de type MCrAIY (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).

[0009] 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 Déposition »), 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.

[0010] Du fait de l'utilisation de ces matériaux à haute température, par exemple de 650 °C à 1100 °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.

[0011] 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.

[0012] 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 ».

[0013] 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

[0014] 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. Ces superalliages présentent une résistance au fluage à haute température supérieure à celle des alliages existants tout en démontrant 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 de la barrière thermique (faible sensibilité à la formation de ZRS), une bonne résistance à l'oxydation et à la corrosion tout en évitant la formation de grains parasites du type « Freckle ».

[0015] A cet effet, le présent exposé concerne un superalliage à base de nickel comprenant, en pourcentages massiques, 5,0 à 6,5 % d'aluminium, 0,50 à 2,5 % de tantale, 1,50 à 4,0 % de titane, 0 à 7,0 % de cobalt, 12,0 à 16,0 % de chrome, 0,50 à 2,5 % de molybdène, 0 à 2,0 % de tungstène, 0,05 à 0,15 % de hafnium, 0 à 0,15 % de silicium, de préférence 0,05 à 0,15 de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables.

[0016] Ce superalliage est destiné à la fabrication de composants monocristallins de turbine à gaz, tels que des aubes fixes ou mobiles.

[0017] Grâce à cette composition du superalliage à base de nickel (Ni), la résistance au fluage est améliorée par rapport aux superalliages existants, en particulier à des températures pouvant aller jusqu'à 1100 °C et l'adhérence de la barrière thermique est renforcée par rapport à celle observée sur les superalliages existants.

[0018] Cet alliage présente donc une résistance au fluage à haute température améliorée. La durée de vie de cet alliage étant ainsi longue, cet alliage présente également une résistance à la corrosion et à l'oxydation améliorée. Cet alliage peut aussi présenter une résistance en fatigue thermique améliorée.

[0019] Ces superalliages présentent une masse volumique inférieure ou égale à 7,95 g/cm ³ (gramme par centimètre cube.)

[0020] Une pièce monocristalline en superalliage à base de nickel est obtenue par un procédé de solidification dirigée sous gradient thermique en fonderie à la cire perdue. Le superalliage monocristallin à base de nickel comprend une matrice austénitique de structure cubique à faces centrées, solution solide à base de nickel, dite phase gamma (« y »). Cette matrice contient des précipités de phase durcissante gamma prime (« y' ») de structure cubique ordonnée l_l ₂ de type Ni ₃ AI. L'ensemble (matrice et précipités) est donc décrit comme un superalliage g/g'.

[0021] Par ailleurs, cette composition du superalliage à base de nickel autorise la mise en œuvre d'un traitement thermique qui remet en solution les précipités de phase g' et les phases eutectiques g/g' qui se forment lors de la solidification du superalliage. On peut ainsi obtenir un superalliage monocristallin à base de nickel contenant des précipités g' de taille contrôlée, de préférence comprise entre 300 et 500 nanomètres (nm), et contenant une faible proportion de phases eutectiques g/g'.

[0022] Le traitement thermique permet également de contrôler la fraction molaire des précipités de phase g' présente dans le superalliage monocristallin à base de nickel. Le pourcentage molaire des précipités de phase g' peut être supérieur ou égal à 50 %, de préférence supérieur ou égal à 60 %, encore plus de préférence égal à 70 %.

[0023] Par ailleurs, une fraction élevée de précipités de phase g' entrave le mouvement des dislocations et favorise la tenue en fluage à chaud de l'alliage. D'autre part, à plus basse température (<950 °C), les phénomènes de diffusion sont moindres et l'endommagement majoritaire se fait par cisaillement des précipités de phase g'. Ainsi, à plus basse température, la résistance intrinsèque des précipités de phase g' est un facteur déterminant pour la tenue mécanique statique ou en fluage des alliages. La chimie des alliages de l'invention a donc été ajustée de façon à assurer une tenue mécanique en fluage élevée de 650 à 1100 °C.

[0024] Les éléments d'addition majeurs sont le cobalt (Co), le chrome (Cr), le molybdène (Mo), le tungstène (W), l'aluminium (Al), le titane (Ti) et le tantale (Ta).

[0025] Les éléments d'addition mineurs sont le hafnium (Hf) et le silicium (Si), pour lesquels la teneur massique maximale est inférieure à 1 % en masse. [0026] 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. [0027] 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 en solution solide. [0028] L'addition d'aluminium (Al), de titane (Ti) ou de tantale (Ta) favorise la précipitation de la phase durcissante y'-Ni ₃ (AI, Ti, Ta).

[0029] 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 (AI ₂ O ₃ ) qui se forme à la surface du superalliage à haute température. Cette couche d'alumine forme 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.

[0030] 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. Aussi, la teneur en chrome est comprise entre 12,0 à 16,0 % en masse afin de conserver une température élevée de solvus de la phase y' du superalliage à base de nickel, par exemple supérieure ou égale à 1200 °C mais également pour éviter la formation de phases topologiquement compactes dans la matrice y fortement saturée en éléments d'alliages tels que le molybdène ou le tungstène.

[0031] 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 à réduire la température de solvus de la phase y' du superalliage à base de nickel, ce qui est indésirable. [0032] Aussi, 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.

[0033] L'addition d'éléments réfractaires, tels que le molybdène, le tungstène ou le tantale 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.

[0034] Une teneur très basse en soufre dans un superalliage à base de nickel permet d'augmenter la résistance à l'oxydation et à la corrosion à chaud ainsi que la tenue à l'écaillage de la barrière thermique. Ainsi, une faible teneur en soufre, inférieure à 2 ppm en masse (partie par million en masse), voire idéalement inférieure à 0,5 ppm en masse, permet d'optimiser ces propriétés. Une telle teneur massique en soufre peut être obtenue par élaboration d'une coulée mère à bas soufre ou par un procédé de désulfuration réalisé après la coulée. Il est notamment possible de maintenir un bas taux de soufre en adaptant le procédé d'élaboration du superalliage.

[0035] On entend par superalliages à base de nickel, des superalliages dont le pourcentage massique en nickel est majoritaire. On comprend que le nickel est donc l'élément dont le pourcentage massique dans l'alliage est le plus élevé. [0036] Le superalliage peut comprendre, en pourcentages massiques, 5,25 à 6,25 % d'aluminium, 0,50 à 2,25 % de tantale, 2,0 à 3,5 % de titane, 0 à 7,0 % de cobalt, 12,5 à 15,5 % de chrome, 0,50 à 2,5 % de molybdène, 0 à 1,5 % de tungstène, 0,05 à 0,15 % de hafnium, 0 à 0,15 % de silicium, de préférence 0,05 à 0,15 de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables.

[0037] Le superalliage peut comprendre, en pourcentages massiques, 5,25 à 6,25 % d'aluminium, 0,50 à 2,0 % de tantale, 2,5 à 3,5 % de titane, 0 à 7,0 % de cobalt, 12,5 à 15,5 % de chrome, 0,50 à 2,5 % de molybdène, 0,05 à 0,15 % de hafnium, 0 à 0,15 % de silicium, de préférence 0,05 à 0,15 de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables. [0038] Le superalliage peut comprendre, en pourcentages massiques, 5,5 % d'aluminium, 1,0 % de tantale, 3,0 % de titane, 14,0 % de chrome, 2,0 % de molybdène, 0,10 % de hafnium, 0,10 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables.

[0039] Le superalliage peut comprendre, en pourcentages massiques, 5,75 % d'aluminium, 1,5 % de tantale, 3,0 % de titane, 4,0 % de cobalt, 14,0 % de chrome, 1,5 % de molybdène, 0,10 % de hafnium, 0,10 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables.

[0040] Le superalliage peut comprendre, en pourcentages massiques, 6,0 % d'aluminium, 1,0 % de tantale, 3,0 % de titane, 6,0 % de cobalt, 14,0 % de chrome, 1,0 % de molybdène, 0,10 % de hafnium, 0,10 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables.

[0041] Le superalliage peut comprendre, en pourcentages massiques, 5,5 % d'aluminium, 1,5 % de tantale, 3,0 % de titane, 15,0 % de chrome, 1,0 % de molybdène, 0,10 % de hafnium, 0,10 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables.

[0042] Le superalliage peut comprendre, en pourcentages massiques, 5,5 % d'aluminium, 1,0 % de tantale, 3,0 % de titane, 13,0 % de chrome, 2,0 % de molybdène, 0,10 % de hafnium, 0,10 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables.

[0043] Le superalliage peut comprendre, en pourcentages massiques, 5,75 % d'aluminium, 1,5 % de tantale, 3,0 % de titane, 4,0 % de cobalt, 13,0 % de chrome, 1,5 % de molybdène, 1,0 % de tungstène, 0,10 % de hafnium, 0,10 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables.

[0044] Le superalliage peut comprendre, en pourcentages massiques, 5,5 % d'aluminium, 1,75 % de tantale, 2,5 % de titane, 15,0 % de chrome, 1,0 % de molybdène, 0,50 % de tungstène, 0,10 % de hafnium, 0,10 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables.

[0045] Le superalliage peut comprendre, en pourcentages massiques, 5,5 % d'aluminium, 1,5 % de tantale, 3,0 % de titane, 15,0 % de chrome, 1,0 % de molybdène, 0,50 % de tungstène, 0,10 % de hafnium, 0,10 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables. [0046] Le présent exposé concerne également une aube monocristalline pour turbomachine comprenant un superalliage tel que défini précédemment. [0047] Cette aube présente donc une résistance au fluage à haute température améliorée. Cette aube présente donc une résistance à l'oxydation et à la corrosion améliorée.

[0048] 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.

[0049] 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 est évitée, ou limitée.

[0050] Dans certains modes de réalisation, la sous-couche métallique peut être un alliage de type MCrAlY ou un alliage de type aluminiure de nickel.

[0051] 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.

[0052] Dans certains modes de réalisation, l'aube peut présenter une structure orientée selon une direction cristallographique <001 >.

[0053] Cette orientation confère généralement les propriétés mécaniques optimales à l'aube.

[0054] Le présent exposé concerne aussi une turbomachine comprenant une aube telle que définie précédemment.

Brève description des dessins

[0055] 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 aux figures annexées.

[0056] [Fig. 1] La figure 1 est une vue schématique en coupe longitudinale d'une turbomachine.

Description détaillée [0057] 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.

[0058] Les superalliages monocristallins à base de nickel bruts de solidification ont une structure dendritique et sont constitués de précipités g' Ni ₃ (AI, Ti, Ta) dispersés dans une matrice g de structure cubique à faces centrées, solution solide à base de nickel. Ces précipités de phase g' 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 g/g' sont présentes dans les régions inter-dendritiques et constituent des sites préférentiels d'amorçage de fissures. Ces phases eutectiques g/g' se forment en fin de solidification. De plus, les phases eutectiques g/g' sont formées au détriment des fins précipités (taille inférieure au micromètre) de phase durcissante g'. Ces précipités de phase g' constituent la principale source de durcissement des superalliages à base de nickel. Aussi, la présence de phases eutectiques g/g' résiduelles ne permet pas d'optimiser la tenue au fluage à chaud du superalliage à base de nickel.

[0059] 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 g' était ordonnée, c'est-à-dire que les précipités de phase g' sont alignés de manière régulière, avec une taille allant de 300 à 500 nm, et lorsque la totalité des phases eutectiques g/g' était remise en solution.

[0060] 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 g' et d'éliminer les phases eutectiques g/g' 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 g' et inférieure à la température de fusion commençante du superalliage (T _SO iidus)· Une trempe est ensuite réalisée à la fin de ce premier traitement thermique pour obtenir une dispersion fine et homogène des précipités g'. Des traitements thermiques de revenu sont ensuite réalisés en deux étapes, à des températures inférieures à la température de solvus de la phase g'. Lors d'une première étape, pour faire grossir les précipités g' 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.

[0061] 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.

[0062] 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.

[0063] Ces propriétés font ainsi de ces superalliages des candidats intéressants pour la fabrication de pièces monocristallines destinées aux parties chaudes des turboréacteurs.

[0064] On peut donc fabriquer une aube mobile 20A ou un redresseur 20B pour turbomachine comprenant un superalliage tel que défini précédemment. [0065] On peut également fabriquer une aube mobile 20A ou un redresseur 20B pour turbomachine comprenant un superalliage tel que défini(e) précédemment revêtu(e) d'un revêtement de protection comprenant une sous- couche métallique

[0066] 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

[0067] Huit superalliages monocristallins à base de nickel du présent exposé (Ex 1 et Ex 8) ont été étudiés et comparés à deux superalliages monocristallins commerciaux (alliages de référence). Les deux superalliages monocristallins commerciaux sont : RR2000® (CEx 1) et Inconel 738® (CEx 2). La composition chimique de chacun des superalliages monocristallins est donnée dans le Tableau 1, la composition CEx 1 comportant en outre 1,0 % en masse de vanadium (V) et la composition CEx 2 comportant en outre 0,90 % en masse de niobium (Nb) et 0,17 % en masse de carbone (C). 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.

[0068] [Tableau 1]

[0069] Masse volumique [0070] La masse volumique à température ambiante de chaque superalliage a été estimée à l'aide d'une version modifiée de la formule de Hull (F.C. Hull, Métal Progress, Novembre 1969, ppl39-140). Cette équation empirique a été proposée par Hull. L'équation empirique est basée sur la loi des mélanges et comprend des termes correctifs déduits d'une analyse par régression linéaire de données expérimentales (compositions chimiques et masses volumiques mesurées) concernant 235 superalliages et aciers inox.

[0071] Cette formule de Hull a été modifiée, notamment pour tenir compte d'éléments comme le rhénium et ce, à partir de 272 superalliages base nickel, base cobalt et base fer. La formule de Hull modifiée est la suivante : (1) D = 100 / [å (%X/D _x )] + å A _x x %X où D _x sont les masses volumiques des éléments Cr, Ni, ..., X et D est la masse volumique du superalliage, les masses volumiques étant exprimées en g/cm ³ , où A _x est un coefficient exprimé en g/cm ³ des éléments Cr, Ni, ..., X et sont les suivant ! A^ ⁼ -0,0011 ] AAI ⁼ 0,0622 ] A _a = 0,0121 ] A-p ⁼ 0,0317 ] Aco — -0,0001 ) Acr — 0,0034 ) AM _O — 0,0033 ) Aw — 0,0033 ) A _Re — 0,0036 ) A _Hf — 0,0156. où %X sont les teneurs, exprimées en pourcentages massiques, des éléments du superalliage Cr, Ni, ..., X.

[0072] Les masses volumiques calculées pour les alliages Ex 1 à Ex 8 sont supérieures ou égales à 7,80 et inférieures à 7,95 g/cm ³ (voir Tableau 2).

[0073] La masse volumique est de première importance pour les applications de 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. Les alliages commerciaux de masse volumique proche, tels que CEx 1 et CEx 2 ne répondent pas aux standards de développement de superalliages actuels pour les aubes. En effet, CEx 1 et CEx 2 sont issus de développement pour fonderie classique.

[0074] Sensibilité à la formation de ZRS

[0075] 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.

[0076] 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.

[0077] 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. [0078] Ainsi, comme on peut le voir dans le Tableau 2, pour les superalliages Ex 1 à Ex 8, 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).

[0079] No-Freckles Parameter (NFP)

(3) NFP = [%Ta + 1,5 %Hf + 0,5 %Mo - 0,5% %Ti)]/[%W + 1,2 %Re)] où %Cr, %Ni, ...%X sont les teneurs, exprimées en pourcentages massiques, des éléments du superalliage Cr, Ni, ..., X.

[0080] Le paramètre NFP permet de quantifier la sensibilité à la formation de grains parasites de type « Freckles » au cours de la solidification dirigée de la pièce (document US 5,888,451). 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.

[0081] Comme on peut le voir dans le Tableau 2, les superalliages Ex 1 à Ex 8 et CEX 1 et CEx 2 présentent un paramètre NFP supérieur ou égal à 0,7. Les superalliages Ex 1 à Ex 5 et CEx 1 ont une valeur infinie, ces compositions ne comprenant ni rhénium, ni tungstène.

[0082] Résistance Gamma Prime (RGP)

[0083] La résistance mécanique intrinsèque de la phase y' augmente avec la teneur en éléments venant se substituer à l'aluminium dans le composé Ni ₃ AI, comme le titane, le tantale et une partie du tungstène. Le composé de phase y' peut donc s'écrire Ni ₃ (AI, Ti, Ta, W). Le paramètre RGP permet d'estimer le niveau de durcissement de la phase y' :

(4) RGP = [Cri + Cia + (CW/2)]/C _A I où C _Ti , C _Ta , C _w et C _Ai sont les concentrations, exprimées en pourcentage atomique, respectives des éléments Ti, Ta, W et Al dans le superalliage.

[0084] Un paramètre RGP plus élevé est favorable à une meilleure résistance mécanique du superalliage. On peut voir dans le Tableau 2 que le paramètre RGP calculé pour les superalliages Ex 1 à Ex 8 est supérieur à 0,30 mais est inférieure à ceux de CEx 1 et CEx 2. Cette différence est essentiellement due à l'amoindrissement de la teneur en titane, dont l'ajout excessif est jugé délétère sur la teneur à la corrosion. Les valeurs atteignables pour les superalliages Ex 1 à Ex 8 tiennent compte d'un compromis entre la résistance mécanique et la résistance à l'environnement.

[0085] On notera que comparé à CEx 1, les superalliages Ex 1 à Ex 8 comprennent du tantale, voire du tungstène, qui contribuent au renforcement de la phase g' et donc à la compensation, au moins partielle, de la diminution de la teneur en titane.

[0086] On notera que CEx 2 présente une valeur du paramètre RGP environ double de celles des superalliages Ex 1 à Ex 8, cela est notamment dû au fait que CEx 2 comprend moins de phase g' afin d'assurer sa coulabilité et sa mise en œuvre ultérieure. Par ailleurs, cette valeur est également due à la plus faible teneur en aluminium de CEx 2 comparé aux superalliages Ex 1 à Ex 8.

[0087] Coût des superalliaaes

[0088] Le coût au kilogramme des superalliages Ex 1 à Ex 8 et CEx 1 et CEx 2 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. [0089] Les superalliages Ex 1 à Ex 8 ont un coût d'environ 60 $/kg qui est du même ordre de grandeur que le coût des alliages CEx 1 et CEx 2.

[0090] Le Tableau 2 présente différents paramètres pour les superalliages Ex 1 à Ex 8 et CEx 1 et CEx 2.

[0091] [Tableau 2]

[0092] Température de solvus de la phase v'

[0093] La méthode CALPHAD a été utilisée pour calculer la température de solvus de la phase g' à l'équilibre des superalliages Ex 1 à Ex 8 et CEx 1 et CEx 2. [0094] Comme on peut le constater dans le Tableau 3, les superalliages Ex 1 à Ex 2 présentent une température de solvus y' supérieure à 1200 °C.

[0095] Intervalle de traitement thermique GPΊ-0

[0096] La méthode CALPHAD a été utilisée pour calculer l'intervalle de traitement thermique des superalliages Ex 1 à Ex 8 et CEx 1 et CEx 2.

[0097] 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 g' pour optimiser les propriétés mécaniques des alliages. L'intervalle de traitement thermique a été estimé à partir du calcul de la température de solidus et de la température de solvus des précipités de phase g' des alliages. Les superalliages Ex 1 à Ex 8 possèdent des fenêtres de traitement thermique larges, supérieures à 60 °C, ce qui est compatible avec les fours industriels. [0098] Fraction molaire de phase v'

[0099] La méthode CALPHAD a été utilisée pour calculer la fraction molaire (en pourcentage molaire) de phase g' à l'équilibre dans les superalliages des superalliages Ex 1 à Ex 8 et CEx 1 et CEx 2 à 750 °C et 1100 °C.

[0100] Fraction molaire de PTC de type o

[0101] La méthode CALPHAD a été utilisée pour calculer la fraction molaire (en pourcentage molaire) de phase o à l'équilibre dans les superalliages Ex 1 à Ex 8 et CEx 1 et CEx 2 à 750 °C (voir Tableau 3).

[0102] Les fractions molaires calculées de phase o sont relativement faibles, ce qui traduit une faible sensibilité à la précipitation de PTC.

[0103] On notera que la quantité totale de phase PTC inclut la teneur de la phase BCC/B2 riche en chrome, dont le caractère potentiellement délétère vis- à-vis des propriétés mécaniques peut se rapprocher de celui des phases topologiquement compactes.

[0104] [Tableau 3]

[0105] Les superalliages Ex 1 à Ex 8 ont des températures de solvus y' supérieures à celles des alliages de référence, 7 à 21 °C par rapport à CEx 1 et presque 80 °C par rapport à CEx 1. Les fractions de précipités g' des superalliages Ex 1 à Ex 8 sont similaires à celles du CEx 1 et très supérieures à celles du CEx 2 (environ +37% à 750 °C et +200% à 1100 °C).

[0106] La teneur en phases fragilisantes de type PTC des superalliages Ex 1, Ex 4, Ex 5, Ex 7, Ex 8 est inférieure à celle du CEx 1, et similaire à celle du CEx 1 pour Ex 6. Elle est supérieure à celle du CEx 1 pour les superalliages Ex 2 et Ex 3, tout en restant contenue.

[0107] Par ailleurs, la densité des superalliages Ex 1 à Ex 8 est du même ordre de grandeur que celle de CEx 1. Étant donné que la gamme de variation de la masse volumique des superalliages base nickel pour fonderie monocristalline peut atteindre plus de 9 g/cm ³ , cette similitude témoigne d'une réduction significative pouvant avoir des effets bénéfiques importants pour des pièces tournantes.

[0108] D'après ces prédictions, les superalliages de l'invention ont une composition chimique et une microstructure qui permet d'envisager une tenue mécanique supérieure à celle des alliages de référence CEx 1 et CEx 2 tout en ayant une densité inférieure à celle du premier.

[0109] Les superalliages de l'invention ont été conçus de façon a maintenir une tenue à la corrosion (~900 °C) et l'oxydation (~1100 °C) élevée à haute température. Le flux qui circule à travers les turbines des turboréacteurs est chargé de produits qui sont en général une résultante de la réaction de combustion du carburant, mais qui intègrent aussi de l'eau, des sables, et des sels contenus dans l'air entrant ingéré par la turbomachine. Le carburant contient également des impuretés et des produits sulfurés (toujours existants quelle que soit la propreté du fuel). Ainsi, d'une part les alliages s'oxydent dans les conditions de fonctionnement imposées par les moteurs (température, pression) par les réactions avec les différents gaz contenus (0 ₂ (g), CO _x , NO _x , H ₂ 0, etc.) dans l'environnement moteur. D'autre part, ils peuvent subir des phénomènes de corrosion accélérée (dite corrosion chaude) par réaction avec des sulfates alcalins M ₂ S0 ₄ (M = Na, K, Ca) liquides aux alentours de 900°C qui peuvent être présents dans les dépôts qui se forment à la surface des pièces. Pour une meilleure tenue à ces deux phénomènes, oxydation et corrosion, on cherche à former des oxydes protecteurs de type alumine (Al ₂ 0 ₃ ) pour l'oxydation et la chromine (Cr ₂ 0 ₃ ) pour la corrosion. Ainsi, les propriétés en corrosion et oxydation des alliages de l'invention ont été estimées à partir de la teneur en chrome et aluminium des alliages.

[0110] Les alliages de l'invention ont des teneurs en chrome supérieures à celle de CEx 1 et inférieure à celle de CEx 2. Les teneurs en aluminium des alliages de l'invention sont supérieures ou égales à celles des alliages de référence, en particulier celle de CEx 2. La tenue en oxydation et corrosion de ces alliages est supposée similaire ou supérieure à celle des alliages de référence CEx 1 et CEx 2.

[0111] D'après les différents critères pris en compte, les alliages exemples de l’invention présentent ainsi un fort potentiel pour des applications haute température, notament pour la fabrication d'aubes de turbines, alliant faible densité, tenue mécanique élevée, faible sensibilité à la formation de défauts (PTC, Z RS, défauts de fonderie), tout en conservant une résistance à l'oxydation et à la corrosion élevée.

[0112] Quoique le présent exposé ait été décrit en se référant à un exemple de réalisation spécifique, 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.