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WO2019097162A1 - Superalliage a base de nickel, aube monocristalline et turbomachine - Google Patents

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

Info

Publication number
WO2019097162A1
WO2019097162A1 PCT/FR2018/052839 FR2018052839W WO2019097162A1 WO 2019097162 A1 WO2019097162 A1 WO 2019097162A1 FR 2018052839 W FR2018052839 W FR 2018052839W WO 2019097162 A1 WO2019097162 A1 WO 2019097162A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
nickel
superalloy
hafnium
rhenium
chromium
Prior art date
Application number
PCT/FR2018/052839
Other languages
English (en)
Inventor
Jérémy RAME
Virginie JAQUET
Joël DELAUTRE
Jean-Yves Guedou
Pierre Caron
Odile Lavigne
Didier Locq
Mikael PERRUT
Original Assignee
Safran
Office National D'etudes Et De Recherches Aerospatiales
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Safran, Office National D'etudes Et De Recherches Aerospatiales filed Critical Safran
Priority to RU2020119485A priority Critical patent/RU2774764C2/ru
Priority to US16/763,816 priority patent/US11396685B2/en
Priority to CA3081896A priority patent/CA3081896A1/fr
Priority to BR112020009498-6A priority patent/BR112020009498B1/pt
Priority to EP18821710.3A priority patent/EP3710610B1/fr
Priority to JP2020544167A priority patent/JP7305660B2/ja
Priority to CN201880073630.8A priority patent/CN111630195A/zh
Publication of WO2019097162A1 publication Critical patent/WO2019097162A1/fr
Priority to US17/658,207 priority patent/US11725261B2/en

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    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
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    • F05D2300/60—Properties or characteristics given to material by treatment or manufacturing
    • F05D2300/607—Monocrystallinity

Definitions

  • the present disclosure relates to nickel-based superalloys for gas turbines, especially for stationary blades, also called distributors or rectifiers, or mobile gas turbine, for example in the field of aeronautics.
  • nickel-based superalloys for monocrystalline blades have undergone significant changes in chemical composition, in particular to improve their creep properties at high temperature while maintaining environmental resistance. very aggressive in which these superalloys are used.
  • metal coatings adapted to these alloys have been developed to increase their resistance to the aggressive environment in which these alloys are used, including the oxidation resistance and corrosion resistance.
  • a ceramic coating of low thermal conductivity, fulfilling a thermal barrier function may be added to reduce the temperature at the surface of the metal.
  • a complete protection system comprises at least two layers.
  • the first layer also called underlayer or bonding layer
  • the deposition step is followed by a diffusion step of the underlayer in the superalloy.
  • Depositing and broadcasting can also be done in a single step.
  • the second layer generally called thermal barrier or "TBC” according to the acronym for "Thermal Barrier Coating” is a ceramic coating comprising for example yttria zirconia, also called “YSZ” according to the acronym English for “Yttria Stabilized Zirconia” or “YPSZ” according to the acronym for "Yttria Partially Stabilized Zirconia” and having a porous structure.
  • TBC thermal barrier
  • This layer can be deposited by various processes, such as electron beam evaporation (“EB-PVD” according to the acronym for “Electron Beam Physical Vapor Deposition”), the thermal projection (“APS”) according to the acronym for “Atmospheric Plasma Spraying” or “SPS” according to the acronym for “Suspension Plasma Spraying”), or any other method for obtaining a porous ceramic coating with low thermal conductivity.
  • EB-PVD electron beam evaporation
  • APS thermal projection
  • SPS Stension Plasma Spraying
  • foundry defects are likely to form in the 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 a premature rupture of the part in service. The presence of these defects, related to the chemical composition of the superalloy, generally leads to the rejection of the part, which leads to an increase in the cost of production.
  • the present disclosure aims to provide nickel-based superalloy compositions for the manufacture of monocrystalline components, having improved performance in terms of service life and mechanical strength and to reduce the costs of production of the part (reduction of the scrap rate) compared to existing alloys.
  • These superalloys have a higher high temperature creep resistance than existing alloys while showing good microstructural stability in the superalloy volume (low sensitivity to PTC formation), good microstructural stability under the coating undercoat.
  • the thermal barrier low sensitivity to the formation of ZRS
  • good resistance to oxidation and corrosion while avoiding the formation of parasitic grains of the "Freckle" type.
  • the present disclosure relates to a nickel-based superalloy comprising, in percentages by weight, 4.0 to 5.5% of rhenium, 1.0 to 3.0 of ruthenium, 2.0 to 14, 0% cobalt, 0.30 to 1.00% molybdenum, 3.0 to 5.0% chromium, 2.5 to 4.0% tungsten, 4.5 to 6.5% aluminum, 0.50 to 1.50% titanium, 8.0 to 9.0% tantalum, 0.15 to 0.30% hafnium, preferably 0.16 to 0.30% hafnium, preferably 0, 17 to 0.30% of hafnium, preferably 0.18 to 0.30% of hafnium, preferably 0.08 to 0.12% of silicon, still more preferably 0.10% of silicon, still more preferably 0.20 to 0.30% hafnium, 0.05 to 0.15% silicon, the balance being nickel and unavoidable impurities.
  • This superalloy is intended for the manufacture of monocrystalline gas turbine components, such as blades or mobile blades.
  • Ni nickel-based superalloy
  • This alloy therefore has an improved high temperature creep resistance. This alloy also has improved resistance to corrosion and oxidation.
  • These superalloys have a density of less than or equal to 9.00 g / cm 3 (gram per cubic centimeter).
  • a nickel-based superalloy monocrystalline part is obtained by a solidification process directed under a thermal gradient in a lost wax foundry.
  • the nickel-based monocrystalline superalloy comprises an austenitic matrix of face centered cubic structure, nickel-based solid solution, called gamma phase ("y").
  • This matrix contains gamma prime hardening phase precipitates ("G '") of ordered cubic structure Ll 2 of Ni 3 Al type.
  • the set (matrix and precipitates) is therefore described as a superalloy g / g '.
  • this composition of the nickel-based superalloy allows the implementation of a heat treatment which restores the phase precipitates g 'and the eutectic phases g / g' which are formed during the solidification of the superalloy. It is thus possible to obtain a nickel-based monocrystalline superalloy containing controlled size precipitates, preferably of between 300 and 500 nanometers (nm), and containing a small proportion of eutectic phases g / g '.
  • the heat treatment also makes it possible to control the volume fraction of the phase precipitates g 'present in the monocrystalline superalloy based on nickel.
  • the volume percentage of the phase precipitates g ' may be greater than or equal to 50%, preferably greater than or equal to 60%, even more preferably equal to 70%.
  • the major addition elements are cobalt (Co), chromium
  • the minor addition elements are hafnium (Hf) and silicon (Si), for which the maximum mass content is less than 1% by weight.
  • unavoidable impurities include sulfur (S), carbon (C), boron (B), yttrium (Y), lanthanum (La) and cerium (Ce).
  • Unavoidable impurities are those elements that are not intentionally added to the composition and that are provided with other elements.
  • tungsten, chromium, cobalt, rhenium, ruthenium or molybdenum mainly serves to strengthen the austenitic matrix g of cubic crystalline structure with centered faces (cfc) by hardening in solid solution.
  • Rhenium (Re) slows the diffusion of chemical species within the superalloy and limit the coalescence of phase precipitates g 'during service at high temperature, which causes a reduction in mechanical strength. Rhenium thus makes it possible to improve the creep resistance at high nickel-based superalloy temperature.
  • an excessively high concentration of rhenium can precipitate PTC intermetallic phases, for example phase s, phase P or phase m, which have a negative effect on the mechanical properties of the superalloy. Too high a concentration of rhenium can also cause the formation of a secondary reaction zone in the superalloy under the underlayer, which has a negative effect on the mechanical properties of the superalloy.
  • the addition of ruthenium makes it possible in particular to displace part of the rhenium in the g 'phase and to limit the formation of PTC.
  • the simultaneous addition of silicon and hafnium makes it possible to improve the resistance to hot oxidation of nickel-based superalloys by increasing the adhesion of the layer of alumina (Al2O3) that forms on the surface. superalloy at high temperature.
  • This alumina layer forms a surface passivation layer of the nickel-based superalloy and a barrier to the diffusion of oxygen from the outside to the inside of the nickel-based superalloy.
  • hafnium without also adding silicon or conversely add silicon without also adding hafnium and still improve the resistance to hot oxidation of the superalloy.
  • chromium or aluminum makes it possible to improve the resistance to oxidation and corrosion at high temperature of the superalloy.
  • chromium is essential for increasing the hot corrosion resistance of nickel-based superalloys.
  • an excessively high content of chromium tends to reduce the solvus temperature of the phase y 'of the nickel-based superalloy, that is to say the temperature above which the phase y' is totally dissolved in the matrix y, which is undesirable.
  • the concentration of chromium is between 3.0 and 5.0% by weight in order to maintain a high solvus temperature of the phase y 'of the nickel-based superalloy, for example greater than or equal to 1250 ° C., but also to avoid the formation of topologically compact phases in the highly saturated matrix y in alloying elements such as rhenium, molybdenum or tungsten.
  • cobalt which is a nickel-like element and which partially replaces nickel, forms a solid solution with the nickel in the y-matrix.
  • Cobalt makes it possible to reinforce the matrix y, reduce the sensitivity to PTC precipitation and ZRS formation in the superalloy under the protective coating.
  • an excessively high cobalt content tends to reduce the solvate temperature of the g 'phase of the nickel-based superalloy, which is undesirable.
  • the addition of ruthenium makes it possible to reinforce the matrix g and to reduce the sensitivity of the superalloy to the formation of PTC.
  • the addition of ruthenium makes it possible in particular to displace part of the rhenium in the g 'phase and to limit the formation of PTC.
  • the addition of ruthenium may also have a beneficial effect on the adhesion of the ceramic coating.
  • refractory elements such as molybdenum, tungsten, rhenium or tantalum slows down the mechanisms controlling the creep of superalloys based on nickel and which depend on the diffusion of the chemical elements in the superalloy. .
  • a very low sulfur content in a nickel-based superalloy makes it possible to increase the resistance to oxidation and hot corrosion as well as the resistance to flaking of the thermal barrier.
  • a low sulfur content less than 2 ppm by weight (parts per million by weight), or ideally less than 0.5 ppm by weight, makes it possible to optimize these properties.
  • Such a sulfur content by mass can be obtained by preparing a low-sulfur master batch or by a desulfurization process carried out after the casting. In particular, it is possible to maintain a low sulfur content by adapting the process for producing the superalloy.
  • the superalloy may comprise, in percentages by mass, 4.5 to 5.5% of rhenium, 1.0 to 3.0 of ruthenium, 3.0 to 5.0% of cobalt, 0.30 to 0, 80% molybdenum, 3.0 to 4.5% chromium, 2.5 to 4.0% tungsten, 4.5 to 6.5% aluminum, 0.50 to 1.50% titanium, 8.0 to 9.0% of tantalum, 0.15 to 0.30% of hafnium, preferably 0.17 to 0.30% of hafnium, still more preferably 0.20 to 0.30% of hafnium, 0.05 to 0.15% silicon, the balance being nickel and inevitable impurities.
  • the superalloy may comprise, in mass percentages, 4.0 to 5.5% of rhenium, 1.0 to 3.0 of ruthenium, 3.0 to 13.0% of cobalt, 0.40 to 1, 00% molybdenum, 3.0 to 4.5% chromium, 2.5 to 4.0% tungsten, 4.5 to 6.5% aluminum, 0.50 to 1.50% titanium, 8.0 to 9.0% of tantalum, 0.15 to 0.30% of hafnium, preferably 0.17 to 0.30% of hafnium, still more preferably 0.20 to 0.30% of hafnium, 0.05 to 0.15% silicon, the balance being nickel and inevitable impurities.
  • the superalloy may comprise, in mass percentages, 4.0 to 5.0% of rhenium, 1.0 to 3.0 of ruthenium, 11.0 to 13.0% of cobalt, 0.40 to 1, 00% molybdenum, 3.0 to 4.5% chromium, 2.5 to 4.0% tungsten, 4.5 to 6.5% aluminum, 0.50 to 1.50% titanium, 8.0 to 9.0% of tantalum, 0.15 to 0.30% of hafnium, preferably 0.17 to 0.30% of hafnium, still more preferably 0.20 to 0.30% of hafnium, 0.05 to 0.15% silicon, the balance being nickel and inevitable impurities.
  • the superalloy may comprise, in mass percentages, 5.0% rhenium, 2.0 ruthenium, 4.0% cobalt, 0.50% molybdenum, 4.0% chromium, 3.0% of tungsten, 5.4% aluminum, 1.00% titanium, 8.5% tantalum, 0.25% hafnium, 0.10% silicon, the balance being nickel and inevitable impurities .
  • the superalloy may comprise, in mass percentages, 5.0% rhenium, 2.0 ruthenium, 4.0% cobalt, 0.50% molybdenum, 4.0% chromium, 3.5% of tungsten, 5.4% aluminum, 0.90% titanium, 8.5% tantalum, 0.25% hafnium, 0.10% silicon, the balance being nickel and inevitable impurities .
  • the superalloy may comprise, in mass percentages, 4.4% rhenium, 2.0 ruthenium, 4.0% cobalt, 0.70% molybdenum, 4.0% chromium, 3.0% of tungsten, 5.4% aluminum, 1.00% titanium, 8.5% tantalum, 0.25% hafnium, 0.10% silicon, the balance being nickel and inevitable impurities .
  • the superalloy may comprise, in mass percentages, 4.4% of rhenium, 2.0 of ruthenium, 12.0% of cobalt, 0.70% of molybdenum, 4.0% chromium, 3.0% tungsten, 5.4% aluminum, 1.00% titanium, 8.5% tantalum, 0.25% hafnium, 0.10% silicon, the remainder being nickel and inevitable impurities.
  • the superalloy may comprise, in mass percentages, 5.0% rhenium, 2.0 ruthenium, 4.0% cobalt, 0.50% molybdenum, 3.5% chromium, 3.5% of tungsten, 5.4% aluminum, 0.90% titanium, 8.5% tantalum, 0.25% hafnium, 0.10% silicon, the balance being nickel and inevitable impurities .
  • the superalloy may comprise, in mass percentages, 4.4% rhenium, 2.0 ruthenium, 12.0% cobalt, 0.70% molybdenum, 3.5% chromium, 3.5% of tungsten, 5.4% aluminum, 0.90% titanium, 8.5% tantalum, 0.25% hafnium, 0.10% silicon, the balance being nickel and inevitable impurities .
  • the present disclosure also relates to a monocrystalline blade for a turbomachine comprising a superalloy as defined above.
  • This blade thus has an improved high temperature creep resistance.
  • the blade may comprise a protective coating comprising a metal underlayer deposited on the superalloy and a ceramic thermal barrier deposited on the metal underlayer.
  • the composition of the nickel-based superalloy 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 underlayer is avoided, or limited.
  • the metal underlayer may be a MCrAlY type alloy or a nickel aluminide type alloy.
  • the ceramic thermal barrier may be a yttria-based zirconia material or any other ceramic coating (based on zirconia) with a low thermal conductivity.
  • the blade may have a structure oriented in a crystallographic direction ⁇ 001>. This orientation generally gives the optimum mechanical properties at dawn.
  • the present disclosure also relates to a turbomachine comprising a blade as defined above.
  • FIG. 1 is a schematic longitudinal sectional view of a turbomachine
  • FIG. 2 is a graph showing the parameter NFP (No-Freckles Parameter) for various superalloys
  • FIG. 3 is a graph showing the volume fraction of phase g 'at different temperatures and for different superalloys.
  • the nickel-based superalloys are intended for the manufacture of monocrystalline blades by a method of solidification directed in a thermal gradient.
  • the use of a monocrystalline seed or a grain selector at the beginning of solidification makes it possible to obtain this monocrystalline structure.
  • the structure is oriented for example in a ⁇ 001> crystallographic direction which is the orientation which generally gives the optimum mechanical properties to the superalloys.
  • the monocrystalline superalloys based on crude nickel solidification have a dendritic structure and consist of precipitates g 'Nl 3 (AI, Ti, Ta) dispersed in a matrix g of face-centered cubic structure, solid solution based on nickel. These phase precipitates g 'are heterogeneously distributed in the volume of the single crystal because of chemical segregations resulting from the solidification process.
  • the eutectic phases g / g ' are formed to the detriment of precipitated ends (size less than one micrometer) hardening phase g'.
  • These g 'phase precipitates are the main source of hardening nickel-based superalloys.
  • the presence of eutectic g / g 'residual phases does not optimize the hot creep resistance of the nickel-based superalloy.
  • the solid nickel-based superalloys of solidification are therefore heat-treated to obtain the desired distribution of the different phases.
  • the first heat treatment is a homogenization treatment of the microstructure which aims to dissolve the phase precipitates g 'and to eliminate the eutectic phases g / g' or to significantly reduce their volume fraction. This treatment is carried out at a temperature higher than the solvus temperature of the phase g 'and lower than the starting melting temperature of the superalloy (T SO iidus) ⁇ A quenching is then performed at the end of this first heat treatment to obtain a fine and homogeneous dispersion of the precipitates g '. Heat treatment of income is then carried out in two stages, at temperatures below the solvus temperature of the phase g '. In a first step, to enlarge the precipitates g 'and obtain the desired size, then in a second step, to increase the volume fraction of this phase to about 70% at room temperature.
  • FIG. 1 represents, in section along a vertical plane passing through its main axis A, a turbofan engine 10.
  • the turbofan engine 10 comprises, from upstream to downstream according to the flow of 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 blades 20A rotating with the rotor and 20B rectifiers (fixed vanes) mounted on the stator.
  • the stator of the turbine 20 comprises a plurality of stator rings 24 arranged vis-à-vis the blades 20A of the turbine 20.
  • a blade 20A or a rectifier 20B for a turbomachine comprising a superalloy as defined previously coated with a protective coating comprising a metal underlayer
  • a turbomachine may in particular be a turbojet engine such as a turbojet engine 10.
  • the turbomachine may also be a single-turbojet, a turboprop or a turbine engine.
  • Example 6 Six nickel-based monocrystalline superalloys of the present disclosure (Ex 1 to Ex 6) were studied and compared to six commercial monocrystalline superalloys CMSX-4 (Ex 7), CMSX-4PlusC (Ex 8), René N6 (Ex 9), CMSX-10 (Ex 10), MC-NG (Ex il) and TMS-138 (Ex 12).
  • the chemical composition of each of the monocrystalline superalloys is given in Table 1, composition Ex 9 further comprising 0.05% by weight of carbon (C) and 0.004% by weight of boron (B), the composition Ex 10 comprising in part in addition to 0.10% by weight of niobium (Nb). All these superalloys are nickel-based superalloys, that is to say that the complement to 100% of the compositions presented consists of nickel and unavoidable impurities.
  • the density at room temperature of each superalloy was estimated using a modified version of the Hull formula (F.C. Hull, Metal Progress, November 1969, ppl39-140).
  • This empirical equation has been proposed by Hull.
  • the empirical equation is based on the law of mixtures and includes corrective terms deduced from a linear regression analysis of experimental data (chemical compositions and measured densities) concerning 235 superalloys and stainless steels.
  • This Hull formula has been modified to take into account elements such as rhenium and ruthenium.
  • the modified Hull formula is:
  • D NI, ..., X D are the densities of the elements Cr, Ni, ..., X expressed in lb / in 3 (pounds per cubic inch) and D is the density of the superalloy expressed in g / cm 3 .
  • % Cr,% Ni, ...% X are the contents, expressed in percentages by weight, of the elements of the superalloy Cr, Ni, ..., X.
  • the densities calculated for the alloys of the presentation and for the reference alloys are less than 9.00 g / cm 3 (see Table 2).
  • the comparison between the estimated and measured densities (see Table 2) makes it possible to validate the modified Hull model (equation (1)).
  • the densities estimated and measured are consistent.
  • Table 2 shows various parameters for superalloys Ex 1 to Ex 12.
  • NFP [% Ta + 1.5% Hf + 0.5% Mo - 0.5%% Ti)] / [% W + 1,2
  • % Cr,% Ni, ...% X are the contents, expressed in percentages by weight, of the elements of the superalloy Cr, Ni, ..., X.
  • the parameter NFP makes it possible to quantify the sensitivity to the formation of "Freckles" -specific grains during the directional solidification of the part (US Pat. No. 5,888,451). To avoid the formation of "Freckles" type defects, the NFP parameter must be greater than or equal to 0.7.
  • the superalloys Ex 1 to Ex 6 all have a higher NFP parameter or equal to 0.7 whereas the commercial superalloys Ex 7 to Ex 12 have an NFP parameter of less than 0.7.
  • the RGP parameter makes it possible to estimate the degree of hardening of the phase g ':
  • C Ti , C Ta , C w and C Ai are the respective atomic percentage concentrations of the elements Ti, Ta, W and Al in the superalloy.
  • the parameter Md is defined as s it:
  • Xj is the fraction of the element i in the superalloy expressed as an atomic percentage, (Md), is the value of the parameter Md for the element i.
  • Table 3 shows the values of Md for the different elements of the superalloys.
  • the sensitivity to the formation of PTC is determined by the Md parameter, according to the New PHACOMP method which has been developed by Morinaga et al. (Morinaga et al., New PHACOMP and its application to alloy design, Superalloys 1984, edited by M Gell et al., The Metallurgical Society of AIME, Warrendale, PA, USA (1984) pp. 523-532). According to this model, the sensitivity of the superalloys to the formation of PTC increases with the value of the parameter Md.
  • the superalloys Ex 1 to Ex 12 have values of the parameter Md substantially equal. These superalloys thus have sensitivities similar to the formation of PTC, sensitivities that are relatively low.
  • ThermoCalc software (Ni25 database) based on the CALPHAD method was used to calculate the solvus temperature of the equilibrium phase y '.
  • the superalloys Ex 1 to Ex 6 have a high solvus temperature y 'comparable to the solvus temperature y' commercial superalloys Ex 7 to Ex 12.
  • ThermoCalc software (database NI25) based on the CALPHAD method was used to calculate the volume fraction (in percentage by volume) of phase y 'at equilibrium in the superalloys Ex 1 to Ex 12 at 950 ° C. , 1050 ° C and 1200 ° C.
  • the superalloys Ex 1 to Ex 6 contain volumic fractions of phase y 'greater than or comparable to the volume fractions of phase y' commercial superalloys Ex 7 to Ex 12.
  • the combination of a high solvus temperature y and high volume fractions of phase y 'for superalloys Ex 1 to Ex 6 is favorable to good creep resistance at high temperature and very high temperature, by example at 1200 ° C. This resistance must thus be greater than the creep resistance of the commercial superalloys Ex 7 to Ex 12.
  • ThermoCalc software (Ni25 database) based on the CALPHAD method was used to calculate the volume fraction (as a percentage by volume) of equilibrium phase s in the superalloys Ex 1 to Ex 12 at 950 ° C. and 1050 ° C (see Table 5).
  • ThermoCalc software (Ni25 database) based on the CALPHAD method was used to calculate the chromium content (in weight percent) in equilibrium phase y in the Ex 1 to Ex 12 superalloys at 950 ° C. , 1050 ° C and 1200 ° C.
  • the chromium concentrations in the y phase for the superalloys Ex 1 to Ex 6 are comparable to the chromium concentrations in the y phase for the commercial superalloys Ex 7 to Ex 12, which which is favorable to good resistance to corrosion and hot oxidation.
  • Creep tests were carried out on Ex 2, Ex 7, Ex 9 and Ex 10 superalloys. The creep tests are carried out at 1200 ° C. and 80 MPa according to the NF EN ISO 204 standard of August 2009 (cf. Guide U125_J).
  • the superalloy Ex 2 has a better creep behavior than the superalloys Ex 7 and Ex 9.
  • the superalloy Ex 10 also has good creep properties.
  • a specimen of the tested superalloy (peg having a diameter of 20 mm and a height of 1 mm) is subjected to thermal cycling, each cycle comprises a rise at 1150 ° C. in less than 15 min (minutes), a bearing at 1150 ° C for 60 min and a turbined cooling of the test piece for 15 min.
  • the thermal cycle is repeated until observation of a mass loss of the test piece equal to 20 mg / cm 2 (milligrams per square centimeter).

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Abstract

L'invention concerne un superalliage à base de nickel comprenant, en pourcentages massiques, 4,0 à 5,5 % de rhénium, 1,0 à 3,0 de ruthénium, 2,0 à 14,0 % de cobalt, 0,3 à 1,0 % de molybdène, 3,0 à 5,0 % de chrome, 2,5 à 4,0 % de tungstène, 4,5 à 6,5 % d'aluminium, 0,50 à 1,50 % de titane, 8,0 à 9,0 % de tantale, 0,15 à 0,30 % de hafnium, 0,05 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

SUPERALLIAGE A BASE DE NICKEL. AUBE MONOCRISTALLINE ET
TURBOMACHINE
Arrière-plan de l'invention
[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.
[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 1150°C, il se produit des phénomènes d'interdiffusion 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.
Objet et résumé 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 montrant 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, 4,0 à 5,5 % de rhénium, 1,0 à 3,0 de ruthénium, 2,0 à 14,0 % de cobalt, 0,30 à 1,00 % de molybdène, 3,0 à 5,0 % de chrome, 2,5 à 4,0 % de tungstène, 4,5 à 6,5 % d'aluminium, 0,50 à 1,50 % de titane, 8,0 à 9,0 % de tantale, 0,15 à 0,30 % de hafnium, de préférence 0,16 à 0,30 % de hafnium, de préférence 0,17 à 0,30 % de hafnium, de préférence 0,18 à 0,30 % de hafnium, de préférence 0,08 à 0,12 % de silicium, encore plus de préférence 0,10 % de silicium, encore plus de préférence 0,20 à 0,30 % de hafnium, 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 1200°C.
[0018] Cet alliage présente donc une résistance au fluage à haute température améliorée. Cet alliage présente également une résistance à la corrosion et à l'oxydation améliorée.
[0019] Ces superalliages présentent une masse volumique inférieure ou égale à 9,00 g/cm3 (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 (« g' ») de structure cubique ordonnée Ll2 de type Ni3AI. 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 volumique des précipités de phase g' présente dans le superalliage monocristallin à base de nickel. Le pourcentage en volume 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] Les éléments d'addition majeurs sont le cobalt (Co), le chrome
(Cr), le molybdène (Mo), le rhénium (Re), le ruthénium (Ru), le tungstène (W), l'aluminium (Al), le titane (Ti) et le tantale (Ta).
[0024] 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.
[0025] Parmi les impuretés inévitables, on peut citer 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.
[0026] L'addition de tungstène, de chrome, de cobalt, de rhénium, de ruthénium ou de molybdène permet principalement de renforcer la matrice austénitique g de structure cristalline cubique à faces centrées (cfc) par durcissement en solution solide.
[0027] L'addition d'aluminium (Al), de titane (Ti) ou de tantale (Ta) favorise la précipitation de la phase durcissante g'-Nΐ3(AI, Ti, Ta).
[0028] Le rhénium (Re) permet de ralentir la diffusion des espèces chimiques au sein du superalliage et de limiter la coalescence des précipités de phase g' 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. Toutefois, une concentration trop élevée de rhénium peut entraîner la précipitation de phases intermétalliques PTC, par exemple phase s, phase P ou phase m, qui ont un effet négatif sur les propriétés mécaniques du superalliage. Une concentration trop élevée en rhénium peut également provoquer la formation d'une zone de réaction secondaire dans le superalliage sous la sous-couche, ce qui a un effet négatif sur les propriétés mécaniques du superalliage. L'addition de ruthénium permet notamment de déplacer une partie du rhénium dans la phase g' et de limiter la formation de PTC.
[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 (AI2O3) 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 concentration en chrome est comprise entre 3,0 à 5,0% 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 1250°C mais également pour éviter la formation de phases topologiquement compactes dans la matrice y fortement saturée en éléments d'alliages tels que rhénium, 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 g' du superalliage à base de nickel, ce qui est indésirable.
[0032] L'addition de ruthénium permet de renforcer la matrice g et de diminuer la sensibilité du superalliage à la formation de PTC. L'addition de ruthénium permet notamment de déplacer une partie du rhénium dans la phase g' et de limiter la formation de PTC. L'addition de ruthénium peut également avoir un effet bénéfique sur l'adhérence du revêtement céramique.
[0033] L'addition d'éléments réfractaires, tels que le molybdène, le tungstène, le rhénium 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, 4,5 à 5,5 % de rhénium, 1,0 à 3,0 de ruthénium, 3,0 à 5,0 % de cobalt, 0,30 à 0,80 % de molybdène, 3,0 à 4,5 % de chrome, 2,5 à 4,0 % de tungstène, 4,5 à 6,5 % d'aluminium, 0,50 à 1,50 % de titane, 8,0 à 9,0 % de tantale, 0,15 à 0,30 % de hafnium, de préférence 0,17 à 0,30 % de hafnium, encore plus de préférence 0,20 à 0,30 % de hafnium, 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, 4,0 à 5,5 % de rhénium, 1,0 à 3,0 de ruthénium, 3,0 à 13,0 % de cobalt, 0,40 à 1,00 % de molybdène, 3,0 à 4,5 % de chrome, 2,5 à 4,0 % de tungstène, 4,5 à 6,5 % d'aluminium, 0,50 à 1,50 % de titane, 8,0 à 9,0 % de tantale, 0,15 à 0,30 % de hafnium, de préférence 0,17 à 0,30 % de hafnium, encore plus de préférence 0,20 à 0,30 % de hafnium, 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, 4,0 à 5,0 % de rhénium, 1,0 à 3,0 de ruthénium, 11,0 à 13,0 % de cobalt, 0,40 à 1,00 % de molybdène, 3,0 à 4,5 % de chrome, 2,5 à 4,0 % de tungstène, 4,5 à 6,5 % d'aluminium, 0,50 à 1,50 % de titane, 8,0 à 9,0 % de tantale, 0,15 à 0,30 % de hafnium, de préférence 0,17 à 0,30 % de hafnium, encore plus de préférence 0,20 à 0,30 % de hafnium, 0,05 à 0,15 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables.
[0039] Le superalliage peut comprendre, en pourcentages massiques, 5,0 % de rhénium, 2,0 de ruthénium, 4,0 % de cobalt, 0,50 % de molybdène, 4,0 % de chrome, 3,0 % de tungstène, 5,4 % d'aluminium, 1,00 % de titane, 8,5 % de tantale, 0,25 % 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, 5,0 % de rhénium, 2,0 de ruthénium, 4,0 % de cobalt, 0,50 % de molybdène, 4,0 % de chrome, 3,5 % de tungstène, 5,4 % d'aluminium, 0,90 % de titane, 8,5 % de tantale, 0,25 % 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, 4,4 % de rhénium, 2,0 de ruthénium, 4,0 % de cobalt, 0,70 % de molybdène, 4,0 % de chrome, 3,0 % de tungstène, 5,4 % d'aluminium, 1,00 % de titane, 8,5 % de tantale, 0,25 % 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, 4,4 % de rhénium, 2,0 de ruthénium, 12,0 % de cobalt, 0,70 % de molybdène, 4,0 % de chrome, 3,0 % de tungstène, 5,4 % d'aluminium, 1,00 % de titane, 8,5 % de tantale, 0,25 % 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, 5,0 % de rhénium, 2,0 de ruthénium, 4,0 % de cobalt, 0,50 % de molybdène, 3,5 % de chrome, 3,5 % de tungstène, 5,4 % d'aluminium, 0,90 % de titane, 8,5 % de tantale, 0,25 % 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, 4,4 % de rhénium, 2,0 de ruthénium, 12,0 % de cobalt, 0,70 % de molybdène, 3,5 % de chrome, 3,5 % de tungstène, 5,4 % d'aluminium, 0,90 % de titane, 8,5 % de tantale, 0,25 % de hafnium, 0,10 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables.
[0045] Le présent exposé concerne également une aube monocristalline pour turbomachine comprenant un superalliage tel que défini précédemment.
[0046] Cette aube présente donc une résistance au fluage à haute température améliorée.
[0047] 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.
[0048] 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.
[0049] La sous-couche métallique peut être un alliage de type MCrAlY ou un alliage de type aluminiure de nickel.
[0050] 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.
[0051] L'aube peut présenter une structure orientée selon une direction cristallographique <001 >. [0052] Cette orientation confère généralement les propriétés mécaniques optimales à l'aube.
[0053] Le présent exposé concerne aussi une turbomachine comprenant une aube telle que définie précédemment.
Brève description des dessins
[0054] D'autres caractéristiques et avantages de l'invention ressortiront de la description suivante de modes de réalisation de l'invention, donnés à titre d'exemples non limitatifs, en référence à la figure unique annexée, sur lesquelles :
- la figure 1 est une vue schématique en coupe longitudinale d'une turbomachine ;
- la figure 2 est un graphique représentant le paramètre NFP (No- Freckles Parameter) pour différents superalliages ;
- la figure 3 est un graphique représentant la fraction volumique de phase g' à différentes températures et pour différents superalliages.
Description détaillée de l'invention
[0055] 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.
[0056] Les superalliages monocristallins à base de nickel bruts de solidification ont une structure dendritique et sont constitués de précipités g' NÏ3(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 interdendritiques 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.
[0057] 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.
[0058] 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 volumique. 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 (TSOiidus)· 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 volumique de cette phase jusqu'à environ 70% à température ambiante.
[0059] 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. [0060] 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.
[0061] Ces propriétés font ainsi de ces superalliages des candidats intéressants pour la fabrication de pièces monocristallines destinées aux parties chaudes des turboréacteurs.
[0062] On peut donc fabriquer une aube mobile 20A ou un redresseur 20B pour turbomachine comprenant un superalliage tel que défini précédemment.
[0063] 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
[0064] 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.
[0065] Exemples
[0066] Six superalliages monocristallins à base de nickel du présent exposé (Ex 1 à Ex 6) ont été étudiés et comparés à six superalliages monocristallins commerciaux CMSX-4 (Ex 7), CMSX-4PlusC (Ex 8), René N6 (Ex 9), CMSX-10 (Ex 10), MC-NG (Ex il) et TMS-138 (Ex 12). La composition chimique de chacun des superalliages monocristallins est donnée dans le tableau 1, la composition Ex 9 comportant en outre 0,05 % en masse de carbone (C) et 0,004 % en masse de bore (B), la composition Ex 10 comportant en outre 0,10 % en masse de niobium (Nb). 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.
[0067] Tableau 1
Figure imgf000014_0001
Figure imgf000015_0001
[0068] Masse volumique
[0069] 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. Cette formule de Hull a été modifiée, notamment pour tenir compte d'éléments comme le rhénium et le ruthénium. 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 - 0,001131 %Ru]
où Di = 100/[(%Cr/Dcr) + (%Ni/DNi)+ .... + (%X/Dx)]
où Do-, DNÎ,..., 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.
[0070] Les masses volumiques calculées pour les alliages de l'exposé et pour les alliages de référence sont inférieures à 9,00 g/cm3 (voir tableau 2). [0071] La comparaison entre les masses volumiques estimées et mesurées (voir tableau 2) permet de valider le modèle de Hull modifié (équation (1)). Les masses volumiques estimées et mesurées sont cohérentes.
[0072] Le tableau 2 présente différents paramètres pour les superalliages Ex 1 à Ex 12.
[0073] Tableau 2
Figure imgf000016_0001
[0074] No-Freckles Parameter (NFP')
(2) 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.
[0075] 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.
[0076] Comme on peut le voir dans le tableau 2 et sur la figure 2, les superalliages Ex 1 à Ex 6 présentent tous un paramètre NFP supérieur ou égal à 0,7 alors que les superalliages commerciaux Ex 7 à Ex 12 présentent un paramètre NFP inférieur à 0,7.
[0077] Résistance Gamma Prime ( RGP Ί
[0078] La résistance mécanique intrinsèque de la phase g' augmente avec la teneur en éléments venant se substituer à l'aluminium dans le composé N13AI, comme le titane, le tantale et une partie du tungstène. Le composé de phase g' peut donc s'écrire Nh(AI, Ti, Ta, W). Le paramètre RGP permet d'estimer le niveau de durcissement de la phase g' :
(3) RGP = [CJÎ + Cja + (CW/2)]/CAI
où CTi, CTa, Cw et CAi sont les concentrations, exprimées en pourcentage atomique, respectives des éléments Ti, Ta, W et Al dans le superalliage.
[0079] 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 6 est supérieur au paramètre RGP calculé pour les superalliages commerciaux Ex 7 à Ex 12.
[0080] Sensibilité à la formation de PTC fMd’l
[0081] Le paramètre Md est défini comme s it :
Figure imgf000017_0001
où Xj est la fraction de l'élément i dans le superalliage exprimée en pourcentage atomique, (Md), est la valeur du paramètre Md pour l'élément i.
[0082] Le tableau 3 présente les valeurs de Md pour les différents éléments des superalliages.
[0083] Tableau 3
Figure imgf000017_0002
[0084] La sensibilité à la formation de PTC est déterminée par le paramètre Md, selon la méthode New PHACOMP qui a été développée par Morinaga et al. (Morinaga et al., New PHACOMP and its application to alloy design, Superalloys 1984, édité par M Gell et al., The Metallurgical Society of AIME, Warrendale, PA, USA (1984) pp. 523-532). Selon ce modèle, la sensibilité des superalliages à la formation de PTC augmente avec la valeur du paramètre Md.
[0085] Comme on peut le constater dans le tableau 2, les superalliages Ex 1 à Ex 12 présentent des valeurs du paramètre Md sensiblement égales. Ces superalliages présentent donc des sensibilités similaires à la formation de PTC, sensibilités qui sont relativement faibles.
[0086] Température de solvus de la phase v'
[0087] Le logiciel ThermoCalc (base de donnée Ni25) basé sur la méthode CALPHAD a été utilisé pour calculer la température de solvus de la phase y' à l'équilibre.
[0088] Comme on peut le constater dans le tableau 4, les superalliages Ex 1 à Ex 6 présentent une température de solvus y' élevées, comparables à la température de solvus y' des superalliages commerciaux Ex 7 à Ex 12.
[0089] Fraction volumique de phase v'
[0090] Le logiciel ThermoCalc (base de donnée NI25) basé sur la méthode CALPHAD a été utilisé pour calculer la fraction volumique (en pourcentage volumique) de phase y' à l'équilibre dans les superalliages Ex 1 à Ex 12 à 950°C, 1050°C et 1200°C.
[0091] Comme on peut le constater dans le tableau 4 et sur la figure 3, les superalliages Ex 1 à Ex 6 contiennent des fractions volumiques de phase y' supérieures ou comparables aux fractions volumiques de phase y' des superalliages commerciaux Ex 7 à Ex 12.
[0092] Ainsi, la combinaison d'une température de solvus y' élevée et de fractions volumiques de phase y' élevées pour les superalliages Ex 1 à Ex 6 est favorable à une bonne résistance au fluage à haute température et très haute température, par exemple à 1200°C. Cette résistance doit être ainsi supérieure à la résistance au fluage des superalliages commerciaux Ex 7 à Ex 12.
[0093] Tableau 4
Figure imgf000018_0001
Figure imgf000019_0001
[0094] Fraction volumique de PTC de type s
[0095] Le logiciel ThermoCalc (base de donnée Ni25) basé sur la méthode CALPHAD a été utilisé pour calculer la fraction volumique (en pourcentage volumique) de phase s à l'équilibre dans les superalliages Ex 1 à Ex 12 à 950°C et 1050°C (voir tableau 5).
[0096] Les fractions volumiques calculées de phase s sont nulles à 950°C pour les superalliages Ex 3, Ex 4 et Ex 6, et relativement faibles pour les superalliages Ex 1 et Ex 5, ce qui traduit une faible sensibilité à la précipitation de PTC. Ces résultats corroborent donc les résultats obtenus avec la méthode New PHACOMP (paramètre Md).
[0097] Concentration massique de chrome dissous dans la matrice y
[0098] Le logiciel ThermoCalc (base de donnée Ni25) basé sur la méthode CALPHAD a été utilisé pour calculer teneur en chrome (en pourcentage massique) dans la phase y à l'équilibre dans les superalliages Ex 1 à Ex 12 à 950°C, 1050°C et 1200°C.
[0099] Comme on peut le constater dans le tableau 5, les concentrations en chrome dans la phase y pour les superalliages Ex 1 à Ex 6 sont comparables aux concentrations en chrome dans la phase y pour les superalliages commerciaux Ex 7 à Ex 12, ce qui est favorable à une bonne résistance à la corrosion et à l'oxydation à chaud.
[0100] Tableau 5
Figure imgf000019_0002
Figure imgf000020_0001
[0101] Propriété en fluaae à très haute température
[0102] Des essais en fluage ont été réalisés sur les superalliages Ex 2, Ex 7, Ex 9 et Ex 10. Les essais de fluage sont réalisés à 1200°C et 80 MPa selon la norme NF EN ISO 204 d'août 2009 (Guide U125_J).
[0103] On a présenté dans le tableau 6 les résultats des essais en fluage dans lesquels les superalliages ont été mis sous charge (80 MPa) à 1200°C. Les résultats représentent le temps en heure (h) à la rupture de l'éprouvette.
[0104] Tableau 6
Figure imgf000020_0002
[0105] Le superalliage Ex 2 présente un meilleur comportement en fluage que les superalliages Ex 7 et Ex 9. Le superalliage Ex 10 présente également de bonnes propriétés en fluage.
[0106] Propriété en oxydation cyclique à 115Q°C [0107] Les superalliages sont soumis à un des cycles thermiques tels que décrits dans INS-TTH-001 et INS-TTH-002 : Méthode d'essai de cyclage oxydant (Essai de perte de masse et Barrière thermique).
[0108] Une éprouvette du superalliage testé (pion ayant un diamètre de 20 mm et une hauteur de 1 mm) est soumise à un cyclage thermique dont chaque cycle comprend une montée à 1150°C en moins de 15 min (minutes), un palier à 1150°C de 60 min et un refroidissement turbiné de l'éprouvette pendant 15 min.
[0109] Le cycle thermique est répété jusqu'à observation d'une perte de masse de l'éprouvette égale à 20 mg/cm2 (milligrammes par centimètres carrés).
[0110] La durée de vie des superalliages testés est présentée au tableau 7.
[OUI] Tableau 7
Figure imgf000021_0001
[0112] On constate que le superalliage Ex 2 présente une durée de vie bien supérieure à celle des superalliages Ex 7, Ex 8 et Ex 9. On notera que les propriétés en oxydation du superalliage Ex 10 sont beaucoup moins bonnes que celle du superalliage Ex 2.
[0113] Stabilité microstructurale
[0114] Après un vieillissement de 300 heures à 1050°C, aucune phase PTC n'est observée pour le superalliage Ex 2 par analyse d'image en microscopie électronique à balayage.
[0115] Sensibilité à la formation de défauts de fonderie
[0116] Après la mise en forme par procédé de type cire perdue et solidification dirigée en four Bidgman, aucun défaut résultant du procédé de fonderie, notamment de type « Freckles », n'a été observé dans le superalliage Ex 2. Les défauts de type « Freckels » sont observés après immersion de l'éprouvette dans une solution à base de HNO3/H2SO4.
[0117] Quoique le présent exposé ait été décrit en se référant à un exemple de réalisation spécifique, il est évident que 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
1. Superalliage à base de nickel comprenant, en pourcentages massiques, 4,0 à 5,5 % de rhénium, 1,0 à 3,0 % de ruthénium, 2,0 à 14,0 % de cobalt, 0,30 à 1,00 % de molybdène, 3,0 à 5,0 % de chrome,
2.5 à 4,0 % de tungstène, 4,5 à 6,5 % d'aluminium, 0,50 à 1,50 % de titane, 8,0 à 9,0 % de tantale, 0,15 à 0,30 % de hafnium, 0,05 à 0,15 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables.
2. Superalliage selon la revendication 1, comprenant, en pourcentages massiques, 4,5 à 5,5 % de rhénium, 1,0 à 3,0 % de ruthénium, 3,0 à 5,0 % de cobalt, 0,30 à 0,80 % de molybdène, 3,0 à
4.5 % de chrome, 2,5 à 4,0 % de tungstène, 4,5 à 6,5 % d'aluminium, 0,50 à 1,50 % de titane, 8,0 à 9,0 % de tantale, 0,15 à 0,30 % de hafnium, 0,05 à 0,15 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables.
3. Superalliage selon la revendication 1, comprenant, en pourcentages massiques, 4,0 à 5,5 % de rhénium, 1,0 à 3,0 % de ruthénium, 3,0 à 13,0 % de cobalt, 0,40 à 1,00 % de molybdène, 3,0 à
4,5 % de chrome, 2,5 à 4,0 % de tungstène, 4,5 à 6,5 % d'aluminium, 0,50 à 1,50 % de titane, 8,0 à 9,0 % de tantale, 0,15 à 0,30 % de hafnium, 0,05 à 0,15 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables.
4. Superalliage selon la revendication 1, comprenant, en pourcentages massiques, 4,0 à 5,0 % de rhénium, 1,0 à 3,0 % de ruthénium, 11,0 à 13,0 % de cobalt, 0,40 à 1,00 % de molybdène, 3,0 à
4,5 % de chrome, 2,5 à 4,0 % de tungstène, 4,5 à 6,5 % d'aluminium, 0,50 à 1,50 % de titane, 8,0 à 9,0 % de tantale, 0,15 à 0,30 % de hafnium, 0,05 à 0,15 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables.
5. Superalliage selon la revendication 1, comprenant, en pourcentages massiques, 5,0 % de rhénium, 2,0 % de ruthénium, 4,0 % de cobalt, 0,50 % de molybdène, 4,0 % de chrome, 3,0 % de tungstène, 5,4 % d'aluminium, 1,00 % de titane, 8,5 % de tantale, 0,25 % de hafnium, 0,10 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables.
6. Superalliage selon la revendication 1, comprenant, en pourcentages massiques, 4,4 % de rhénium, 2,0 % de ruthénium, 4,0 % de cobalt, 0,70 % de molybdène, 4,0 % de chrome, 3,0 % de tungstène,
5,4 % d'aluminium, 1,00 % de titane, 8,5 % de tantale, 0,25 % de hafnium, 0,10 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables.
7. Superalliage selon la revendication 1, comprenant, en pourcentages massiques, 4,4 % de rhénium, 2,0 % de ruthénium, 12,0 % de cobalt, 0,70 % de molybdène, 4,0 % de chrome, 3,0 % de tungstène,
5,4 % d'aluminium, 1,00 % de titane, 8,5 % de tantale, 0,25 % de hafnium, 0,10 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables.
8. Superalliage selon la revendication 1, comprenant, en pourcentages massiques, 5,0 % de rhénium, 2,0 % de ruthénium, 4,0 % de cobalt, 0,50 % de molybdène, 3,5 % de chrome, 3,5 % de tungstène,
5,4 % d'aluminium, 0,90 % de titane, 8,5 % de tantale, 0,25 % de hafnium, 0,10 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables.
9. Superalliage selon la revendication 1, comprenant, en pourcentages massiques, 5,0 % de rhénium, 2,0 de ruthénium, 4,0 % de cobalt, 0,50 % de molybdène, 4,0 % de chrome, 3,5 % de tungstène,
5,4 % d'aluminium, 0,90 % de titane, 8,5 % de tantale, 0,25 % de hafnium, 0,10 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables.
10. Superalliage selon la revendication 1, comprenant, en pourcentages massiques, 4,4 % de rhénium, 2,0 % de ruthénium, 12,0 % de cobalt, 0,70 % de molybdène, 3,5 % de chrome, 3,5 % de tungstène,
5,4 % d'aluminium, 0,90 % de titane, 8,5 % de tantale, 0,25 % de hafnium, 0,10 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables.
11. Aube (20A, 20B) monocristalline pour turbomachine comprenant un superalliage selon l'une quelconque des revendications 1 à 10.
12. Aube (20A, 20B) selon la revendication 11, 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.
13. Aube (20A, 20B) selon la revendication 11 ou 12, présentant une structure orientée selon une direction cristallographique <001 >.
14. Turbomachine comprenant une aube (20A, 20B) selon l'une quelconque des revendications 10 à 13.
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