Brevet FR2491365A1 — publié le 19820409

La présente invention concerne, d'une manière générale, la coulée des métaux et, plus particulièrement, des nouveaux composants fabriqués par coulée par pulvérisation au plasma à basse pression/vitesse élevée qui présentent des microstruc- tures particulières, et par conséquent de nouvelles combinai- sons de propriétés physiques supérieures à celles de composants de même composition d'alliages mais fabriqués selon d'autres procédés. On peut citer comme exemples de pièces de cette invention qui présentent une utilité particulière en raison de leurs propriétés physiques supérieures indiquées précédemment, et par exemple de leur ductilité et de leur résistance à tempé- rature élevée, ainsi que de leur résistance à la fatigue ther- mique, des pales et des disques de moteurs à turbine à gaz faits de superalliages à base de nickel, à base de cobalt ou à base de fer. On peut également citer des pièces qui, comme des volants, fonctionnent à des régimes de températures infé- rieurs à ceux des pièces de moteurs à turbinesà gaz mais qui présentent des exigences de propriétés physiques particulières et des pièces que l'on ne peut pas obtenir facilement par des procédés classiques en raison de leurs géométries ou de leurs compositionsde matériaux ou des-deux. Depuis l'apparition, il y a plusieurs dizaines d'années, de la turbine à gaz, sous différentes formes, en tant que machine de propulsion et génératrices d'énergie de première importance, tous ont constaté les limites imposées au fonction- nement et aux performances de ces machines par les matériaux de construction disponibles. Pour ces applications, il est très recommandé de bénéficier à la fois d'une résistance à la traction relativement élevée et d'une bonne ductilité de la température ambiante aux températures de fonctionnement de la chambre de combustion de la turbine à gaz, ainsi que d'une bonne résistance à la fatigue thermique. Des travaux approfon- dis qui se sont poursuivis jusqu'à ce jour ont conduit à ce que l'on appelle aujourd'hui "des superalliages" que dominent les alliages réfractaires à base de nickel, à base de cobalt, à base de fer et à base de chrome, et parmi lesquels on peut citer, par exemple, les alliages vendus sous les marques René 80, René 95, IN 738, IN 617 et IN 671. En raison de l'importance des exigences concernant la résistance, en particulier dans les gammes de températures basses de la turbine à gaz, on utilise les quatre premiers de ces alliages pour la fabrication de pales et de disques, alors que l'on utilise principalement le IN 671 pour sa résistance à l'environnement. Dans ce cas, on utilise habituellement le IN 671 sous forme de feuilles forgées, mais on a proposé de l'utiliser sous la forme d'un revêtement pulvérisé par plasma directement sur la pièce que l'on veut protéger. on fond tou- tefois généralement les quatre autres alliages et on les coule à la forme et aux dimensions voulues ou on déforme mécanique- ment un moulage ou une masse métallurgique de poudre afin de l'utiliser en dernier lieu pour des pales et d'autres composants de parties chaudes de turbines à gaz. Indépendamment de leur procédé de fabrication, les pièces fabriquées à partir de ces alliages peuvent nécessiter une protection contre la corrosion, qui prend actuellement la forme, dans de nombreux cas, d'un revêtement pulvérisé d'un des alliages MCrAlY. Bien que comme on l'a indiqué précédemment on ait fait des progrès considérables dans la réalisation de matériaux répondant aux exigences particulières des moteurs à turbine à gaz, on manque encore de matériaux à pluri-possibilités. Jusqu'à ce jour, toutefois, les superalliages utilisés pour la fabrication de composants de parties chaudes de turbine à gaz ont assuré un compromis entre les différentes propriétés phy- siques, conditions de fonctionnement et opérations de fabrica- tion indiquées précédemment, et tout particulièrement dans le cas de pièces coulées directement à la forme voulue. On n'a donc pas trouvé antérieurement à la présente invention de superalliage qui supprime la nécessité de ces compromis dans la production de composants moulés destinés à des moteurs à turbine à gaz ni d'autres moyens pour supprimer ces compromis. Le procédé du brevet des E.U.A. no 4066 117 intitulé "Spray Casting of Gas Atomized Molten Metal to Produce High Density Ingots" (Coulée par pulvérisation de métaux fondus atomisés dans un gaz pour produire des lingots de densité élevée), qui constitue une tentative pour remédier à ces difficultés, comprend comme étape essentielle la déformation mécanique de l'élément moulé par exemple,par forgeage, pour transformer le lingot de superalliage en une pale ou en un autre type de composant de moteur. On a découvert qu'il est possible d'éviter les compro- mis entre les matériaux pour la construction des composants de turbine à gaz et les conditions de fonctionnement, ainsi que le forgeage ou les opérations de transformation du même type, dans la mesure o on peut maintenant obtenir la combinaison de propriétés longtemps recherchée dans des composants tour- nants de machine en superalliage coulé. On a encore découvert que l'on pouvait obtenir ce résultat de manière reproductible sans apporter de modifications à la composition du super- alliage, sans créer un nouveau superalliage, et sans augmenter les coûts de production de manière importante. Ces nouveaux résultats sont la conséquence de la décou- verte surprenante de l'invention, à savoir que sous une certai- ne forme nouvelle, les superalliages longtemps utilisés sous forme moulée dans la production de composants de moteurs à turbine à gaz, présentent une combinaison pratiquement idéale de propriétés physiques. On a découvert, en particulier, que lorsque ces superalliages possèdent une microstructure très fine et uniforme, ils présentent des propriétés physiques tout à fait différentes et très supérieures à celles des formes antérieurement connues des mêmes compositions d'alliage. On peut produire de manière reproductible cette nouvelle forme que l'on ne pouvait pas obtenir par les procédés classiques de fusion et de coulée utilisés jusque là, par un procédé de coulée par pulvérisation au plasma mis en oeuvre de manière à former des éléments de masse volumique voisine de la masse volumique théorique à partir de fines particules de super- alliage au voisinage de la température de fusion. On peut citer par exemple, parmi les procédés de l'art antérieur qui ne permettent pas de produire des composants de superalliage présentant les combinaisons particulières de propriétés physiques de la présente invention, les procédés de pulvérisation Dar plasma d'arc de l'art antérieur et, en particulier, le procédé décrit par Mash et Brown dans un article daté de février 1964 dans Metals Engineering Quaterly intitulé "Structure and Properties of Plasma-Cast Materials" ("Structure et propriétés de matériaux coulés par plasma"). La résistance des éléments stables par eux-mêmes fabriqués par Mash et Brown était limitée par la masse volumique obtenue (85 à 92 %) et par leur morphologie lamellaire. Le procédé recommandé pour la préparation de composants de superalliage présentant les propriétés particulières de cette invention est décrit en détail dans le brevet des E.U.A. no 3 839 618 intitulé "Method and Apparatus for Effecting High Energy Dynamic Coating of Substrates" ("Procédé et appareil pour réaliser le revêtement dynamique à haute énergie de substrats). C'est véritablement au cours de l'utilisation du procé- dé à basse pression/vitesse élevée de ce brevet pour la produc- tion de revêtements de superalliage que l'on a fait la décou- verte clé à la base de cette invention. En examinant et en étudiant des revêtements obtenus en utilisant de cette manière des superalliages à base de nickel, on a observé leur micro- structure inhabituelle et les propriétés physiques qui lui étaient associées et qui pouvaient lui être attribuées. Sachant cela, on a fabriqué des éprouvettes par ce procédé de pulvéri- sation au plasma et on a confirmé par des essais comparatifs avec des éprouvettes fondues et coulées de manière classique l'idée générale de l'invention selon laquelle on peut obtenir facilement les propriétés physiques supérieures des revête- ments de superalliage coulés par plasma)en masse, c'est-à- dire dans des éléments entièrement constitués de superalliage coulé par plasma. On a eu raison de croire en se basant sur les découvertes précédentes, que l'on pouvait couler par plasma de cette ma- nière, des superalliages en général, aussi bien que d'autres alliages réfractaires ou résistant thermiquement et des allia- ges présentant une résistance à la traction élevée dans des gammes de températures très inférieures aux températures maxi- mum de fonctionnement des moteurs à turbine à gaz, pour pro- duire des pièces de turbines à gaz et d'autres composants tour- nants, comme des volants, soumis à des charges de traction élevées et à des charges de fatigue élevées. Poar donner un exemple de conditions classiques de fonctionnement, les disques tournants des turbines à gaz sont couramment soumis à des char- ges de traction pouvant aller jusqu'à 117 daN/mm2 entre 538 et 6480C et à des charges de fatigue pouvant aller jusqu'à 82,68 daN/mm2 entre 3990C et 6480C. De la même manière les diffuseurs et les aubes non tournantes sont couramment soumises dans ces moteurs à des charges de fluage aux températures de fonctionnement du moteur et doivent également résister à la fissuration par fatigue thermique dans des conditions de varia- tions de températuroede la température ambiante aux températures de fonctionnement du moteur. D'après ce qui précède et, en particulier, d'après les découvertes indiquées plus haut, cette invention concerne, en bref, une pièce ou composant coulé par pulvérisation au plasma constitué par un alliage choisi dans le groupe constitué par un superalliage à base de nickel, un superalliage à base de cobalt et un superalliage à base de fer qui à l'état coulé par pulvérisation au plasma contient classiquement moins d'environ 1000 parties par million d'oxygène, présente une masse volumique supérieure à environ 97 % de la masse volumique, une taille de grain d'environ 0,2 à environ 0,5 micromètre, et une micro- structure chimiquement homogène, pratiquement dépourvue de microségrégation. Sous sa forme traitée thermiquement, cette pièce ou composant présente une masse volumique supérieure à environ 98 % de la masse volumique théorique et une microségrégation encore moindre à cause de l'homogénéisation se produisant pendant le traitement thermique. Le composant traité thermiquement pré- sentera généralement une taille de grains supérieure à celle de la pièce à l'état coulé par pulvérisation au plasma, et cette taille de grains sera fonction du type d'alliage et de la du- rée et de la température du traitement thermique, mais dans les superalliages renforcés par précipitation d'une ou de plu- sieurs phases, la taille de grain à l'état traité thermiquement pourra être comprise entre environ 0,5 micromètre et environ ,0 micromètres. On peut produire ce composant ou cette pièce, que ce soit un volant, une pale destinée à un moteur à turbine à gaz ou un disque pour la fixation de la pale à la roue de la turbine ou un autre composant des parties chaudes, par le pro- cédé de coulée par plasma à basse pression/vitesse élevée sous la forme d'un élément plein au moyen d'un mandrin sur lequel on dépose le superalliage et que l'on dissout et retire sélec- tivement pour obtenir un produit coulé creux. En variante, on peut utiliser un mandrin plus compliqué, pour obtenir après dissolution de celui-ci un élément coulé par pulvérisation au plasma, autoportant, stable par lui-même, présentant plusieurs régions creuses. De plus, le mandrin peut être segmenté de manière à former une première partie de l'élément final par coulée par pulvérisation au plasma d'un premier superalliage sur une partie du mandrin que l'on assemble ensuite avec les parties restantes du mandrin et à compléter l'élément par cou- lée par pulvérisation au plasma d'un second superalliage sur le mandrin assemblé comprenant la première partie. La suite de la description se réfère aux figures annexées qui représentent respectivement: Fig. 1, une vue en élévation d'une pale que l'on peut produire par coulée par pulvérisation au plasma d'un superalliage à base de nickel à basse pression/vitesse élevée; l'élément étant de structure pleine, entièrement constituée de superalliage à base de nickel; Fig. 2, une vue en coupe partielle semblable à celle de la Fig. 1, d'une autre pale qui est creuse, et que l'on a produite sur un mandrin de cuivre que l'on a ensuite retiré par dissolu- tion chimique sélective; Fig. 3, une vue en coupe droite transversale de la pale de la Fig. 2, faite suivant la ligne 3-3 montrant les passages internes résultant du retrait des éléments de cuivre du mandrin sur lequel on a formé la pale par coulée par pulvérisation au plasma; Fig. 4, une vue en perspective du mandrin de cuivre sur lequel on a coulé par pulvérisation au plasma la pale des Fig. 2 et 3; igi 5, une vue schématique en perspective d'un disque de tur- bine à gaz simulé produit par le procédé de coulée par pulvéri- sation au plasma à basse pression/vitesse élevée; Fig. 6, une vue en perspective d'un volant produit par le pro- cédé de coulée par pulvérisation au plasma à basse pression/ vitesse élevée; Fiq. 7, un graphique représentant la limite d'élasticité conventionneJie à 0,2 % en fonction de la température à laquelle on effectue l'essai pour l'élément d'alliage IN 738 coulé par pulvérisation au plasma comme on l'a décrit dans l'exemple 1 Fig. 8, un graphique représentant l'allongement à la rupture en fonction de la température à laquelle on effectue l'essai pour l'élément d'alliage IN 738, coulé par pulvérisation au plasma comme on l'a décrit dans l'exemple 1; Fig. 9, une représentation schématique de l'éprouvette de fatigue thermique en forme de double-coin; Fig. 10, une micrographie faite au microscope électronique à transmission à un grossissement de X 40.000 d'une éprouvette constituée par une feuille mince de René 80 à l'état coulé par pulvérisation au plasma; et Fîg. 11, une micrographie faite au microscope électronique à transmission à un grossissement X 20.000 fois d'une éprouvette constituée par une feuille mince de René 80 coulée par pulvéri- sation au plasma après un traitement thermique de 2 heures à 1.2000C. La pale de moteur de turbine à gaz de la Fig. 1 est représentative du type de pièce manufacturée que l'on peut produire par coulée par pulvérisation au plasma. La pale 10 est de forme et de taille générale classiques et comprend une plate- forme 11 et un pied 12 permettant de la fixer de la manière habituelle à un disque de turbine à gaz comme le disque simulé de la fig. 5 et de l'exemple II ci-dessous. La pale 10 et le disque 50 diffèrent toutefois beaucoup de leurs analogues de l'art antérieur en ce qui concerne leurs propriétés physiques et donc leurs performances au cours du fonctionnement normal du moteur même s'ils sont faits de la même composition d'al- liage que les composants analogues de l'art antérieur. Cette différence importante et fondamentale résulte de la manière différente dont on fabrique ces nouvelles pièces. Donc, au lieu de fondre et de couler la pale 10 et le disque de la manière habituelle ou de les couler par pulvérisation par plas- ma d'arc de la manière décrite par Mash et Brown, que l'on a cités précédemment, on peut les former en libérant le super- alliage juste au-dessus de sa température de fusion sous la forme de fines particules à vitesse élevée dans un courant de plasma sur un substrat dans une chambre à basse pression et atmosphère neutre. Plus particulièrement, pour la fabrication d'une pale comme la pale 10 et du disque 50,-la taille des particules est de moins de 38 micromètres (c'est- à-dire que pratiquement toutes les particules présentent un diamètre inférieur à environ 38 micromètres) et la chambre renferme une atmosphère d'argon sous 39,9. 10 5 à 79,8. 10-5 daN/mm2. Tel qu'on l'utilise ici, le terme de "'moteur à turbine à gaz" recouvre des turbines à gaz utilisées pour la production d'énergie électrique aussi bien que des moteurs à réaction utilisés pour la propulsion d'avions. On a produit la pale creuse 20 des fig. 2 et 3 de manière similaire à celle décrite plus haut et dans l'exemple 4 en utilisant un procédé de coulée par pulvérisation au plasma à basse pression/vitesse élevée en obtenant d'une manière géné- rale la même microstructure et les mêmes propriétés physiques nouvelles importantes qui en résultent et que lion a décrites dans le résumé. La différence de structure importante des pales 10 et 20 provient de l'utilisation du mandrin sélective- ment soluble 40 de la fig. 4 qui permet d'obtenir les espace- ments intérieurs nécessaires à la production des parois 21 qui divisent l'intérieur de la pale en compartiments ou passages séparés 22 et 23 pour l'écoulement du fluide de refroidissement. On fabrique le volant 60 représenté en perspective fig. 6 par le même procédé de coulée par pulvérisation au plasma à basse pression/vitesse élevée décrit précédemment et on peut avantageusement utiliser à cet effet n'importe lequel des superalliages à base de nickel, à base de cobalt ou à base de fer qui sous cette forme coulée répondent aux exigences concernant les charges de traction et les charges de fatigue pour une utilisation prolongée dans ce type d'application. Comme l'homme de l'art l'admettra, on pourra fabriquer ces volants coulés en plusieurs parties convenablement fixées les 249 1365 unes aux autres ou sous la forme d'une pièce unique coulée par pulvérisation au plasma. L'homme de l'art comprendra mieux cette invention à la lecture des exemples suivants de sa mise en pratique. Ils concernent des essais permettant d'obtenir des résultats compa- ratifs des propriétés physiques importantes des produits de l'invention et de celles des produits du type fondu et coulé de l'art antérieur. Les données recueillies au cours des exemples indiqués ci-dessous sont exprimées conformément à l'usage courant. Ainsi, dans les tableaux I, II et III, CLR représente la charge limite de rupture en daN/mm2 et LE représente la limite d'élasticité conventionnelle à 0,2 % exprimée dans les mêmes unités. De la même manière, ACM représente l'allongement pour la charge maxi- mum, Arupture représente l'allongement à la rupture et S repré- sente la striction, ces trois derniers paramètres étant exprimés en termes de pourcentages. _EXEMPLE 1 On a formé une plaque de superalliage à base de Ni IN 738 d'environ 6,35 cm de largeur par 15,24 cm de longueur et 0,635 cm d'épaisseur par coulée par pulvérisation au plasma en utilisant le procédé à basse pression/vitesse élevée décrit plus haut. Le substrat était constitué par une plaque d'acier que l'on avait polie avec du papier abrasif au carbure de silicium de 0,0423 mm. On a mis en oeuvre la liaison au substrat (mandrin) et le réglage de la masse volumique de l'alliage IN 738 et de la microstructure en préchauffant le substrat à environ 9000C. La pression de la chambre de dépôt était comprise entre 40. 10 5 et 80. 10 5 daN/mm2, la puissance du pistolet à plasma était de 68 kilowatts et la durée du dépôt de 4 minutes et 30 secon- des. On a laissé refroidir le mandrin revêtu dans la chambre de dépôt, puis on a séparé l'élément d'IN 738 de la plaque d'acier en tapant autour des bords de la plaque à l'aide d'un marteau. On a usiné des éprouvettes présentant les dimensions globales suivantes: 0,16 cm d'épaisseur, 1,016 cm de largeur et 2,54 cm de longueur dans la plaque de superalliage IN 738. On a mesuré la section,qui était de 0,635 cm par 0,203 cm de large. On a reporté les résultats d'essais obtenus dans le tableau 1 ci-dessous ainsi que les résultats classiques obtenus pour des éprouvettes de même forme et taille d'alliage IN 738 fondu et coulé de manière classique. Les éprouvettes fondues et coulées de manière classi- que avaient reçu un traitement thermique classiquement utilisé commercialement, c'est-à-dire un chauffage de 2 heures à 11200C suivi d'une trempe dans l'argon, puis un chauffage de 2 heures à 8450C suivi d'une trempe dans l'argon avant d'être soumises aux essais. C'est l'état dans lequel on utilise classiquement les pièces de IN 738 dans les turbines à gaz actuelles. On a soumis les éprouvettes coulées par pulvérisation au plasma à un traitement thermique commercial simulé qui consistait à les chauffer 2 heures à 11500C. On a représenté graphiquement les résultats concernant la limite d'élasticité conventionnelle à 0g2 % et l'allongement à la rupture du tableau I, dans les fig. 7 et 8, respectivement. Si on se reporte à la fig. 7, on peut obser- ver que les éléments coulés par pulvérisation au plasma sont beaucoup plus résistants que les éléments fondus et coulés de manière classique dans la même composition de superalliage IN 738, au dessous d'environ 7350C, comme le montre leur limite élastique (fig. 7). On obtient un comportement similaire pour la charge limite à la rupture. Entre environ 790 C et 9000C, la limite élastique des éléments coulés par pulvérisation au plasma est inférieured'environ 4 daN/mm2 à celle des éléments obtenus en utilisant les procédés classiques de fusion et de coulée. Si on se reporte à la fig. 8, on peut encore noter que la coulée par pulvérisation au plasma produit des éléments qui sont plus ductiles que les éléments de même composition fondus et coulés de manière classique jusqu'à environ 7000C. Aux envi- rons de 1090 C, l'élément de superalliage de cet exemple est parfaitement superplastique, probablement en raison de sa taille de grain ultra-fine inhérente. On a traité thermiquement plu- sieurs éprouvettes à 125O0C pour provoquer la croissance des grains dans le but de vérifier que le comportement super- plastique était da à la taille de grains ultra-fine. On a soumis à des essais deux des éprouvettes traitées thermiquement, l'une à température ambiante et l'autre à 10000C. Après un traitement thermique à 12600C, l'allongement à la rupture est tombé à 12 % pour l'éprouvette traitée à 1000O C, ce qui confirmait que le comportement superplastique était dû à la taille de grains ultra-fine inhérente à l'élément coulé par plasma. Pour l'é- prouvette traitée thermiquement à 1260 C, la limite élastique à température ambiante a augmenté de 18 daN/mm2 pour atteindre 121 daN/mm2 et de 7 daN/mm2 pour atteindre 17 daN/mm2 pour l'éprouvette soumise à l'essai à 10000 C. TABLEAU 1 EXEMPLE II On simulé 50 de au plasma en a fabriqué le disque la fig. 5 en René 80 utilisant le procédé de moteur de turbine à gaz par coulée par pulvérisation à basse pression/vitesse élevée décrit plus haut. Le substrat 51 était un tube d'acier de 4,2 cm de diamètre et on a déposé le superalliage sur ce substrat pour former une structure de section droite annulaire perpendiculaire à sa longueur ou à sa dimension axiale. On a fait varier le dépôt sur la longueur du disque pour former un élément de section droite parabolique dans la direction axiale ou longitudinale. Le disque présentait un diamètre nominal d'en- viron 10 cm. Comme dans l'exemple 1, on a préparé le substrat en le soumettant à un nettoyage de surface, à un nettoyage par Température IN 738 coulé par pulvérisa- IN 738 fondu et coulé d'essai tion au plasma C L E à CL R Arup- 0,2%LE CLR Arup- 0,2 % 'dNn2ture 0,NX62 % (daN/nm2))( %) (daN/m2) (daN/mn2) ture (daN/ram2) ( %) 103,35 141,25 14 90,26 107,48 6,1 500 102,66 137,8 12 81,30 97,84 6,6 600 96,46 139,18 14 80,61 97,84 7,0 700 106,11 124,02 8,2 79,24 87,84 7,6 800 70,28 73,72 1,4 73,72 89,57 8,8 900 40,72 43,61 3,9 44,79 60,63 10,5 1000 10,06 15,16 37 24,80 32,38 11,4 1100 1,79 2,82 300 - - 10,0 249 1365 sablage et à un préchauffage à environ 9000C. Pendant toute l'opération, comme dans l'exemple 1, la pression de la chambre de dépôt était comprise entre 40. 10O5 et 80. 10-5 daN/mm2 (argon) et la puissance du pistolet à plasma était de 68 kilo- watts. Après refroidissement dans la chambre de dépôt, on a retiré l'élément torique de René 80 du tube d'acier 51 et après usinage à la forme représentée fig. 5, on a découpé des lingots dans le disque 50, représentés par les trous 52 aménagés dans l'élément pour former des barreaux éprouvettes pour les essais mécaniques. On a traité thermiquement ces éprouvettes d'essai de forme et de taille classiques, 2 heures à 11450C, puis 2 heures à 8700C, puis en les a soumis aux essais classi- ques et on a obtenu les résultats indiqués dans le tableau Il. On a également reporte dans le tableau Il les résultats compa- ratifs obtenus pour le superalliage René 80 fondu et coulé à la suite d'un traitement thermique classique dans le commerce, à 5 étapes. Comme on peut le constater d'après le tableau II, les propriétés physiques de l'élément de René 80 coulé par pulvérisation au plasma sont supérieures à celles du super- alliage René 80 fondu et coulé de manière classique, comme on l'avait observé de la même manière pour l'alliage IN 738 dans l'exemple 1. TABLEAU II lo N taN 0% tn Température René 80 coulé par pulvérisation de plasma René 80 fondu et coulé d'essai o L E àa 0,2% C L R Arupture S L E a 0,2% C L R Arupture S C (daN/mn2) (daN/rnm2) rup (%) (daN/nm2) (daN/mn2) rupture % 121,95 162,60 12 12 15 85,44 102,66 5,2 7 600 106,80 140,56 13 15 17 72,35 102,66 7,5 11 750 98,53 101,97 1 8 12 71,66 100,59 9 12 900 28,39 34,24 2 16 18 45,47 62,70 13 16 EXEMPLE III Dans une autre expérience visant à mesurer la résis- tance à la fatigue thermique des produits de cette invention, on a coulé par pulvérisation de plasma l'alliage à base de nickel René 80 sur un substrat de René 80. On a coulé en co- quille une composition nominale de René 80 fondue dans des mou- les de cuivre plats pour obtenir deux plaques de 0,635 cm par 3,81 cm par 10,16 cm. On a nettoyé par sablage une surface d'un bord mesurant de 0, 635 cm par 10,16 cm de chacune des plaques et on l'a dégraissée.Puis on a déposé une structure coulée par pulvérisation au plasma sur le bord préparé en employant le procédé à basse pression/vitesse élevée de l'exemple 1, en uti- lisant une poudre de moins de 38 micromètres de la composition nominale de René 80. Le dépôt résultant présentait une épaisseur d'environ 0,381 cm. On a usiné des éprouvettes de fatigue ther- mique en forme de double coins 70 dans les plaques de façon à ce qu'un coin 71 soit dans-la structure coulée et l'autre coin 72 soit dans la structure coulée par pulvérisation au plasma pour les derniers 0,203 cm comme on l'a représenté Fig. 9. On a soumis les éprouvettes 70 à des essais en les suspendant alter- nativement par le trou 73 pendant 4 minutes dans un lit fluidisé maintenu s 9750C et pendant 2 minutes dans un lit à 240C. On a examiné les éprouvettes après 10, 30, 100, 300, 600 et 1000 cycles de ce type. On n'a pas observé de fissures dans le coin 72 appartenant à la structure coulée par pulvérisation au plasma au bout de 1000 cycles, alors qu'on a observé des fissures dans le coin 71 appartenant à la structure coulée de manière classi- que au bout de 10 cycles. Les fissures avaient atteint une largeur de plus de 1 mm au bout de 30 cycles pour le coin 71 appartenant à la structure coulée et de 5,71 mm au bout de 1000 cycles. EXEMPLE IV On a fabriqué une pale identique à celle des fig. 2 et 3, excepté qu'elle ne comportait pas de pied 12, par le pro- cédé de coulée par pulvérisation au plasma décrit plus haut, en utilisant le mandrin 40 de la fig. 4. Les conditions à l'intè- rieur de la chambre de dépôt étaient celles de l'exemple 1. Dans la première étape du procédé, on a coulé par pulvérisation au plasma de l'IN 738 sur les segments 41 et 42 du mandrin de cuivre sur une épaisseur d'environ 0,381 mm. On a ensuite assem- blé les segments de mandrin 41 et 42 avec le reste des segments de mandrin pour former le mandrin 40 représenté fig. 4. On a rempli les trous 53 aménagés dans le segment de mandrin 44 avec des fils d'une composition Ni-chrome. Dans la seconde étape du procédé, on a coulé par pulvé- risation au plasma de 0,381 à 0,762 mm de René 80 sur le mandrin de cuivre 40 de la fig. 4 et sur les parois 21 de IN 738 coulées précédemment par pulvérisation au plasma pour former une struc- ture du type composite dans des régions comme la région 24. Après refroidissement dans la chambre de dépôt, on a immergé l'ensemble constituant la pale dans une solution aqueuse d'acide nitrique pour dissoudre et éliminer les composants du mandrin en cuivre, et obtenir la pale coulée 20 qui mesurait environ ,08 cm de haut (telle qu'on l'a représentée fig. 2) et environ 3,81 cm du bord d'attaque au bord de fuite. Si on se reporte à la fig. 3, on peut noter que les segments de parois intérieurs 21 sont en superalliage IN 738 et qu'ils sont liés structurale- ment dans la pale 20 par l'enveloppe externe 25 de René 80. La surface périphérique externe 26 de l'enveloppe 25 de René 80 donne la forme de la pale 20. La surface périphérique interne 27 enferme les passages 22 et 23 et suit sur au moins une partie de sa périphérie les parois 21 d'IN 738 coulées par pulvérisation au plasma qu'elle lie structuralement. Les fils que l'on avait antérieurement placés dans les trous 43 font maintenant partie intégrante de là pale, constituant les éléments 45 et servent à agiter le milieu de refroidissement lorsqu'il s'écoule à l'in- térieur des régions creuses 23 de la partie postérieure de la pale 20. La pale 20 présente des parois composées d'environ 0,381 mm à 0,762 mm de René 80 et qui peuvent atteindre jusqu'à 1,143 mm, dont 0,381 mm de superalliage IN 738. EXEMPLE V On a fabriqué un élément ou manchon en forme de tuyau à paroi mince en René 80 en utilisant le procédé de coulée par pulvérisation au plasma et les paramètres de l'exemple 1 ci- 1 6 dessus On a coulë par pulvérisation aI plasma le superalliage René 80 sur une épaisseur de 0@5 8 ml Sur un tuyau d'acier pré- sentant un diamètre intrieur de 10,15 cm et une largeur de ,48 cm. On n'avait pas pu fabriquer l'élément en forme de tuyau à paroi mince de cAi ensemble par des techniques de coulé classiques autour d'un noyau central sans avoir une grande pro- babilité d'obtention d'un produit gravement fissuré. D'autres techniques classiques comme la coulée en surépaisseur d'un élé- ment à paroi épaisse suivie de l'usinage aux dimensions voulues sont coûteuseZ. Dans tous les cas, toutefois, aucune technique classique ne permet d'obtenir le manchon à paroi mince de cet exemple avec ses propriétés particulières et, par exemple, une taille de grain de l'ordre d'environ 0,2 micromêtre à environ 0,5 micromètre et une microstructure chimiquement homogène, pratiquement dépourvue de microségrégation. *EXEMPLE VI On a répété le procédé de l'exemple 1 en coulant par pulvérisation au plasma un élément en forme de plaque en super- alliage à base de cobalt (Co - 29 Cr - 6 Al - 1 Y) utilisé norm- lement pour le revêtement de pales de turbines à gaz en super- alliages à base de nickel. La taille de grains de l'élément en superalliage à base de cobalt à l'état coulé par pulvérisation au plasma, mesurée par microscopie électronique à transmission, était comprise entre environ 0,1 et environ 0,3 micromètre. EXEMPLE VII On a répété à nouveau le procédé de l'exemple I en coulant par pulvérisation au plasma un élément en forme de plaque en superalliage à base de fer (19,5 Cr - 9,5 Al - le reste étant du Fe). La taille de grains de l'élément en super- alliage à base de fer à l'état coulé par pulvérisation au plasma mesurée par microscopie électronique à transmission était comprise entre environ 0,15 et environ O025 micromètre. On a présenté les propriétés mécaniques à température mabiante, à 600 C et à 7500C dans le tableau III ci-dessous et on les a comparées à celles d'un superalliage à base de fer MA 956 (20 Cr - 4,5 Al - O5 Ti 0;5 Y - le reste Étant du Fe) du commerce fondu et coule, Bien que le superalliage coulé par 249 1365 1 7 pulvérisation au plasma a présenté des valeurs de résistance inférieures à celles de l'alliage classique, il soutient la comparaison avec le MA 956 et leur classement n'est pas inat- tendu puisque le superalliage MA 956 contient en plus les éléments renforçateurs qui sont le titane et l'yttrium. TABLEAU III Les éléments coulés par pulvérisation au plasma des exemples I à IV et VI et VII présentaient tous essentiellement les mêmes propriétés de microstructure, c'est-à-dire qu'à l'état coulé par pulvérisation au plasma la taille des grains était classiquement comprise entre environ 0, 2 et environ 0,5 micromètre et que les structures étaient chimiquement homogènes et pratique- ment dépourvues de microségrégations. Bien qu'on ne l'ait pas examiné, on peut s'attendre à ce que la microstructure du man- chon de René 80 à paroi mince de l'exemple V soit identique aux microstructures des éléments des autres exemples. La microstructure du René 80 de la fig. 10, coulé par pulvérisation au plasma sous la forme d'une plaque conformément au procédé de l'exemple 1, est une microstructure classique de superalliage à l'état coulé par pulvérisation au plasma. La fig. qui est une micrographie au microscope électronique par trans- mission d'une éprouvette en feuille mince grossie 40.000 fois révèle la taille de grain ultra-fine comprise entre environ 0,2 et environ 0,5 micromètre. La fig. 10 montre également que les joints de grains et l'intérieur des grains sont pratiquement dépourvus de précipités et ne présentent pratiquement pas de ségrégation, c'est- à-dire qu'ils sont chimiquement homogènes et pratiquement dépourvus Tessraturi Alliage à base de Fe coulé par MA 956 essai pulvérisation au plasma coulé et fondu o C LE à 0,2% CIR Acm A rupture S CLR Allonge- m2 2'mn (daN/m (daN/mm (%) ( %) %) (daN/mn2) (%) 42,03 51,68 12 14 16 71,66 13 600 17,23 19,98 5 23 22 - - 750 7,58 8,96 3 21 15 - - 870 - - - - - 12,40 8 de microségrégation. On peut occasionnellement, observer une par- ticule non fondue, due à des pulvérisations survenues dans l'appa- reil de pulvérisation ou dans la poudre, dans la microstructure des éléments en superalliage à l'état coulé par pulvérisation de plasma de cette invention. Ces particules ne subsistent pas après un traitement thermique, par exemple de 2 heures à 11500C. Il est nécessaire d'utiliser un microscope électronique au lieu d'un microscope optique classique pour examiner les éléments à l'état coulé par pulvérisation au plasma en raison de la taille de grains extrêmement fine qui est inférieure au pouvoir de résolution du microscope optique. Les résultats de fluorescence X avec microsonde électro- nique du tableau IV ci-dessous établissent l'homogénéeité chimique et l'absence de microségrégation du superalliage René 80 à l'état coulé par pulvérisation au plasma. Dans le tableau IV on compare le superalliage René 80 coulé par pulvérisation au plasma au super- alliage René 80 fondu et coulé de manière classique qui présentait une taille de grains moyenne d'environ 1525 micromètres. On a obte- nu les résultats du tableau IV en faisant balayer les éprouvettes par un faisceau de 1 à 3 micromètres de diamètre sur des zones de micromètres pour l'éprouvette fondue et coulée de manière clas- siciue et sur des zones de 1 micromètre pour l'éprouvette coulée par pulvérisation au plasma. Dans les deux cas,le faisceau inter- rogeait à la fois les grains et les joints de grains et c'était nécessairement ainsi pour l'éprouvette coulée par pulvérisation au plasma puisque le diamètre du faisceau était égal à environ 4 fois le diamètre des grains. Le cobalt est un élément qui ne donne essentiellement pas lieu à une ségrégation dans le nickel, et on peut donc utiliser la variation de la concentration en cobalt comme indication au degré de dispersion dans les résultats. Pour l'éprouvette coulée par pul- vérisation au plasma, la variation, c'est-à-dire la microségréga- tion ou inhomogénéité chimique,dans Ti, Al et Cr est supérieure d'environ 2 à 3 % à la dispersion normale. Pour le superalliage René 80 fondu et coulé de manière classique, la variation dans Cr et Al est supérieure d'environ 11 % à la dispersion normale alors que la variation dans Ti est supérieure d'environ 70 % à la dispersion normale. Donc, d'après les résultats du tableau IV, il n'y a pratiquement pas de microségrégation ou d'inhomogénéité chi- mique dans le matériau à l'état coulé par pulvérisation au plasma si on le compare au matériau fondu et coulé de manière classique. TABLEAU IV do N U4 0% uw Superalliage René 80 Superalliage René 80 fondu et coulé de manière classique coulé par pulvérisation au plasma ELEMENT Ti AI Cr Co Ti Al Cr C o Gamme de concentra- 3,51-9,33 2,26-3,26 9,73-14,6 8,32-9,9 4, 83-5,73 2,48-2,81 11,42-12,85 7,74-8,42 tions (% en pds) MDyenne (% en pds) 5,1 2,7 12,37 9,13 5,31 2,62 11,86 8,11 Ecart par rapport - 80 - 20 + 20 + 9 + 8 + 7 à+ 8 + + oye-8 -5 à la moyenne (%) __ __ _ __ __ _ __ __ __ _ __ __ _ _ _ __ __ _ __ __ _ __ _ __ __ _ __ _ _ __ _ __ _ _ i_,, ,. La fig. 11 est une micrographie an microscope élec- tronique à transmission grossie 20O000 fois d'une éprouvette en feuille mince, qui montre la microstrnacture d'un super- alliage René 80 a l'état coule par pnlivrisation au plasma, comme dans la fig. 10, à la suite d"un traitement thermique à 1200 C. La croissance des grains leur a permis d'atteindre une taille moyenne d'environ 5 micromètres,qui reste cependan: petite si on la compare à celle du superalliage René 80 fondu et coulé de manière classique. Des précipités de phase gamma- prime sont visibles à l'intérieur des grains. Un traitement thermique à des températures plus basses, et par exemple le traitement thermique de deux heures à 11503C indiqué plus haut dans l'exemple 1, a conduit à une croissance des grains enco2= moins importante, c'est-à-dire que la taille des grains obtenue était de l'ordre d'environ 2,0 à environ 3,0 micromètres et -a microségrégation théoriquement encore moins importante à cause de l'effet d'homogénéisation du traitement thermique à tempéra- ture élevée. La stabilité du superalliage René 80 envers la croissance des grains à température élevée était à prévoir puisque ce superalliage est renforcé par la précipitation de la phase gamma-prime. On peut lui comparer le comportement de l'alliage à base de nickel IN-617 non renforcé par une phase gamma-prime. Lorsqu'on les avait coulé par pulvérisation au plasma conformément ?5 au procédé.de l'exemple I, les éléments d'alliage IN 617 pré- sentaient la même taille de grains ultra-fine (0,2 à 0,5 micro- mètre de diamètre) que les éléments d'autres superalliages formés par coulée par pulvérisation au plasma. Les propriétés de l'alliage IN 617 coulé par pulvérisation au plasma, obtenus au cours de l'essai de traction à température ambiante étaienc très supérieures à celles de l'alliage IN 617, fondu et coule de manière classique, avec par exemple une CLR de 98 au lieu ae 76,5 daN/mm2 et un A up de 54 au lieu de 34 %. Toutefois rupture les éprouvettes de IN 617 à l'état coulé de manière classique et à l'état coulé par pulvérisation au plasma présentaient des propriétés presque identiques lorsqu'on procédait aux essais de traction à 9001C. On peut attribuer ce comportement presque identique à-la croissance des grains se produisant pendant les essais. Un traitement thermique à 1250'C a provoqué une croissance considérable des grains de l'alliage IN 617 coulé par pulvérisation au plasma et à la suite du traitement thermique les propriétés de l'alliage IN 617 coulé par pulvérisation de plasma au cours de l'essai de traction étaient à peu près iden- tiques à celles de l'alliage IN 617 fondu et coulé de manière classique, que l'on procède aux essais à température ambiante ou à 9000C. Avant le traitement thermique, les éléments de cette invention coulés par pulvérisation au plasma présentaient tous à peu près la même masse volumique élevée comprise entre environ 97 % et presque 100 % de la masse volumique théorique. Les élé- ments de l'art antérieur, coulés par pulvérisation, présentent, d'une manière caractéristique, des trous, des pores ou des vides entre les particules coulées par pulvérisation répartis de manière uniforme ou statistique, ou les deux, dans tout l'élé- ment. Ces trous ou vides, lorsqu'ils existent, empêchent les éléments d'être denses à 100 %. Après traitement thermique, et par exemple après le traitement thermique de 2 heures à 11500C de l'exemple I, les éléments de cette invention coulés par pulvérisation au plasma étaient plus denses de 1 pour cent ou plus, leur masse volunique minimumétant supérieure à environ 98 % de la masse volumique théorique. Le traitement thermique ne changeait pas la teneur en oxygène de ces éprouvettes, mais pour une teneur de moins d'environ 1000 parties par million, l'oxygène n'intervient pas de manière importante dans les propriétés de résistance des pièces coulées au plasma de cette invention, bien qu'il puisse agir sur les propriétés de ductilité. De plus, comme on peut le penser d'après les proprié- tés mécaniques des éléments de cette invention coulés par ' pulvérisation au plasma, les composants tournants de machines de cette invention coulés par pulvérisation au plasma sont capables d'assumer un fonctionnement de longue durée comme pièces de rotor et de stator de moteurs à turbine à gaz, parmi lesquelles on peut citer des pales qui sont couramment soumises à des contraintes sur le rayon primitif (ligne médiane) d'environ 17,23 daN/mm2 entre 816 et 9820C, en particulier dans les moteurs d'avions. En fait, on peut s'attendre en se basant sur notre expérience et sur les données indiquées précédemment à ce que les aubes mobiles et fines et les tuyères ou les pièces de transition et les disques de cette invention présentent une durée de fonctionnement beaucoup plus importante dans les mo- teurs à turbine à gaz que leurs analogues fabriqués conformé- ment aux pratiques et techniques de l'art antérieur. D'après tout ce qui précède, on voit également que la déformation mécanique des pièces de cette invention coulées par pulvérisation au plasma, n'est pas nécessaire pour produire des composants comme les composants de moteurs à turbine à gaz puisque l'on peut couler des pales creuses comme celles des fig. 2 et 3, par exemplev qui présentent des parois extérieures et intérieures aussi minces qu'on le souhaite et les propriétés physiques et de microstructure supérieures caractéristiques des produits de cette invention, comme on l'a indiqué précédemment. Cette invention s'applique donc particulièrement bien à des pièces de section relativement petite et mince, mais elle s'ap- plique aussi avantageusement à des pièces de section plus im- portante, plus lourdes car elle supprime le recours nécessaire à une déformation mécanique et, par exemple, au forgeage, des pièces coulées. Dans cette demande, on a mesure la taille des grains sur des micrographies au microscope électronique à transmission, comme celles des fig. 10 et 11, en utilisant la méthode dite du segment d'interception dans lequel on exprime la taille des grains en terme de "diamètre" des grains même si les grains présentent classiquement l'aspect équiaxe de ceux des fig. 10 et 11 lorsqu'on les regarde parallèlement au plan de dépôt. REVENDICATIONS 1. Pièce manufacturée coulée par pulvérisation au plasma d'un superalliage choisi dans le groupe constitué par les superalliages à base de nickel, les superalliages à base de cobalt et les superalliages à base de fer, caractérisée en ce que le superalliage à l'état coulé par pulvérisation au plas- ma contient moins d'environ 1000 parties par million d'oxygène et présente une masse volumique supérieure à environ 97 % de la masse volumique théorique, une taille de grains comprise entre environ 0,2 micromètre et environ 0,5 micromètre, et une micro- structure chimiquement homogène pratiquement dépourvue de micro- ségrégation. 2. Pièce manufacturée coulée par pulvérisation au plasma d'un superalliage choisi dans le groupe-constitué par les superalliages à base de nickel, les superalliages à base de cobalt et les superalliages à base de fer, caractériseeen ce que ce superalliage contient moins d'environ 1000 parties par million d'oxygène, et présente une masse volumique supérieure à-environ 98 % de la masse théorique, une taille de grain comprise entre environ 0,5 micromètre et environ 5,0 micromètre, et une micro- structure chimiquement homogène pratiquement dépourvue de micro- ségrégation. 3. Composant tournant de machine coulé par pulvérisa- tion au plasma d'un superalliage choisi dans le groupe constitué par les superalliages à base de nickel, les superalliages à base de cobalt et les superalliages à base de fer, caractérise en ce que le superalliage à l'état coulé par pulvérisation au plasma contient moins d'environ 1000 parties par million d'oxygène, et présente une masse volumique supérieure à environ 97 % de la masse théorique, une taille de grains comprise entre environ 0,2 micromètres et environ 0,5 micromètre et une microstructure chimiquement homogène pratiquement dépourvue de microségrégation. 4. Composant tournant de machine coulé par pulvérisa- tion au plasma, d'un superalliage choisi dans le groupe consti- tué par les superalliages à base de nickel, les superalliages à base de cobalt et les superalliages à base de fer, caractérisé en ce que ce superalliage contient moins d'environ 1000 parties par million d'oxygène et présente une masse volumique supé- rieure à environ 98 % de la masse volumique théorique, une tailla de grains comprise entre environ 0,5 micromètre et environ 5,0 micromètres, et une microstructure chimiquement homogène pra- tiquement dépourvue de microségrégation. 5. Composant tournant de machine selon la revendica- tion 3 ou 4, caractérisé en ce qu'il s'agit d'un composant de rotor de turbine à gaz ou d'un composant de stator de tur- bine à gaz, ou d'un volant 6. Composant tournant de machine selon la revendica- tion 5, caractérisé en ce qu'il s'agit d'une pale en superalliage à base de nickel ou d'un disque de moteur à turbine à gaz. 7. Composant de stator de la revendication 5, carac- térisé en ce qu'il s'agit d'une aube fixe. 8. Pale selon la revendication 6, caractérisée en ce qu'elle est de structure creuse, présentant au moins un passage à travers lequel s'écoule le réfrigérant, en fonctionnement. 9. Pièce composite manufacturée coulée par pulvérisa- tion au plasma d'au moins un premier et un second superalliage choisi dans le groupe constitué par les superalliages à base de nickel, les superalliages à base de cobalt, les superalliages à base de fer, caractérisé en ce que le premier superalliage présente une composition différente de celle du second super- alliage, en ce que la pièce composite est constituée par une première couche du premier superalliage superposée et contiauë à une seconde couche du second superalliage, et en ce que le pre- mier et le second superalliages à l'état coulé par pulvérisation au plasma contiennent moins d'environ 1000 parties par million d'oxygène et présentent une masse volumique supérieure à envi- ron 97 % de la masse volumique théorique, une taille de grair.n comprise entre environ 0,2 micromètre et environ 0,5 micro- mètre, et une microstructure chimiquement homogène pratique- ment dépourvue de microségrégation. 10. Pièce composite manufacturée coulée par pulvér-- sation au plasma d'au moins un premier et un second super- alliage choisi dans le groupe constitué par les superalliages à base de de nickel, les superalliages à base de cobalt et les superalliages à base de fer, caractérisée en ce que le premier superalliage présente une composition différente du second superalliage, en ce que la pièce composite est constituée par une première couche du premier superalliage superposée et contiguë à une seconde couche du second superalliage, et en ce que le premier et le second superalliages contiennent moins d'environ 1000 parties par million d'oxygène et présentent une masse volumique supé- rieure à environ 98 % de la masse volumique théorique, une taille de grains comprise entre environ 0,5 micromètre et environ 5,0 micromètres et une microstructure chimiquement homogène pratiquement dépourvue de microségrégation. 11. Pièce composite coulée par pulvérisation au plasma selon la revendication 10, caractérisée en ce qu'il s'agit d'une pale traversée par plusieurs passages creux, la seconde couche du second superalliage délimitant au moins un de ces passages, la première couche du premier superalliage enfermant ces passages et présentant des surfaces périphériques intérieure et extérieure, la surface périphérique extérieure donnant la forme de la pale, une partie au moins de la surface périphérique intérieure étant superposée et contiguë à au moins une partie de la seconde couche du second superalliage.