Brevet FR2654114A1 — publié le 19910510

L'invention exposée et revendiquée dans le pré- sent mémoire est relative à l'invention exposée et revendiquée dans la demande de brevet USA n' 595 854 déposée par la demanderesse le 2 avril 1984. La présente invention se rapporte d'une manière générale à des superalliages à base de nickel pouvant être coulés pour produire des objets à structure mono- cristalline, ces objets étant tout particulièrement utilisés en tant que pièces constitutives de zones chau- des de moteurs à turbines à gaz pour aéronefs, notamment en tant qu'ailettes rotatives. Le rendement de moteurs à turbines à gaz dépend considérablement de la température de service des diffé- rentes pièces constitutives du moteur, des températures de fonctionnement accrues se traduisant par de plus forts rendements L'un des moyens par lesquels l'aptitu- de thermique peut être augmentée en service consiste à couler les pièces constitutives qui fonctionnent aux températures maximales (par exemple des ailettes et des aubes de turbines), en y ménageant des passages creux complexes de telle sorte que l'air de refroidissement puisse être dirigé à force à travers la pièce constitu- tive, puis évacué par l'intermédiaire de trous pratiqués dans les bords d'attaque et de fuite Ainsi, le refroi- dissement interne est obtenu par conduction et le re- froidissement externe est obtenu par un refroidissement par pellicule ou couche limite. La recherche de rendements accrus a également conduit à la mise au point de superalliages thermiquement résistants qui puissent résister à de hautes températures augmentant progressivement, tout en conservant leurs propriétés matérielles fon- damentales Fréquemment, la mise au point de tels superallia- ges s'est accomplie conjointement à la conception, la mise au point et la fabrication des pièces constitutives moulées susmentionnées, dans lesquelles sont ménagés des passages complexes de refroidissement par air. La présente invention a pour objet d'obtenir des ren- dements accrus grâce à de nouveaux perfectionnements apportés à des superalliages à base nickel Par conséquent, la pré- sente invention propose des superalliages à base nickel pour produire des pièces constitutives à structure monocristalli- ne possédant, par rapport à des pièces constitutives à structure monocristalline fabriquées à partir de superal- liages à base nickel de production courante, une aptitude thermique considérablement améliorée résidant dans une ré- sistance à la rupture par contraintes, et dans des proprié- tés de fatigue oligocyclique et mégacyclique En outre, du fait de leur résistance supérieure à la dégradation par oxydation cyclique et de leur résistance à la corrosion à chaud, les superalliages de la présente invention possèdent, en matière de propriétés mécaniques et de comportement, un équilibre remarquable qui n'a pas été atteint jusqu'à présent. Conformément à la présente invention, des superalliages appropriés pour fabriquer des pièces moulées à structure monocristalline renferment les éléments dont la part pon- dérale (% en poids) est indiquée dans le tableau I ci-après, la part restante étant constituée par du nickel (Ni) auquel s'ajoutent des impuretés accessoires: TABLEAU I COMPOSITION DES ALLIAGES (% en poids) Eléments Chrome Cobalt Molybdène Tungstène Tantale Titane Aluminium Rhénium Hafnium Carbone Bore Yttrium (Cr) (Co) (Mo) (W) (Ta) (Ti) (Al) (Re) (Hf) (C) (B) (Y) Base 10 10 0-2 3 10 3-8 0-2 -7 0-6 0 0,50 0 0,07 0 0,015 O 0,075 Composition préférentielle 6,75 7,25 7,0 8,0 1,3 1,7 4,75 5,25 6,3 6,7 0,02 max 6,1 6,3 2,75 3,25 0,12 0,18 0,04 0,06 0,003 0,005 0,005 0,030 Composition optimale 7,0 7,5 1,5 ,0 6,5 0,0 6,2 3,0 0,15 0,05 0,004 0,01 L'invention porte également sur des pièces constitutives moulées à structure monocristalline, telles que des ailettes et des aubes de turbines pour moteurs à turbines à gaz, ces pièces consistant en un alliage dont la composition est englobée dans l'éventail mentionné ci-dessus. L'on connaît actuellement bien, dans l'art antérieur, deux procédés de solidification directionnelle de base (DS), par lesquels des pièces moulées à structure monocristalline peuvent être fabriquées En général, ils impliquent l'uti- lisation d'un cristal d'inoculation ou l'utilisation d'un passage à labyrinthe qui sert à sélectionner un monocristal de l'alliage, lequel croît pour former la pièce à structure monocristalline (procédé "par étranglement"). En vue de mettre au point et de tester des alliages selon l'invention, trois séries de coulées de 3000 grammes des alliages mentionnés au tableau II ont été fondues par induction sous vide, puis déversées dans des moules en cuivre de 38,1 mm de diamètre, pour former des lingots Ces lingots ont ensuite été refondus et coulés en des brames monocris- tallines de 12,7 mm x 50,8 mm x 101,6 mm en appliquant le procédé par étranglement, bien que l'autre procédé susmentionné ait pu être appliqué. Lors d'une série d'expériences distinctes, il a été déterminé que la rétention de l'yttrium dans les brames monocristallines était d'environ 30 % de celle se produisant dans les lingots initiaux Par conséquent, au stade de la préparation des alliages des séries I, II et III figurant au tableau II, une quantité suffisante d'yttrium excéden- taire a été ajoutée aux alliages initialement coulés, de façon à obtenir les niveaux d'yttrium reportés au tableau II en prenant en compte le facteur de rétention de 30 %. Les alliages de la série I ont été conçus pour appré- cier les interactions du tungstène, du molybdène et du rhénium en tant qu'éléments alliés à matrice gamma ( y) Les allia- ges de la série II ont été conçus d'une manière sensiblement indépendante de la série I, en vue d'une adaptation à des variables supplémentaires L'aluminium a été maintenu à un haut niveau; l'on a fait varier la part de titane et de tantale, de façon à obtenir une plage de niveaux gamma prime (Y') atteignant jusqu'à environ 63 pour cent en volume; et le chrome a été réduit en vue de permettre l'augmentation des contenus 'Y ' Comme il était établi que les alliages à 8 % de Cr dans la série I étaient moins stables, en tant que groupe, que les alliages de la série II, le niveau de base du Cr a été réduit des 8 % de la série I à 7 %, pour obtenir une meilleure stabilité L'on a fait varier la part de Co dans les alliages 812-814, de manière à apprécier les effets du Co sur la stabilité. Les alliages de la série III étaient fondés sur des estimations des alliages des séries I et II Pour la série II, la limite supérieure de contenu Y mais était instable La part de Re renfermée a été par con- séquent réduite pour obtenir la stabilité Les alliages 827 - 829 étaient à base d'alliage 821 ( O % de Ti), dans lequel on avait cependant fait varier W et Re Les alliages 830-833 étaient à base d'alliage 800 ( 1,5 % de Ti), dans lequel on avait cependant fait varier Re, W et Mo Les alliages 834 et 835 renfermaient une part accrue d'Al, au détriment de Ta et Ti Dans tous les alliages de la série III, le contenu de Co a été maintenu à 10 %, sur la base de l'estimation des alliages 812-814 de la série II. La résistance à la rupture par contraintes des allia- ges des séries I, II et III a été testée, les résultats des tests étant reportés au tableau III Avant l'expérimentation, les alliages, sauf les séries "R" mentionnées au tableau III, ont été soumis à un traitement thermique sous la forme de brames monocristallines de 12,7 mm d'épaisseur, conformé- ment au programme de déroulement suivant: mise en solution à 12880 C 13160 C pendant deux heures pour obtenir une mise en solution d'au moins 95 % de la pha- se y ', suivie d'une trempe intermédiaire à 10790 C pendant 4 h, puis d'une trempe définitive à 8990 C pendant 16 h. TABLEAU II (analyse monocristalline) Série I Alliage no Cr Co Mo W Ta Ti Ai Re Hf B C Y 8 7,5 8 7,5 8 7,5 8 7,5 8 7,5 8 7,5 8 7,5 8 7,5 8 7,5 8 7,5 8 7,5 8 7,5 1,5 0,5 OO 0,0 0,0 3,65 3,0 1,5 1,5 0,0 0,0 3,0 4,0 ,9 ,9 4,0 2,0 0,0 0,0 3,0 3,0 4,0 2,0 0,0 1,5 1,5 1,5 1,5 1,5 1,5 1,5 6 1,0 6 0,0 6 0,0 6 0,0 6 0,0 ,8 ,75 ,75 ,75 ,75 ,9 ,8 6,0 6,5 6,4 6,4 6,4 3,0 3,0 3,0 4,5 6,0 3,1 4,5 3,0 3,0 4,5 6,0 4,5 0,15 0,15 0,15 0,15 0,15 0,15 0,15 0,15 0,15 0,15 0, 15 0,15 0,004 0,004 0,004 0,004 0,004 0,004 0,004 0,004 0,004 0,004 0,004 0,004 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 o o 0, 015 o o o O o o 0,015 o O o o o C K) m cn j 11 F F j 11 TABLEAU II (analyse monocristalline) Série II Alliage n Cr Co Mo W Ta Ti Al Re Hf C B Y 7 5,0 7 7,5 7 10,0 7,5 7,5 7,5 7,5 7,5 7,5 7 7,5 6 7,5 7,5 1,5 1,5 1,5 1,5 1,5 0,5 1,5 1,5 1,5 1,5 1,5 1,5 3 6,0 3 6,0 3 6,0 3 7,5 3 8,0 3 8,0 3 7,0 3 7,0 3 7,0 6,5 6,5 6,5 1,0 1,0 1,0 0,5 0,5 1,0 0,5 0,5 0,0 0,0 0,0 0,0 6,0 6,0 6,0 6,5 6,5 6,5 6, 5 6,5 6,5 6,2 6,2 6,2 3,0 3,0 3,0 3,0 3,0 3,0 3,5 4,5 ,5 3,0 3,0 3,0 0,15 0,15 0,15 0,15 0,15 0,15 0,15 0,15 0,15 0,15 0,15 0,15 0,05 0,05 0,05 0, 05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,004 0,004 0,004 0,004 0,004 0,004 0,004 0,004 0,004 0,004 0,004 0,004 0,015 0,015 0,015 0,015 0,015 0, 015 0,015 0,015 0,015 0,015 0,015 0,015 w m cn j 11 F F j 11 TABLEAU II (analyse monocristalline) Série III Alliage no Cr Co Mo W Ta Ti Al Re Hf B C Y 0 6,5 O 6,5 0 6,5 0 6,2 0 6,2 O 6,2 1,5 5,8 1,5 5,8 1,5 5,8 1,5 5,8 0 7,0 0 7,5 ,0 ,0 ,0 7,0 7,0 7,0 7,0 7,0 7,0 7,0 6,0 7,0 , O ,0 O ,0 O ,0 O ,0 , O ,0 , O , O , O , O , O 1,5 1,5 1,5 1,5 1,5 1,5 1,5 1,5 1,5 2,5 1,5 1,5 6,5 , 5 4,0 ,0 6,0 7,0 ,0 6,0 7,0 4,0 ,5 4,0 7,0 7,0 7,0 6,5 6,5 6,5 ,0 ,0 ,0 , 0 4,0 2,0 2,0 3,0 4,0 3,0 2,5 2,0 3,0 2,0 1,0 2,0 3,0 3,0 0,15 0,15 0,15 0,15 0,15 0,15 0,15 0,15 0,15 0,15 0,15 0,15 0,004 0,004 0,004 0,004 0, 004 0,004 0,004 0,004 0,004 0,004 0,004 0,004 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0, 05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 Oe 0,015 0,015 0,015 0,015 0,015 0,015 0, 015 0,015 0,015 0,01 5 0,015 0,015 w m cn j 11 F F j 11 TABLEAU III Rupture par contraintes (parallèlement à la direction de croissance du monocristal) ALLIAGE ACO 1 LONGEVITE (h) 871 C/ 982 C/ 1093 C/ 1149 C/ Ksi 40 Ksi 20 Ksi 13 Ksi 800 94,5 68,5 184,5 90,4 801 87,0 44,5 45,5 29,1 802 86,8 63,1 90,0 - 803 66,7 67,1 70,1 82,9 804 54,2 103,0 52,4 - 805 56,3 56,3 55,2 30,0 806 85,6 43,8 57,4 22,9 807 75,7 60,1 100,3 66,4 808 55,6 53,5 31,6 39,2 809 N 22,0 69,6 46,0 25,3 810 62,2 64,7 35,4 10,1 811 101,9 161,8 44,1 8,2 812 35,1 49,1 30,2 53,5 813 53,8 51,4 27,0 52,2 814 57,9 63,7 42,8 47,1 815 76,5 65,4 64,8 143,2 816 103,9 83,6 47,6 121,4 817 24,8 55,5 42,3 55,5 818 N 84,3 85,6 68,0 113,3 819 147,4 115,5 100,6 264,3 820 257,2 158,7 153,7 220,1 821 114,3 80,4 98,4 74,3 822 64,2 70,3 43,1 96,9 823 22,3 48,7 46,3 (suite page suivante) TABLEAU III (suite) Rupture par contraintes ALLIAGE ACO 1 LONGEVITE (h) 871 C/ Ksi 97,1 R 74,0 R R N R R R N R R R R R N R 113,1 6,7 119,1 59,8 92,7 ,1 96,5 119,2 43,5 982 C/ Ksi 91,9 118,8 94,7 128,4 119,8 ,6 76,2 108,4 72,7 ,7 72,7 ,2 126,5 162,2 68,9 82,1 58,5 ,4 51,6 69,1 ,7 ,7 ,3 67,4 1093 C/ Ksi 67,7 82,3 122,1 ,0 119,0 88,0 147,8 137,6 107,3 132,7 69,1 27,9 ACO = Orientation cristallographique admissible = orientation de croissance du monocristal dans la plage de de l'axe de zone E O oi; N = non, sinon oui Les alliages de la série III ont été initialement testés à 871 C/80 ksi et 9820 C/40 ksi (kips par pouce-carré; 1 ksi = 6,9 Pa). Sur la base d'autres tests, tels que ceux reportés au tableau VII, des spécimens expérimentaux supplémentaires ont été mis en solution à 1309 C pendant deux heures, refroidis plus rapidement et trempés à 1121 C/4 heures + 899 C/4 heures, correspondant au traitement "R" repéré au tableau III, puis la rupture par contraintes a été testée à 982 C/40 ksi et 1093 C/20 ksi Le traitement de post-chaiffage s'est traduit par un accroissement moyen de la longévité avant rupture d'environ 30 % à 982 C/40 ksi En présence du paramètre cri- 1 1 tique de 9820 C/40 ksi pour des applications à des moteurs à turbines à gaz, l'on escompte que les alliages des séries I et II manifesteraient également un accroissement de lon- gévité de 30 % lorsqu'ils sont soumis au traitement "R". D'autres expériences ont révélé que des vitesses de refroidissement de l'ordre de 380 C 3160 C/min, de la tem- pérature de mise en solution jusqu'à 10930 C, exercent seulement un effet modeste sur les propriétés de rupture par contraintes des alliages selon l'invention, des vites- ses plus grandes ayant tendance à améliorer légèrement la longévité à 9820 C/40 ksi Ces données sont reportées au tableau IV. TABLEAU IV Vitesse de refroidissement Longévité (h) avant rupture par contraintes 0 C/min 982 C/40 ksi 10930 C/20 ksi 316 91 107 149 85 123 38 66 75 120 Moyenne de toutes les don 79 100 nées antérieures (diffé- rentes vitesses de refroi- dissement) Donc, pour les superalliages de l'invention, le trai- tement thermique actuellement préférentiel est le suivant mise en solution dans une plage de températures suffisante pour obtenir une mise en solution d'au moins 95 % de la phase y ', de préférence à 13060 C/13111 C pendant 2 h; re- froidissement jusqu'à 10930 C, à raison de 38 C/min au minimum; refroidissement au four jusqu'à 6490 C en 60 min ou moins, suivi d'un refroidissement jusqu'à la température ambiante; chauffage jusqu'à 11210 C + 40 C, pendant 4 h; refroidissement au four jusqu'en deçà de 6490 C en 6 min ou moins, puis jusqu'à la température ambiante; et chauffage jusqu'à 8990 C + 40 C pendant 4 h, suivi d'un refroidisse- ment au four jusqu'à la température ambiante Toutes les étapes du traitement thermique sont exécutées sous vide ou dans une atmosphère inerte et, à la place des étapes réclamant un refroidissement jusqu'à la température ambiante, le traitement peut passer directement à l'étape de chauffa- ge suivante. Les données concernant la rupture par contraintes, pour les alliages des séries I, II et III, indiquent qu'environ % de Re confèrent la plus grande résistance à la rupture à 9820 C/40 ksi Ces données montrent également, lorsque la longévité avant rupture est reportée en une courbe fonc- tion de la part de rhénium renfermée pour des contenus en tungstène constants, qu'une grande longévité avant rupture à 9820 C/40 ksi peut être obtenue avec des niveaux de rhé- nium plus tungstène compris entre ( 3 Re + 7 W) et ( 5 Re + 3 W). Dans le mode de réalisation optimal, l'alliage 821, la combinaison (Re + W) actuellement préférentielle est ( 3 Re + 5 W), à cause des coûts relatifs actuels du rhénium et du tungstène. La stabilité microstructurelle de tous les alliages a été testée Des spécimens ont été soumis à traitement ther- mique par mise en solution à 13020 C 13160 C/2 h, et par trempe à 10790 C/4 h et à 8990 C/16 h Ensuite, différents jeux de spécimens ont été chauffés pendant 1000 h à 9820 C, et pendant 1000 h à 10930 C Après une préparation incluant une attaque par l'électrolyte de Murakami dilué, les spéci- mens ont été examinés métallographiquement, et la quantité relative de phase topologiquement très dense (TCP) a été déterminée visuellement A l'exception des alliages 818 et 819, les alliages de la série II n'ont accusé aucune préci- pitation TCP ou bien seulement des traces de précipitation ( 821) et, en tant que groupe, ils étaient moins sujets à une instabilité microstructurelle que les alliages de la sé- rie III et nettement moins que les alliages de la série I, tant à 9820 C qu'à 10930 C. Le tableau V présente les résultats de tests d'oxydation cyclique sur des spécimens longilignes non revêtus, de 6,35 mm de diamètre x 76,2 mm de longueur, tests menés à 11770 C en utilisant une flamme de gaz naturel à la vitesse Mach 1 du gaz Les spécimens ont été mis en rotation en vue d'une exposition uniforme, puis ils ont été éloignés cycliquement de la flam- * me, à raison d'un par heure, pour refroidir ces spécimens jusqu'à la température ambiante La perte de métal externe a été mesurée sur une section coupée transversalement à la dimension longitudinale du spécimen La perte de métal par côté a été établie en divisantpar deux la différence entre les diamètres respectifs du spécimen longiligne avant et après le test Les données figurant au tableau représentent la moyenne de deux mesurages de ce type, effectués avec décalage mutuel de 900 en travers du diamètre du spécimen. Les deux alliages de la série I qui renfermaient de l'yttrium ( 802 et 808) avaient une résistance exceptionnel- le à l'oxydation Les alliages de la série II, renfermant tous de l'yttrium, n'ont accusé aucune perte de métal après heures d'oxydation à grande vitesse (Mach 1) à 11770 C, et seulement un appauvrissement A ' de l'ordre de 0,0508 mm - 0,0762 mm, prouvant ainsi qu'il s'opérait un effet syner- gique Y + Hf Ces données mettent également en évidence que Re améliore la résistance à l'oxydation ou que, pour le moins, il est moins préjudiciable que W qu'il avait remplacé dans les alliages, et des études métallographiques ont révélé qu'il se traduit également par une meilleure stabilité TABLEAU V Oxydation, 1177 C, Mach 1 0,0254 0,0203 o 0,0203 0,0203 0,0254 0,0203 0,0254 0,0076 0,0254 0,0254 0,0330 o o o o o o o o o o o R 125 R 80 MA 754 Perte de métal (mm/côté) 18,6 62,6 127,6 169,6 0,0457 0,0381 o 0,0381 0,0330 0,0381 0,0457 0,0508 o 0,0457 0,0457 0,0635 o o o o o o o o o o o o 0,1219 0,1219 0,0076 0,0711 0,0381 0,2616 0,1219 0,1143 0,0076 0,0711 0,0711 0,0762 o o o o o o o o o o 0,1727 0,2032 o 0,1016 0,1016 0,1905 0,1600 0,1600 0,0076 0,0508 0,0889 0,1143 o o o o o o o o o o o o Appauvrissement y' 214,6 0,2362 0,2489 0,0076 0,1473 0,1346 0,2413 0,2489 0,2032 0,0127 0,1092 0,1016 0,1397 o o o o o o o o o o o o 2,0320 2,2860 0,3048 (mm/coteé) 0,1524 - 0,1016 - 0,0508 - 0,2032- 0,2032 - 0,2032 - 0,2032 - 0,1524 - 0,0508 - 0,2540 - 0,2540 - 0,3048 - 0,0254 - 0,0254 - 0,0254 - 0,0254 - 0,0254 0,0254 0,0508 0,0508 0,0508 0,0254 - 0,0254 - 0,0254 - 0,3048 0,2032 0,0762 0,2540 0,3048 0,2540 0,2540 0,2032 0,0762 0,3556 0,4064 0,4064 0,0508 0,0508 0,0508 0,0508 0,0508 0,0508 0,0508 Alliage Temps (h) La résistance à la corrosion à chaud des alliages selon l'invention a été estimée en même temps que trois alliages utilisés pour produire des ailettes de turbines de série, c'est-à-dire Rene'125, B 1900 et MM 200 (Hf), en des tests au cours desquels des spécimens de ces alliages ont été exposés à une flamme de carburant JP-5 à 8710 C, avec 1 ppm nominale de sel ajoutée aux produits de combustion Le test a tout d'abord été mené avec environ 1 ppm pendant 1040 h, puis avec environ 2 ppm pendant 578 h La détermination chi- mique du Na Cl sur des spécimens longilignes d'étalonnage, toutes les 200 heures, a indiqué que le niveau du sel était compris entre O ppm et 1 ppm pendant les 1000 premières heures, compris entre 1 ppm et 2 ppm pendant les 300 400 heures suivantes, et supérieur à 2 ppm pendant les 300 heures restantes De ces tests de corrosion à chaud, l'on a tiré les conclusions suivantes: 1) B 1900 était le moins résistant à la corrosion à chaud pour tous les niveaux de sel; 2) MM 200 (Hf) était l'alliage suivant le moins résistant à tous les niveaux de sel; 3) les alliages selon l'invention (en particulier l'alliage 821) et Rene'125 présentent un comportement similaire à la corrosion à chaud, les alliages selon l'invention étant légèrement moins résistants que Rene' ; et 4) comme tel est le cas pour Rene'125 et d'autres alliages, les alliages selon l'invention s'avèrent sensibles au niveau de sel au cours du test de corrosion, un niveau de sel accru se traduisant par une moins bonne résistance à la corrosion Ainsi, la différence entre B 1900, MM 200 (Hf), Rene'125 et les alliages de l'invention s'amenuise à de hauts niveaux de sel Ces résultats sont compatibles avec l'expé- rience de l'art antérieur, et indiquent que la résistance à la corrosion à chaud des alliages selon l'invention peut être adéquate pour des applications dans lesquelles un équi- valent de Rene'125 est nécessaire. L'alliage 821 a été augmenté proportionnellement ("scaled up"), sous la forme d'une coulée mère de 135,9 kg ayant la composition indiquée au tableau VI Aucun yttrium n'a été ajouté à cette coulée mère; en revanche, de l'yttrium a été ajouté lorsque le matériau de la coulée mère était soumis à une refonte et fondu avant la solidification directionnelle, pour pro- duire des brames et des ailettes de turbines à structure monocristalline De l'yttrium en quantité de 400 ppm a été ajouté aux spécimens expérimentaux utilisés pour obtenir les données des tableaux VII, VIII, IX et X Le tableau IX présente les données de résistance à la rupture par contrain- tes pour l'alliage 821 provenant de la coulée mère de ,9 kg et de la coulée expérimentale de 5,43 kg. TABLEAU VI Coulée-mère de 135,9 kg alliage 821 Cr 6,79 Ti O Co 7,30 Re 2,95 Mo 1,48 Hf 0,17 W 4,95 C 0,05 Ta 6,40 B 0,004 Al 6,15 Y O TABLEAU VII Données de rupture par contraintes Traitement thermique Temp. (o C) Contrainte (ksi) La Ogévité (h) E 1 (%) RA (%) Coulée expéri 1309/2 + 1079/4 mentale + 899/16 ,43 kg brames 1309/2 + 1079/4 + 899/16 brames Post-cbuffage* + trempe 1038/4 + trempe 899/4 Postchauffage* + trempe 1079/4 + trempe 899/4 Post-c f'age* + trenpe 1121/4 + trempe 899/4 Post-chauffage* + tre Rpe 1163/1 + 1079/4 (sinula- ticn de revêtent) + trempe 899/4 Post-chauffege* + trempe 1204/1 + 1079/4 (sirmnula- tion de revête Mt) + trenpe 899/4 114,3 80,4 98,4 13 74,3 17,5 1,9 351,6 ,4 72,7 ,8 227,8 509,2 ,2 357,2 81,3 391,9 ,5 115,8 68,4 82,7 155,2 85,2 101,2 160,0 103,8 125,7 139,9 97,4 126,9 131,0 90,5 97,2 7,7 43,1 16,8 6,8 19,5 14,8 ,1 39,4 ,6 17,5 16,8 ,1 13,9 13,6 13,1 3,4 19,0 17,0 13,9 19,0 , 5 14,7 18,9 18,1 11,6 19,3 23,2 12,8 17,8 ,6 12,4 26,9 24,4 26,8 29,9 33, 2 27,3 28,7 23,4 28,6 38,5 23,3 48,6 ,0 ,5 ,2 26,2 39,0 34,4 27,5 28,3 ,3 24,0 28,6 32,9 24,7 29,8 31,1 * Tous remis en solution sous forme de taux à 1309 C/2 h + refroidissement El désigne l'allongement RA désigne la réduction de superficie. spécimens expérimen- rapide jusqu'à 10930 G. Coulée Coulée-re alliage 821 ,9 kg Aliage 821 ,9 kg Des tests de résistance à la traction, de fatigue oligocyclique et de fatigue mégacyclique ont été effectués sur un matériau monocristallin, à partir de la coulée de ,9 kg d'alliage 821 mise en solution à 13090 C/2 h, puis trempée à 1079 C/4 h et à 899 C/16 h, tests dont les ré- sultats sont indiqués respectivement aux tableaux VIII, IX et X dans lesquels UTS est la résistance limite à la trac- tion; YS est la résistance à la déformation pour une con- trainte décalée de 0,2 %; El est l'allongement; et RA est la réduction de superficie. TABLEAU VIII Données relatives à la traction (Coulée-mère alliage 821) Temp UTS 0,2 % YS 0,02 % YS E 1 RA (o C) (Ksi) (Ksi) (Ksi) (%) (%) 538 128,6 113,4 110,7 11,6 18,9 649 129,6 112,4 106,5 ' 14,2 19,9 760 142,8 112,8 102,6 9,9 13,3 871 143,3 129,4 103,5 18,0 30,8 982 110,1 94,7 71,9 10,0 28,1 1093 64,1 51,2 39,2 19,1 21,6 TABLEAU IX Fatigue oligocyclique (Coulée-mère alliage 821) Pseudo-effort alternatif Cycles avant défaillance (ksi)l Nf 21 4,9 x 103 31 2,3 x 103 37 2,5 x 103 Effort de compression continu pendant 2 min, 1093 C. TABLEAU X Fatigue mégacyclique 1 (Coulée-mère alliage 821) Effort alternatif Cycles avant défaillance (ksi) Nf 9,6 x 106 il 4,4 x 106 13 1,4 x 106 0,5 x 106 1 11210 C; A = 0,67, 30 Hz. Comme exposé plus longuement dans la demande apparentée US 595 854 du même déposant, les superalliages de la pré- sente invention marquent la rupture avec les principes ayant cours depuis longtemps dans le domaine des superallia- ges à structure monocristalline, selon lesquels des éléments renforçant les limites des grains, tels que B, Zr et C doivent être évités, c'est-àdire maintenus aux niveaux les plus bas possible compatibles avec la coulée industrielle et avec la pratique technologique des alliages L'une des raisons générales évoquéespour diminuer de tels éléments est un accroissement de la température de fusion naissante par rapport à la température de solubilité ', permettant ainsi à des traitements thermiques de mise en solution d'être effectués à des températures auxquelles une mise en solution totale de la phase T ' est possible, dans des temps accepta- bles, sans provoquer aucune fusion localisée de zones riches en substance dissoute Une autre raison consiste à minimi- ser ou à exclure la formation de phases TCP nuisibles. Comme mentionné dans la demande US 595 854, des objets à structure monocristalline ne sont pas, nécessairement, constitués intégralement d'un monocristal, du fait qu'il peut s'y trouver des limites de grains qualifiées de "limites de grains à petit angle", dans lesquelles on admet en général que le déport cristallographique, en travers de la limite, est inférieur à environ 5 à 6 degrés Des limites de grains à petit angle doivent être distinguées de limites de grains à grand angle qui, en général, sont considérées comme des limites entre des grains adjacents dont l'orientation cristal- lographique diffère de plus d'environ 5 6 degrés Des limites de grains à grand angle sont des régions de forte énergie superficielle, c'est-à-dire de l'ordre de plusieurs centaines d'ergs/cm 2, et présentant un désordre aléatoire tellement accentué que la structure ne peut pas être aisé- ment décrite ou échantillonnée. Comme également précisé dans le présent mémoire, le fait d'établir que des quantités faibles, mais maîtrisées, de tels éléments antérieurement interdits peuvent être to- lérées, a été mis en évidence par les superalliages à struc- ture monocristalline de la demande US 595 854 qui possèdent une tolérance améliorée à des limites de grains à petit angle, c'est-à-dire qui présentent une robustesse de limites de grains supérieure à celle des superalliages monocristallins selon l'état de la technique L'une des conséquences de cette robustesse de limites de grains accrue consiste en ce que des déports de limites de grains, excédant de loin la limite de 6 pour des pièces en superalliages monocristal- lins selon l'art antérieur, peuvent être tolérés dans des pièces à structure monocristalline fabriquées à partir des superalliages à base nickel de l'invention précitée Par exemple, cela se traduit par une meilleure fiabilité en service, par des coûts d'inspection plus faibles et par de plus grands rendements, car des limites de grains dans une plus large plage peuvent être tolérées par les techniques d'inspection classiques Les caractéristiques nouvelles de l'invention de la demande susmentionnée ont été appliquées aux superalliages nouveaux de la présente invention; ainsi, ces superalliages présentent également une meilleure tolérance à des limites de grains à petit angle, de sorte qu'ils offrent les avantages susdécrits. Les superalliages de la présente invention sont égale- ment alliés à de l'yttrium, ce qui les rend nettement plus réactifs, par rapport à des moules et à des noyaux en céra- mique utilisés dans la coulée à moule perdu, que des superal- liages à base nickel non alliés à de l'yttrium L'instabili- té céramique/métal est maîtrisée par la condition thermody- namique globale du système Plus l'énergie libre de formation ( AG If) est négative, plus le pouvoir d'absorption de l'oxy- gène est grand Il s'est révélé que l'énergie libre de for- mation pour des oxydes devient d'autant plus négative qu'on ajoute plus d'éléments réactifs tels que l'yttrium, ce qui implique un plus fort potentiel de réaction métal/céramique que lorsqu'on emploie des systèmes typiques à moules et noyaux céramiques Sio 2 et Zr O 2 Sur la base de considéra- tions thermodynamiques et des travaux rapportés dans la publication AFML-TR-77-211 des Forces aériennes des Etats- Unis d'Amérique intitulée "Development of Advanced Core and Mold Materials for Directional Solidification of Eutec- tics" ( 1977), l'alumine est moins réactive et, de ce fait, constitue un matériau préférentiel pour des moules, des noyaux et des revêtements superficiels lorsqu'on coule des superalliages renfermant des éléments réactifs. Il s'est également avéré que les interactions bain en fusion/moule et noyau sont diminuées, que la rétention d'yttrium est accrue, et que l'uniformité de la répartition de l'yttrium est améliorée par l'utilisation de paramètres et de températures de coulée à moule perdu Cela se traduit par l'utilisation d'un surchauffage et d'un préchauffage des moules les plus faibles possible, ainsi que par une gran- de vitesse d'extraction lors de la coulée des pièces à structure monocristalline de la présente invention. Plusieurs petites ailettes de turbines dépourvues d'âme ont été coulées dans des moules perdus, en utilisant l'alliage 821 provenant de la couléemère susmentionnée de ,9 kg, augmentée proportionnellement La cote de ces ai- lettes mesurait environ 38,1 mm de la pointe à la racine, avec une envergure d'approximativement 19,5 mm La distance entre la pointe des ailettes et la plateforme était de 25,4 mm. Comme mentionné ci-avant, de l'yttrium a été ajouté au matériau de la coulée-mère au cours de la fusion et avant la solidi- fication directionnelle représentant dans ce cas une quan- tité de 2000 ppm En général, la plupart des ailettes pré- sentaient une structure cristalline acceptable et, comme illustré au tableau XI, ces pièces coulées en appliquant des paramètres de coulée à moule perdu accusaient une meil- * leure rétention de l'yttrium Il est également apparu que le rapport surface/volume influence la rétention de l'yttrium; lorsque ce rapport augmente, la rétention d'yttrium diminue. Cela est mis en évidence par une comparaison des rétentions d'yttrium aux bords d'attaque et de fuite; le rapport surface/volume est plus faible au bord d'attaque par compa- raison avec le bord de fuite et, en conséquence, la réten- tion d'yttrium est plus importante dans le bord d'attaque que dans le bord de fuite. TABLEAU XI Quantité d'yttrium renfermée (ppm) Conditicn de coulée Surchauffage faible Pointe du plan de sustentation LE( 1) Ti E( 2) 100 60 120 90 410 330 310 120 Plan de sustentation à côté de la plateformne LE TE 100 50 150 150 470 360 270 160 Racine de 1 ' ailette l Cm( 3) RACINE ( 3 Surchauffage intensif80 60 120 70 100 80 100 70 130 90 90 150 100 60 100 100 100 150 190 150 120 200 240 210 170 ( 1) LE = Bord d'attaque ( 2) TE = Bord de fuite ( 3) RACINE = Racine, centre Il a également été procédé à des coulées monocristal- lines supplémentaires à moule perdu de grandes ailettes mas- sives de turbines ( 120,65 mm de la pointe à la racine), ain- si que de petites et grandes ailettes de turbines renfermant des noyaux pour délimiter des passages en serpentin assu- rant l'admission d'air de refroidissement Les grandes ai- lettes de turbines massives ont nécessité des additions ul- térieures d'yttrium atteignant jusqu'à 2400 ppm, de façon à obtenir des répartitions d'yttrium dans les limites du ni- veau souhaité de 50 300 ppm Des niveaux similaires, combinés à l'application de paramètres de coulée à moule perdu, ont été nécessaires pour obtenir des niveaux-d'yttrium acceptables dans les ailettes à noyaux Tout comme pour les petites ailettes de turbines dépourvues d'âme, l'effet exercé par le rapport surface/volume était évident; le bord d'attaque retenait de plus hautsniveaux d'yttrium par comparaison avec le bord de fuite. Il va de soi que de nombreuses modifications peuvent être apportées aux superalliages, à la pièce et au procédé décrits, sans sortir du cadre de l'invention. REVENDICATIONS 1 Superalliage à base nickel, caractérisé par le fait qu'il comprend sensiblement 5-10 % en poids de Cr, 5-10 % en poids de Co, 0-2 % en poids de Mo, 3-10 % en poids de W, 3-8 % en poids de Ta, 0-2 % en poids de Ti, 5-7 % en poids d'Al, 0-6 % en poids de Re, 0-0,5 % en poids de Hf, 0-0,07 % en poids de C, 0-0,015 % en poids de B et 0-0,075 % en poids de Y, la part restante étant constituée par du nickel et par des impuretés accessoires. 2 Superalliage selon la revendication 1, caractérisé par le fait qu'il comprend sensiblement 6,75-7,25 % en poids de Cr, 7,0-8,0 % en poids de Co, 1,3-1,7 % en poids de Mo, 4,75-5,25 % en poids de W, 6,3-6,7 % en poids de Ta, 0,02 % max en poids de Ti, 6,1-6,3 % en poids d'Al, 2,75-3, 25 % en poids de Re, 0,12-0,18 % en poids de Hf, 0,04-0,06 % en poids de C, 0,003-0,005 % en poids de B et 0,005-0,030 % en poids de Y, la part restante étant constituée par du nickel et par des impuretés accessoires. 3 Superalliage selon la revendication 2, caractérisé par le fait qu'il comprend sensiblement 7 % en poids de Cr, 7,5 % en poids de Co, 1,5 % en poids de Mo, 5 % en poids de W, 6,5 % en poids de Ta, O % en poids de Ti, 6,2 % en poids d'Al, 3 % en poids de Re, 0,15 % en poids de Hf, 0,05 % en poids de C, 0,004 % en poids de B et 0,01 % en poids de Y, la part restante étant constituée par du nickel et par des impuretés accessoires. 4 Superalliage à base nickel pour produire des pièces constitutives à structure monocristalline, superalliage ca- ractérisé par le fait qu'il comprend sensiblement 5-10 % en poids de Cr, 5-10 % en poids de Co, 0-2 % en poids de Mo, 3-10 % en poids de W, 3-8 % en poids de Ta, 0-2 % en poids de Ti, 5-7 % en poids d'Al, 0-6 % en poids de Re, 0-0,5 % en poids de Hf, 0-0,07 % en poids de C, 0-0,015 % en poids de B et 0-0,075 % en poids de Y, la part restante étant consti- tuée par du nickel et par des impuretés accessoires. 5 Superalliage selon la revendication 4, caractérisé par le fait qu'il comprend sensiblement 6,75-7,25 % en poids de Cr, 7,0-8,0 % en poids de Co, 1,3-1,7 % en poids de Mo, 4,75-5,25 % en poids de W, 6,3-6,7 % en poids de Ta, 0,02 % max en poids de Ti, 6,1-6,3 % en poids d'Al, 2,75-3, 25 % en poids de Re, 0,12-0,18 % en poids de Hf, 0,04-0,06 % en poids de C, 0,003-0,005 % en poids de B et 0,005-0,030 % en poids de Y, la part restante étant constituée par du nickel et par des impuretés accessoires. 6 Superalliage selon la revendication 5, caractérisé par le fait qu'il comprend sensiblement 7 % en poids de Cr, 7,5 % en poids de Co, 1,5 % en poids de Mo, 5 % en poids de W, 6,5 % en poids de Ta, O % en poids de Ti, 6,2 % en poids d'Al, 3 % en poids de Re, 0,15 % en poids de Hf, 0,05 % en poids de C, 0,004 % en poids de B et 0,01 % en poids de Y, la part restante étant constituée par du nickel et par des impuretés accessoires. 7 Pièce constitutive produite avec un superalliage à base nickel selon la revendication 4, pièce caractériséepar le fait qu'elle constitue une partie d'ailette pour moteur à turbine à gaz. 8 Superalliage à base nickel pour produire des pièces constitutives à structure monocristalline présentant une meilleure tolérance à des limites de grains à petit angle, super- alliage caractérisé par le fait qu'il comprend sensiblement -10 % en poids de Cr, 5-10 % en poids de Co, 0-2 % en poids de Mo, 3-10 % en poids de W, 3-8 % en poids de Ta, 0-2 % en poids de Ti, 5-7 % en poids d'Al, 0- 6 % en poids de Re, 0-0,5 % en poids de Hf, 0-0,07 % en poids de C, 0-0, 015 % en poids de B et 0-0,075 % en poids de Y, la part res- tante étant constituée par du nickel et par des impuretés accessoires. 9 Superalliage selon la revendication 8, caractérisé par le fait qu'il comprend sensiblement 6,75-7,25 % en poids de Cr, 7,0-8,0 % en poids de Co, 1,3-1,7 % en poids de Mo, 4,75-5,25 % en poids de W, 6,3-6,7 % en poids de Ta, 0,02 % max en poids de Ti, 6,1-6,3 % en poids d'Al, 2,75- 3,25 % en poids de Re, 0,12-0,18 % en poids de Hf, 0,04-0,06 % en poids de C, 0,003-0,005 % en poids de B et 0,005-0,030 % en poids de Y, la part restante étant constituée par du nickel et par des impuretés accessoires. Superalliage selon la revendication 9, caractérisé par le fait qu'il comprend sensiblement 7 % en poids de Cr, 7,5 % en poids de Co, 1,5 % en poids de Mo, 5 % en poids de W, 6,5 % en poids de Ta, 0 % en poids de Ti, 6,2 % en poids d'Al, 3 % en poids de Re, 0,15 % en poids de Hf, 0,05 % en poids de C, 0,004 % en poids de B et 0,01 % en poids de Y, la part restante étant constituée par du nickel et par des impuretés accessoires. 11 Pièce constitutive produite avec un superalliage à base nickel selon la revendication 8, pièce caractérisée par le fait qu'elle constitue une partie d'ailette pour mo- teur à turbine à gaz. 12 Procédé de traitement thermique exécuté sous vide ou dans une atmosphère inerte, procédé caractérisé par le fait qu'il comprend les étapes consistant à: a) sélectionner une pièce à structure monocristalline ayant une composition comprenant sensiblement 5-10 % en poids de Cr, 5-10 % en poids de Co, 0-2 % en poids de Mo, 3-10 % en poids de W, 3-8 % en poids de Ta, 0-2 % en poids de Ti, 5-7 % en poids d'Al, 0- 6 % en poids de Re, 0-0,5 % en poids de Hf, 0-0,07 % en poids de C, 0-0, 015 % en poids de B et 0-0,075 % en poids de Y, la part restante étant constituée par du nickel et par des impuretés accessoires; b) effectuer un chauffage pendant 2 heures dans une pla- ge de températures suffisante pour provoquer la mise en solution d'au moins environ 95 % de la phase y'; c) effectuer un refroidissement jusqu'à 10930 C à rai- son de 380 C/minute au minimum, puis jusqu'à 6490 C en 60 minutes ou moins; d) effectuer un chauffage jusqu'à 11210 C + 40 C pendant 4 heures; e) effectuer un refroidissement jusqu'en deçà de 6490 C en 6 minutes ou moins; et f) effectuer un chauffage jusqu'à 8990 C + 40 C pendant 4 heures. 13 Procédé selon la revendication 12, caractérisé par le fait que la composition de la pièce constitutive comprend sensiblement 6,75-7,25 % en poids de Cr, 7,0-8,0 % en poids de Co, 1,3-1,7 % en poids de Mo, 4,75-5, 25 % en poids de W, 6,3-6,7 % en poids de Ta, 0,02 % max en poids de Ti, 6,1-6,3 % en poids d'Al, 2,75-3,25 % en poids de Re, 0,12-0,18 % en poids de Hf, 0,04-0,06 % en poids de C, 0,003-0,005 % en poids de B et 0,005-0, 030 % en poids de Y, la part restante étant constituée par du nickel et par des impuretés accessoires. 14 Procédé selon la revendication 12, caractérisé par le fait que la composition de la pièce constitutive com- prend sensiblement 7 % en poids de Cr, 7,5 % en poids de Co, 1,5 % en poids de Mo, 5 % en poids de W, 6,5 % en poids de Ta, O % en poids de Ti, 6,2 % en poids d'Al, 3 % en poids de Re, 0,15 % en poids de Hf, 0,05 % en poids de C, 0,004 % en poids de B et 0,01 % en poids de Y, la part restante étant constituée par du nickel et par des impuretés accessoires. Procédé selon la revendication 12, caractérisé par le fait que la plage de températures de l'étape b) est com- prise entre environ 13060 C et 13110 C.