Brevet FR3117507A1 — publié le 20220617

La présente invention concerne un procédé de fabrication d’une pièce d’aéronef, la pièce comprenant un substrat en superalliage base nickel monocristallin, le procédé mettant successivement en œuvre les étapes de moulage de la pièce à une température de moulage supérieure à la température de fusion du superalliage, et refroidissement de la pièce, de manière à ce que le superalliage monocristallin présente une phase γ et une phase γ’, de mise en solution (S1) de la pièce à une première température T 1 comprise entre la température de solvus de la phase γ’ et la température de fusion du superalliage, refroidissement de la pièce, premier revenu (R1) et deuxième revenu (R2), refroidissement de la pièce, et de déformation plastique intentionnelle (D1). Figure pour l’abrégé : Fig. 5 PROCEDE DE FABRICATION D’UNE PIECE EN SUPERALLIAGE MONOCRISTALLIN DOMAINE DE L'INVENTION La présente invention concerne une pièce d’aéronef, telle qu’une aube de turbine ou une ailette de distributeur, ainsi qu’un procédé de fabrication d’une telle pièce. ETAT DE LA TECHNIQUE Il est désirable de diminuer la consommation en carburant des turbomachines d’aéronefs. A cet effet, il est connu qu’il faut augmenter la température des gaz de carburant brulé dans la turbomachine et diminuer la quantité d’air utilisée dans pour le refroidissement d’une turbine de la turbomachine. Cependant, la résistance au fluage des matériaux utilisés pour la fabrication des pièces de turbine diminue au-dessus de températures élevées, par exemple au-dessus de 900°C. Les matériaux fabriqués en superalliage monocristallin base nickel présentent des propriétés mécaniques leur permettant de résister au fluage à haute température, par exemple au-dessus de 900°C, et une résistance à l’oxydation particulièrement élevée au regard d’autres alliages métalliques. Ainsi, le superalliage monocristallin est utilisé pour la fabrication de nombreuses pièces de turbomachine, comme les aubes de turbine. La fabrication de pièces en superalliage monocristallin comprend, de manière connue, une étape de fonderie de la pièce, lors de laquelle le superalliage sous forme liquide est versé dans un moule en céramique, formé au préalable par cire fondue. La microstructure de l’alliage brut de coulée présente de nombreuses hétérogénéités chimiques. En effet, la solidification de l’alliage ne se fait pas par croissance plane, mais par croissance dendritique. Ainsi, le cœur, les différentes couches des dendrites et les zones interdendritiques n’ont pas la même composition chimique, car leur solidification a eu lieu de manière successive. De plus, durant la solidification de l’alliage, les éléments γ’-gènes (par exemple Al, Ta et Ti) ségrégent dans le métal liquide, différemment du W ou du Mo qui sont en concentration importante au cœur des dendrites. Ces inhomogénéités diminuent la résistance au fluage du superalliage. A cet effet, il est connu de traiter thermiquement la pièce de manière à permettre la diffusion des éléments du superalliage et ainsi homogénéiser leur concentration dans la pièce. Ce traitement est communément appelé la mise en solution. La mise en solution peut être soit partielle, c’est-à-dire subsolvus, par exemple en traitant la pièce à une température inférieure à 50°C à la température du solvus du superalliage. La mise en solution peut également être complète, supersolvus, par exemple en traitant la pièce à une température proche du solvus de γ’, par exemple 50°C supérieure à la température du solvus de γ’. En référence à la et à la , dans le cas du superalliage AM1, la température de mise en solution S1 est comprise entre le solvus et le solidus, par exemple à 1300°C. A cette température, des amas d’eutectiques se dissolvent, permettant une meilleure distribution de la phase γ’, tout en restant en dessous du seuil de fusion de l’alliage. Cependant, la taille, la distribution, et la morphologie des précipités de phase γ’ ne permettent pas d’optimiser la résistance au fluage de la pièce. A cet effet, il est connu de traiter thermiquement la pièce suite à la mise en solution S1. Ce ou ces traitements thermiques sont communément appelés traitements thermiques de vieillissement ou revenus. Dans le cas du superalliage AM1, la pièce est traitée, après la mise en solution, par un premier revenu R1, à 1100°C pendant cinq heures. Ce traitement permet d’optimiser la taille, la morphologie et la distribution des précipités γ’. La pièce est traitée, après le premier revenu R1, par un deuxième revenu R2, à 870°C, pendant 16 heures. Le deuxième revenu R2 permet d’accroître la fraction volumique de la phase γ’ du superalliage. Après la mise en solution S1, le premier revenu R1 et le deuxième revenu R2, le superalliage AM1 comprend des précipités cubiques γ’ distribués de manière homogène et alignée. En référence à la , la pièce en superalliage monocristallin peut, lors de sa fabrication, subir une déformation, et en particulier une déformation plastique D1, à basse température, suite à la mise en solution S1, et avant le premier revenu R1 et le deuxième revenu R2. Une telle déformation peut être entraînée, par exemple, par l’action du moule de coulée sur la pièce lors du démoulage, par une concentration locale de contraintes mécaniques lors du processus de refroidissement de la pièce en raison d’un gradient de vitesse de refroidissement local, par l’assemblage de la pièce à un autre module, ou par un choc inattendu lors de la manipulation de la pièce. En particulier, si la pièce présente un défaut géométrique entraîné par le retrait de la pièce du moule de coulée, une déformation plastique est appliquée intentionnellement sur la pièce de manière à la redresser. La déformation plastique D1 appliquée à la pièce entraîne un défaut dans la microstructure de la pièce. Si la pièce est placée, suite à la déformation plastique D1, dans une atmosphère à haute température, par exemple supérieure à 900°C, le défaut peut entraîner une modification de la structure cristalline de la pièce (i.e. de la recristallisation). Cette modification structurale peut entraîner une diminution de la durée de vie de la pièce en conditions de travail. La et la sont des micrographies illustrant la structure d’un superalliage après avoir subi une déformation plastique D1. Des bandes révélant l’évolution de la microstructure entraînée par la déformation plastique D1 sont visibles. L’échelle de la correspond à une longueur de 100 µm. L’échelle de la correspond à une longueur de 10 µm. Un but de l’invention est de proposer une solution pour empêcher la recristallisation d’une pièce en superalliage base nickel suite à une déformation plastique subie par la pièce. Ce but est atteint dans le cadre de la présente invention grâce à un procédé de fabrication d’une pièce d’aéronef, la pièce comprenant un substrat en superalliage base nickel monocristallin, le procédé mettant successivement en œuvre les étapes de : - moulage de la pièce à une température de moulage supérieure à la température de fusion du superalliage, et refroidissement de la pièce, de manière à ce que le superalliage monocristallin présente une phase γ et une phase γ’, - mise en solution de la pièce à une première température T 1 comprise entre la température de solvus de la phase γ’ et la température de fusion du superalliage, - refroidissement de la pièce, - premier revenu et deuxième revenu , - refroidissement de la pièce, et de - déformation plastique intentionnelle . Avantageusement, le procédé proposé permet de conserver les propriétés de la pièce sans nécessité une étape supplémentaire, comme par exemple un traitement thermique. L'invention est avantageusement complétée par les caractéristiques suivantes, prises individuellement ou en l’une quelconque de leurs combinaisons techniquement possibles : - le superalliage est majoritairement composé de nickel et présente une fraction massique en chrome comprise entre 7% et 9%, en cobalt comprise entre 5,5% et 7,5%, en aluminium comprise entre 4% et 6%, en titane comprise entre 1% et 2%, en tantale comprise entre 7% et 9%, en molybdène comprise entre 1% et 3%, en tungstène comprise entre 4,5% et 6,5%, le superalliage comprenant également du carbone et du zirconium ; - le superalliage est majoritairement composé de nickel et présente une fraction massique en chrome comprise entre 2,5% et 4,5%, en cobalt comprise entre 9% et 11%, en aluminium comprise entre 4,5% et 6,5%, en titane comprise entre 0,5% et 1%, en tantale comprise entre 7% et 9%, en molybdène comprise entre 0,3% et 1%, en tungstène comprise entre 5% et 7%, en rhénium comprise entre 4% et 5,5% ; - l’étape de déformation plastique intentionnelle est réalisée à température ambiante ; - l’étape de déformation plastique intentionnelle comporte une contrainte en traction et/ou torsion appliquée sur la pièce ; - la contrainte en traction est appliquée de sorte que la vitesse de déformation soit inférieure à 10 -3 s -1 en tout point de la pièce ; - l’application de la contrainte en traction est orientée selon une direction de traction, et est supprimée dès que la longueur de la pièce dans la direction de traction est plus élevée que 1,02 fois la longueur initiale de la pièce dans la direction de traction ; et - le premier revenu est mis en œuvre à une seconde température T 2 comprise entre 1000°C et 1200°C pendant au moins 3 heures, et le deuxième revenu est mis en œuvre à une troisième température T 3 comprise entre 800°C et 900°C pendant au moins 10 heures. DESCRIPTION DES FIGURES D’autres caractéristiques, buts et avantages de l’invention ressortiront de la description qui suit, qui est purement illustrative et non limitative, et qui doit être lue en regard des dessins annexés sur lesquels : - la , déjà présentée, illustre un procédé de fabrication du superalliage base nickel AM1 de l’art antérieur, - la , déjà présentée, illustre un procédé de fabrication du superalliage base nickel AM1 de l’art antérieur, - la , déjà présentée, est une microphotographie d’une coupe de superalliage selon l’art antérieur, la barre d’échelle correspondant à une longueur de 100 µm, - la , déjà présentée, est une microphotographie d’une coupe de superalliage de l’art antérieur, la barre d’échelle correspondant à une longueur de 10 µm, - la illustre un procédé de fabrication du superalliage base nickel AM1 selon un mode de réalisation de l’invention, - la est une microphotographie d’une coupe de superalliage selon un mode de réalisation de l’invention, la barre d’échelle correspondant à une longueur de 10 µm, - la illustre le fluage d’une pièce obtenue selon un mode de réalisation de l’invention en comparaison du fluage de pièces de l’art antérieur. - la est une photographie du fluage d’une pièce fabriquée selon le procédé de la . - la est une photographie du fluage d’une pièce fabriquée selon le procédé de la . - la est une photographie du fluage d’une pièce fabriquée selon un mode de réalisation de l’invention. Sur l’ensemble des figures, les éléments similaires portent des références identiques. DEFINITIONS On désigne par le terme « superalliage » un alliage présentant, à haute température et à haute pression, une très bonne résistance à l'oxydation, à la corrosion, au fluage et à des contraintes cycliques (notamment mécaniques ou thermiques). Un superalliage peut présenter une microstructure biphasique comprenant une première phase (appelée « phase γ ») formant une matrice, et une deuxième phase (appelée « phase γ’ ») formant des précipités durcissant dans la matrice. La coexistence de ces deux phases est désignée par microstructure γ-γ’. La « base » du superalliage désigne le composant métallique principal de la matrice. Dans la majorité des cas, les superalliages comprennent une base cobalt, ou nickel. La base du superalliage est préférentiellement une base nickel. Les « superalliages base nickel » présentent l’avantage d’offrir un bon compromis entre résistance à l’oxydation, résistance à la rupture à haute température et poids, ce qui justifie leur emploi dans les parties les plus chaudes des turboréacteurs. Les superalliages base nickel sont constitués d’une phase γ (ou matrice) de type austénitique cubique à face centrée γ-Ni, contenant éventuellement des additifs en solution solide de substitution α (Co, Cr, W, Mo, Re), et d’une phase γ’ (ou précipités) de type γ’-Ni 3 X, avec X = Al, Ti ou Ta. La phase γ’ possède une structure L12 ordonnée, dérivée de la structure cubique à face centrée, cohérente avec la matrice, c’est-à-dire ayant une maille atomique très proche de celle-ci. De par son caractère ordonné, la phase γ’ présente la propriété remarquable d’avoir une résistance mécanique qui augmente avec la température jusqu’à 800°C environ. La cohérence très forte entre les phases γ et γ’ confère une tenue mécanique à chaud très élevée des superalliages à base nickel, qui dépend elle-même du ratio γ/γ’ et de la taille des précipités durcissant. Les termes « fraction massique » désignent le rapport de la masse d’un élément ou d’un groupe d’éléments sur la masse totale. DESCRIPTION DETAILLEE DE L'INVENTION La pièce d’aéronef comprend un substrat en superalliage base nickel monocristallin. Le superalliage choisi peut être majoritairement composé de nickel et présenter préférentiellement une fraction massique en chrome comprise entre 7% et 9%, en cobalt comprise entre 5,5% et 7,5%, en aluminium comprise entre 4% et 6%, en titane comprise entre 1% et 2%, en tantale comprise entre 7% et 9%, en molybdène comprise entre 1% et 3%, en tungstène comprise entre 4,5% et 6,5%, le superalliage comprenant également du carbone et du zirconium. Notamment, le superalliage appelé « AM1 » (marque déposée) peut être choisi. D’autres superalliages base nickel peuvent également être utilisés pour la fabrication du substrat, notamment les superalliages appelés « AM3 », « MC2 », « MC-NG », « CMSX-4 », « CMSX-4Plus » (marques déposées). Le superalliage peut être majoritairement composé de nickel et présenter préférentiellement une fraction massique en chrome comprise entre 2,5% et 4,5%, en cobalt comprise entre 9% et 11%, en aluminium comprise entre 4,5% et 6,5%, en titane comprise entre 0,5% et 1%, en tantale comprise entre 7% et 9%, en molybdène comprise entre 0,3% et 1%, en tungstène comprise entre 5% et 7%, en rhénium comprise entre 4% et 5,5%. En référence à la , un procédé de fabrication d’une pièce selon un mode de réalisation de l’invention comprend une étape de moulage de la pièce à une température supérieure à la température de fusion du superalliage. Le procédé comprend, après l’étape de moulage, une mise en solution S1 de la pièce. La mise en solution de la pièce est mise en œuvre à une température T 1 . La température T 1 est comprise entre la température de solvus de la phase γ’ et la température de fusion du superalliage. La mise en solution permet la diffusion des éléments du superalliage dans le substrat de la pièce. La concentration des différents éléments dans le substrat est ainsi homogénéisée. La pièce est ensuite refroidie à température ambiante, à vitesse contrôlée. Suite à la mise en solution S1, la pièce est refroidie à température ambiante. Un premier revenu R1 à une seconde température T 2 comprise entre 1000°C et 1200°C pendant au moins 3 heures, et un deuxième revenu R2 à une troisième température T 3 comprise entre 800°C et 900°C au moins pendant 10 heures sont ensuite mis en œuvre. Ces traitements permettent d’optimiser la taille, la morphologie et la distribution des précipités γ’, ainsi que leur fraction volumique. La pièce est refroidie à température ambiante, et subit ensuite une déformation plastique intentionnelle D1. La pièce peut être démoulée avant ou après l’étape S1. Par exemple, il est possible de venir briser le moule en utilisant des vibrations. Le démoulage peut entraîner une forte concentration locale de contraintes lors du processus de refroidissement de la pièce en raison d’un gradient de vitesse de refroidissement local, ces contraintes entraînant une déformation plastique non-intentionnelle. La pièce peut également subir une déformation plastique non-intentionnelle par d’autres moyens, tels que l’assemblage de la pièce à une autre pièce, la manipulation ou le déplacement de la pièce, ou par un choc inattendu lors de la manipulation de la pièce. La déformation plastique D1, appliquée après l’étape R2, est intentionnelle, par exemple une contrainte en traction et/ou torsion est préférentiellement appliquée à la pièce. En particulier, si la pièce présente un défaut géométrique entraîné par le retrait de la pièce du moule de coulée, une déformation plastique est appliquée intentionnellement sur la pièce de manière à modifier sa géométrie. Le procédé ainsi mis en œuvre permet de conserver ou d’augmenter la durée de vie de la pièce en conditions de travail. En effet, en référence à la , la déformation plastique D1 peut provoquer l’apparition de bandes glissement dans la microstructure du substrat. Cependant, la déformation plastique D1 mise en œuvre après les étapes de mise en solution S1, de premier revenu R1, et de second revenu R2, permet de limiter l’endommagement microstructural dans des conditions de placement de la pièce dans une atmosphère à haute température, par exemple supérieure à 950°C, en diminuant ou évitant le grossissement des précipités γ’, et donc une déformation localisée dans la zone proche de la bande de glissement qui peut conduire à de la recristallisation. La illustre un test de fluage mis en œuvre à une température de 1050°C avec une contrainte de chargement de 140 MPa. La courbe (a) correspond à une mesure de l’allongement d’une pièce connue, n’ayant pas subi de déformation plastique, par exemple obtenue selon le procédé décrit en . La courbe (b) correspond à une mesure de l’allongement en fonction du temps d’une pièce connue, ayant subi une déformation plastique, par exemple obtenue selon le procédé décrit en . La courbe (c) correspond à une mesure de l’allongement en fonction du temps d’une pièce fabriquée selon le mode de réalisation de l’invention décrit ci-avant, le procédé comprenant une étape de déformation plastique D1 intentionnelle ou non intentionnelle à température ambiante après un traitement thermique complet. La déformation plastique de la pièce correspondant à la courbe (b) réduit la durée de vie de la pièce en raison de l’endommagement localisé dans les bandes de glissement qui conduit à une dégradation locale accélérée de la microstructure conduisant à la recristallisation pendant le fluage. La durée de fluage de la pièce correspondant à la courbe (c) est supérieure à celle de la pièce correspondant au modèle (a). La durée de fluage de la pièce correspondant à la courbe (c) est de 90 % de celle de la pièce correspondant au modèle (a). L'aspect de différentes pièces suite au test de fluage est montré sur les figures 8, 9 et 10 . La pièce exposée en est obtenue selon le procédé décrit en . La pièce exposée en est obtenue selon le procédé décrit en . La pièce exposée en est obtenue selon le mode de réalisation décrit en . Cette pièce a une ductilité comparable à la pièce de la , sa surface de rupture montre l'effet de la déformation plastique et du plan de glissement. Ainsi, la pièce exposée en démontre qu'une déformation plastique intentionnelle ou non intentionnelle, à température ambiante après un traitement thermique complet, conserve les propriétés mécaniques de ladite pièce. Ainsi, l'effet de la déformation sur les propriétés de fluage est négligeable car il n'y a pas de grossissement des précipités. En conséquence, avantageusement, dans le procédé proposée, aucune étape de traitement thermique supplémentaire, postérieure à la déformation plastique D1, n’est nécessaire pour maintenir les propriétés de fluage du matériau. Procédé de fabrication d’une pièce d’aéronef, la pièce comprenant un substrat en superalliage base nickel monocristallin, le procédé mettant successivement en œuvre les étapes de : - moulage de la pièce à une température de moulage supérieure à la température de fusion du superalliage, et refroidissement de la pièce, de manière à ce que le superalliage monocristallin présente une phase γ et une phase γ’, - mise en solution (S1) de la pièce à une première température T 1 comprise entre la température de solvus de la phase γ’ et la température de fusion du superalliage, - refroidissement de la pièce, - premier revenu (R1) et deuxième revenu (R2), - refroidissement de la pièce, et de - déformation plastique intentionnelle (D1). Procédé selon la revendication 1, dans lequel le superalliage est majoritairement composé de nickel et présente une fraction massique en chrome comprise entre 7% et 9%, en cobalt comprise entre 5,5% et 7,5%, en aluminium comprise entre 4% et 6%, en titane comprise entre 1% et 2%, en tantale comprise entre 7% et 9%, en molybdène comprise entre 1% et 3%, en tungstène comprise entre 4,5% et 6,5%, le superalliage comprenant également du carbone et du zirconium. Procédé selon la revendication 1, dans lequel le superalliage est majoritairement composé de nickel et présente une fraction massique en chrome comprise entre 2,5% et 4,5%, en cobalt comprise entre 9% et 11%, en aluminium comprise entre 4,5% et 6,5%, en titane comprise entre 0,5% et 1%, en tantale comprise entre 7% et 9%, en molybdène comprise entre 0,3% et 1%, en tungstène comprise entre 5% et 7%, en rhénium comprise entre 4% et 5,5%. Procédé selon l’une des revendications 1 à 3, dans lequel l’étape de déformation plastique intentionnelle (D1) est réalisée à température ambiante. Procédé selon l’une des revendications 1 à 4, dans lequel l’étape de déformation plastique intentionnelle (D1) comporte une contrainte en traction et/ou torsion appliquée sur la pièce. Procédé selon la revendication 5, dans lequel la contrainte en traction est appliquée de sorte que la vitesse de déformation soit inférieure à 10 -3 s -1 en tout point de la pièce. Procédé selon la revendication 5 ou 6, dans lequel l’application de la contrainte en traction est orientée selon une direction de traction, et est supprimée dès que la longueur de la pièce dans la direction de traction est plus élevée que 1,02 fois la longueur initiale de la pièce dans la direction de traction. Procédé selon l’une des revendications 1 à 7, dans lequel le premier revenu (R1) est mis en œuvre à une seconde température T 2 comprise entre 1000°C et 1200°C pendant au moins 3 heures, et le deuxième revenu (R2) est mis en œuvre à une troisième température T 3 comprise entre 800°C et 900°C pendant au moins 10 heures.