FR 2519033 A1 19830701 FR 8221748 A 19821224 La présente invention concerne le domaine d'arti- mécanioue cles en superalliage à base de nickel de haute résistance / tes que les composants de moteurs à turbine à gaz qui sont à la fois résistants à la corrosion et sont capables de fonctionner aux hautes températures L'invention concerne également le domaine des articles en superalliages en monocristal. Des demandes croissantes pour le rendement des moteurs à turbine à gaz ont résulté en des demandes de matières capables de résister aux conditions de fonction- nement plus sévères En particulier, des capacités à des températures accrues sont exigées pour certaines applications, ensemble avec la résistance à la corrosion. Dans le brevet US No 3 494 709,on décrit la fabri- cation de composants de turbines à gaz sous forme de monocristal pour des performances améliorées Dans le brevet US No 4 116 723,on décrit un traitement thermique applicable à des articles en superalliage en monocristal dans le but d'améliorer les propriétés Dans le brevet US No. mecanîqe 3 619 182,on décrit un superalliage de résistanceïmodérée ayant une résistance supérieure à la corrosion. Selon la présente invention des alliages ayant la composition suivante, 9, 5 -14 % Cr, 7-11 % Co, 1-2,5 % Mo, 0-1 % Nb 3-6 % W, 3-6 % Ta, 3-4 % Ai, 3-5 % Ti,/le complément étant essentiellement du nickel, sont réalisés ayant des proprié- tés mécaniques améliorées par la fabrication de l'alliage sous forme de monocristal L'article en monocristal résul- tant est alorslde préférencesoumis à un traitement thermi- que Les alliages de monocristal soumis à un traitement thermique selon cette composition, présen 1 rt uneamélioration d'au moins 10 fois en ce qui concerne la durée de vie jusqu'à rupture par comparaison aux alliages de compositions similaires qui ont été solidifiés selon la manière habituel- le pour produire une structure polycristalline équiaxe. D'autres caractéristiques et avantages seront apparentes à partir de la description et des revendications qui représentent un mode de réalisation de l'invention. La présente invention avait son origine dans une observation surprenante et inattendue Une série de super- -2519033 -2- alliages commerciaux ont été testés sous trois formes diffé- rentes Des échantillons ont été préparés sous forme poly- cristalline (moulés selon la manière habituelle), sous forme de grains en colonnes (solidification orientée) et sous forme de monocristal (solidification orientée) Les alliages testés étaient MAR-M 200, MAR-M 247, IN 939 et IN 792 Les deux premiers alliages sont produits par Martin Metals Corporation et les derniers alliages sont fournis par International Nickel Corporation La composition de ces alliages teb qu'ils ont été testés, est donnée dans le tableau 1 En se référant au tableau 1, on peut voir que les matières moulées selon la manière habituelle contenaient des éléments durcisseurs de la limite de grains telsque le carbone, le bore et le zirconium ainsi que c'est également le cas des matières à structure à grains en colonnes. La plupart des échantillons à grains en colonn E contenaient également des additions de hafnium pour améliorer la ductili- té transversale La plupart des échantillons en monocristal ne contenaient aucun de ces éléments carbone, bore, zirconium ou hafnium. Les échantillons d'alliagesmoul ont été soumis à un traitement thermique tel qu'il est décrit dans le tableau 2 et lestraitementsthermiquesqui y sont décrits sont des traitements thermiques habituels qui sont typiques de ceux qu'un spécialiste en la matière aurait tendance à utiliser. Ces échantillons d'alliage ont été soumis à des essais de fluage sous des conditions différentes de charges et de températuresavec les résultats donnés dans le tableau 3 Le tableau 3 montre les avantages surprenants et inattendus dérivant de la fabrication de l'alliage IN 792 modifié sous forme de monocristal Pour les alliages MAR -M 200, MAR-M 247 et IN 939 les rapports de la durée de vie jusqu'à rupture des échantillons en monocristal par rapport aux échantillons moulés selon la manière habituelle, se situaient en moyenne à 4,1 X, cependant dans le cas de IN 792, le rapportde la durée de vie jusqu'à rupture du monocristal par rapport à la durée de vie jusqu'à rupture après moulage habituel était de plus de 17 X (moyenne des tests entre 8700 C/344,75 M Pa et 9800 C/186,16 M Pa). Ce degré d'amélioration est surprenant et inattendu. Il semble donc que l'amélioration (de la durée de vie Par fluage jusqu'à rupture) obtenue par fabrication de IN 792 (modifié) sous forme de monocristal est d'environ 370 % supérieur à l'avantage que l'on aurait prédit en fonction des données avec les autres superalliages Dans le but de définir les résultats de l'invention, il semble qu'un minimum d'amélioration de l OX de la durée de vie jusqu'à rupture par fluage sera obtenu. Une conclusion similaire est obtenue si l'on considère la durée jusqu'à fluage de 1 % Dans ce casen se basant sur les deux alliages MAR M on s'attendrait à une amélioration moyenne de 5,4 X en changeant la macrostructure de l'échantillon s-ustest depuis une structure polycristalli- ne en une structure de monocristal (simultanément avec des changements minimes de compositions et de traitement thermique) En fait, en réalisant ce changement pour l'alliage IN 792 modifié, on obtient un résultat moyen d'environ 12,6 X De nouveau, ceci est une amélioratbn disproportionnée et inattendue et non prévisible de la con- naissance antérieure de l'état de la technique. L'amélioration substantielle des propriétés de fluage est rendue plus significative parce que la compositbn selon l'invention est légèrement moins dense que les autres alliages testés En outre, la résistance notable à la corrosion présentée par l'alliage IN 792 est entièrement maintenue dans cette invention. Un traitement thermique Oque celui décrit dans le brevet US No 4 116 723 est préféré dans le but d'obtenir une augmentation maximum des propriétés Un tel traitement thermique implique la mise en solution de la phase gamma prime et l'homogénéisation de la structure moulée à une température supérieure à la température solvus de gamma prime ( 12320 C pour la composition selon l'invention)suivbs par un ou plusieurs traitement de vieillissement à une température plus basse. Dans le brevet US No 4 116 723 on décrit de tels traitements. Bien entendu diverses-modifications peuvent être 19033 4 - apportées par l'homme de l'art aux articles qui viennent d'être décrits uniquement à titre d'exemples non limitatifs sans sortir du cadre de l'invention. TABLEAU 1, COMPOSITION D'ALLIAGE (Pourcents en poids) Mode de Solidifi- cation Cr W Mo Ta Nb Al Alliage Ti Co C B Zr lif Ni Compl ' Compl. Compl. MAR-M 200 cc CG Sc 9 12 y 5 9 12 9 1 2 1 5 2 1 O 01-1 5 1 5 2 1 O O 15 1 5 2 __ __ 0 O 1 5 0 1 01 5 0 O 5 01, O 5 1 t 5 0 y 6 5 0 1 6 3 1 1 3 1 3 1 5 1 5 18 loi 1 92 O ? 15 1 O O 1 1 5 Compl. Compl. Compl. MAR-M 247 cc CG Sc 8 ? 4 8 1 4 101 5 OP 015 0 1 O 1 5 01 06 0 06 1 y 4 1 il 4 ui cc 2215 CG 2215 Sc 22, 5 1 ? 4 1 r 4 1 t 4 1 1 19 1 l'q 1 119 3 f 7 3 7 3, 7 0, 1 5 0, 15 M 10 __ Compl. 0,010 Compl. Compl. IN-939 0 01 0, 01 IN-792 cc 1212 CG 1212 Sc 12 > 5 3 18 3 f 3 3 y 8 1 79 1 p 9 1 t 9 3 f 9 3 ? 9 4 r O 3 P 5 3 1 5 3, 5 4 y 1 4 p 1 4 ?O 9 01, 12 9 01 12 9 __ OP 015 0, 01 5 0, 06 0 ? 07 01 5 ilr 2 Compl. Compl. Compl. CC Moulage habituel; CG Grains en colonnes; SC Monocristal r-J U NO t A tw Mode de soli- Alliage dfcto TABLEAU 2 TRAITEMENT THERMIQUE DE L'ALLIAGE DL Traitement thermique + 8710 C / 32 tirs + 108000 /4 lhrs + + 10800 C /4 lhrs + 871 OC/32 hirs 8710 C/32 hirs 10800 C 12320 C 13160 C /4 hirs /2 tirs /2 hirs 11600 C /4 1.160 C /4 12320 C/ 4 tirs hirs tirs + 8710 C / + 9820 C / + 13230 C/ + 10000 C/ + 100000/ + 1080 OC/ lirs hrs + 2 lirs + 6 hirs + 6 hirs + 4 hirs + 871 (C /20 lhrs 9820 C / 5 hirs + 871 WC/201,rs 900 OC/24 hrs + 7000 C/161 irs 9000 C/24 hirs + 7 000 C/161 irscl 8710 C/32 hirs 11210 C/ 2 tirs + 8160 C/ 24 12040 C/ 10 tirs + 12200 C / 12460 C/ 4 tirs + 10800 C / tirs 2 tirs 4 tirs + 10800 C/4 tirs + 8160 C/24-irs + 8710 C/32 tirs CC Moulage habituel; CC Grains en colonnes; SC Monocristal. MAR-M 200 Ccc CG Sc 10900 C 12040 Oc 1301 OC /4 tirs /12 hr s /4 tirs MAR-M 247 IN-939 cc CG Sc Ccc CG Sc IN-792 cc CG Sc No C> 1 TABLEAU 3 INCLUENCE DU MODE DE SOLIDIFICATION SUR LES PROPRIETES DE RESISTANCE AU FLUAGE Alliage Mode de Solidifi- cation * MAR-M 200 CC CG SC Teipéra- ture ( c) Contrainte (M Pa) Durée jusqu'à 1 % de fluage (hrs) 413,7 19 60 413 y 7 19 Fluage Rapport SC/CC des du- rées de vie 1 % sc//CG 610 2 r 3 Durée de vie jusqu' à rupture (hrs) Rapport de durées de Rupture vie SC/cc SC/CG 6,4 2,0. CC CG SC MAR-M 247 CC CG SC IN-939 IN-792 CC CG SC CC CG SC CC CG SC *CC Moulage habituel; 220164 11 206,85 344,7 17 186,16 7 CG Grains en colonnes 418 2,7 12 r 2 444 1192 13,0 5,4 334 SC Monocristal X 3 1,7 lr 7 1; 2,8 1 t 7 19,9 r 2 3,9 ru LM o w O 2,8 -8- Revendications: 1 Article en superalliage à base de nickel de haute résistance caractérisé en ce qu'il consiste essentiellement en 9,5 -14 % Cr,07 Âl b Co, 1-2,5 % Mo, 3-6 % W, 3-6 % Ta, 3-4 % Ai, 3-5 % Ti,/le complément étant essentiellement du nickel, le total de A 1 + Ti étant situé entre environ 6,5 à 8 %, cet alliage étant sous forme de monocristal et présentant ainsi une durée de vie jusqu'à rupture sensiblement améliorée à des tempé- ratures élevées par rapport aux alliages similaires sous forme mouléeselon la manière habituelle 2 Article selon la revendication 1, caractérisé en ce qu'il a été soumis à un traitement thermique et en ce qu'il présente une amélioration de durée de vie jusqu'à rupture d'au moins 10 X par rapport à des articles similai- res moulés sous forme habituelle.