EP4314368A1 - Alliage de fonderie intermétallique tial - Google Patents

Alliage de fonderie intermétallique tial

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Publication number
EP4314368A1
EP4314368A1 EP22717225.1A EP22717225A EP4314368A1 EP 4314368 A1 EP4314368 A1 EP 4314368A1 EP 22717225 A EP22717225 A EP 22717225A EP 4314368 A1 EP4314368 A1 EP 4314368A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
alloy
phase
temperature
alloy according
grains
Prior art date
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Pending
Application number
EP22717225.1A
Other languages
German (de)
English (en)
Inventor
Pierre Jean SALLOT
Zhao HUVELIN
Mikael PERRUT
Agnès Bachelier-Locq
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Office National dEtudes et de Recherches Aerospatiales ONERA
Safran SA
Original Assignee
Office National dEtudes et de Recherches Aerospatiales ONERA
Safran SA
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Office National dEtudes et de Recherches Aerospatiales ONERA, Safran SA filed Critical Office National dEtudes et de Recherches Aerospatiales ONERA
Publication of EP4314368A1 publication Critical patent/EP4314368A1/fr
Pending legal-status Critical Current

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Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C14/00—Alloys based on titanium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/002—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working by rapid cooling or quenching; cooling agents used therefor
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
    • C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon
    • C22F1/183—High-melting or refractory metals or alloys based thereon of titanium or alloys based thereon

Definitions

  • the present invention relates to the technical field of TiAl intermetallic alloys and in particular foundry intermetallic alloys for the manufacture of aeronautical turbines such as blades or distributors. More particularly, the present invention relates to TiAI intermetallic alloys compatible with high-speed turbines, making it possible to improve the thermodynamic efficiency of engines and thus to limit polluting emissions.
  • the most commonly used turbines are slow turbines, such as the CFM56, LEAP or even GE90 turbines.
  • the parts of these turbines, in particular the blades and/or the distributors, are generally made of first-generation TiAl intermetallic alloy, such as for example Ti-48Al-2Cr-2Nb (in at.% - hereafter TiAl 48-2 -2). These alloys have sufficient mechanical properties for the temperatures reached by these turbines and the mechanical stresses to which they are subjected.
  • the TiAI 48-2-2 finds its limits not because of the temperature of use, its mechanical properties being stable up to approximately 800°C, but because of the limits of acceptability of these. Indeed, they are considered too weak for the needs of fast turbines: with a yield stress Rpo,2 (i.e. the stress leaving 0.2% residual plastic deformation after it is removed ) around 300 MPa over the temperature range of interest, in particular between 25° C. and 900° C. and an elongation at break close to 1% at room temperature.
  • this alloy is peritectic solidification and most often has a duplex microstructure composed of y grains (y-TiAI) and lamellar grains (g-TiAI and c ⁇ -T AI lamellae).
  • TNM-B1 Ti-43.5Al-4Nb-1Mo-0.1 B (at.% - hereinafter TNM-B1) which has superior mechanical properties to TiAl 48-2-2 over the interval temperatures 25 to 750°C. It has a high Rpo,2 greater than 500 MPa over the temperature range from 25°C to 750°C. However, it has weaknesses. First of all, its elongation at break at room temperature is low (less than 1%). Furthermore, this alloy contains large amounts of b-gene alloying elements (which generate b-phase, b-phase stabilizer), such as niobium (Nb) and molybdenum (Mo).
  • Nb niobium
  • Mo molybdenum
  • El representing B, Ge or Si; Me representing Co, Cr, Ge, Hf, Mn, Mo, Nb, Pd, Ta, V, W, Y, and/or Zr; 0.46 ⁇ x ⁇ 0.54; y can take several values depending on the element El chosen, but in general is between 0 and 0.02; 0.01 ⁇ z ⁇ 0.04 if a single element Me is chosen, or 0.01 ⁇ z ⁇ 0.08 if several elements Me are chosen; 0.46 ⁇ x+y+z ⁇ 0.54.
  • One of the objectives of the present invention is therefore to overcome at least one drawback of the prior art presented above and more particularly to propose an alloy TiAl intermetallic foundry exhibiting both good mechanical properties at high temperature and sufficient ductility at ambient temperature.
  • the present invention provides a TiAl intermetallic foundry alloy comprising: 44 ⁇ Al ⁇ 47 at.%; 0 ⁇ Zr ⁇ 2 at.%; 1 ⁇ W ⁇ 2 at.%; and only one of the following:
  • Such an alloy has intermediate mechanical properties between TiAI 48-2-2 and TNM-B1, while having increased stability and resistance to oxidation for temperatures above 700°C.
  • Such a composition allows solidification b of the alloy.
  • Solidification b is particularly sought here because it makes it possible to refine the raw foundry grain size and thus reduce the risks of segregation and also improves the ductility of the alloy.
  • the b domains can then be removed by heat treatments.
  • Such an alloy can be used in the manufacture of fast aeronautical turbine parts, such as blades and distributors.
  • the alloy preferably comprises less than 0.3 at.% of Si, C and B in total.
  • the alloy comprises vanadium
  • it preferably comprises: 44 ⁇ Al ⁇ 46 at.%, preferably 44.5 ⁇ Al ⁇ 45.5 at.%; 0 ⁇ Zr ⁇ 2 at.%; 1 ⁇ W ⁇ 2 at.%; and 0.5 ⁇ V ⁇ 2 at.%. It is free of chromium and niobium.
  • the alloy comprises chromium, it preferably comprises: 44 ⁇ Al ⁇ 46 at.%, preferably 44.5 ⁇ Al ⁇ 45.5 at.%; 0 ⁇ Zr ⁇ 2 at.%; 1 ⁇ W ⁇ 2 at.%; and 0.5 ⁇ Cr ⁇ 2 at.%. It is vanadium and niobium free.
  • the alloy comprises niobium, it preferably comprises: 45 ⁇ Al ⁇ 47 at.%, preferably 45.5 ⁇ Al ⁇ 46.5 at.%; 0 ⁇ Zr ⁇ 2 at.%; 1 ⁇ W ⁇ 2 at.%; and 0 ⁇ Nb ⁇ 4 at.%. It is vanadium and chromium free.
  • the alloy may preferably comprise a b-phase fraction of less than 1 vol.%.
  • the alloy can preferably have a single-phase domain at a temperature below 1350°C, preferably below 1300°C.
  • the alloy can have a conventional yield strength Rp0.2 of between 400 and 700 MPa at a temperature of between 25 and 900°C.
  • the alloy may comprise at least 20% of a2 phase by volume at room temperature (in particular between 20°C and 25°C).
  • the present alloy is advantageously used for the manufacture of aeronautical parts and in particular for high-speed turbines, for example blades or distributors.
  • Figures 1 to 11 show photographs of the microstructure of the alloys of Examples and Comparative Examples. The contrast was not homogenized on all the photographs.
  • FIG. 1 shows the raw microstructure of solidification of comparative example 1 (P-45AI-2W), we observe there dendrites of phase b DB testifying to the solidification b.
  • FIG. 2 shows the raw microstructure of solidification of comparative example 4 (P-45AI-2W-1Zr), we observe there dendrites of phase b DB testifying to the solidification b.
  • FIG. 3 shows the raw microstructure of solidification of comparative example 5 (P-45AI-2W-2Zr), we observe there dendrites of phase b DB testifying to the solidification b.
  • FIG. 4 shows the microstructure after TT1 of comparative example 1, a large fraction of phase b PB is observed there.
  • FIG. 5 shows the microstructure after TT1 of comparative example 4, a large fraction of phase b PB is observed there.
  • FIG. 6 shows the microstructure after TT1 of comparative example 5, a large fraction of phase b PB is observed there, in places precipitated in lamellar form LB.
  • FIG. 7 shows the microstructure after TT1 of comparative example 6 (Ti-45AI-2W-1Zr-1V-3Nb), a large fraction of phase b precipitated in lamellar form LB is observed there.
  • FIG. 8 shows the microstructure after TT1 of comparative example 8 (Ti-45AI-2W-1Zr-1Cr-3Nb), a large fraction of phase b precipitated in lamellar form LB is observed there.
  • FIG. 9 shows the microstructure after TT1 of example 1 (Ti-45AI-2W-1Zr-1V) according to the invention, the virtual absence of phase b PB is observed there.
  • FIG. 10 shows the microstructure after TT1 of example 2 (Ti-45AI-2W-1Zr-1Cr) according to the invention, a small fraction of phase b PB is observed there.
  • FIG. 11 shows the microstructure after TT1 of example 5 (Ti-46Al-2W-1Zr-3Nb) according to the invention, a small fraction of phase b PB is observed there.
  • TiAl intermetallic foundry alloy according to the present invention is further described below.
  • This TiAI intermetallic casting alloy includes titanium, aluminum, zirconium, tungsten as well as a single element among vanadium, chromium and niobium. More particularly, this foundry alloy comprises 44 ⁇ Al ⁇ 47 at.%; 0 ⁇ Zr ⁇ 2 at.%;
  • the amount of aluminum was chosen based on the following observations. The more the aluminum content increases, the more the elastic limit Rpo,2 at ambient temperature decreases, and the more the ductility increases. Thus, to be able to have mechanical performance between TiAI 48-2-2 and TNM-B1, the aluminum should be kept between 44 and 48 at.%. It is also known that tungsten improves mechanical strength and resistance to oxidation. The addition of tungsten is however not obvious because this element is b-gene, that is to say that the fraction of phase b remaining despite the heat treatments aimed at reducing it is significant. However, in the context of the present invention, the addition of tungsten allows the stabilization of the single-phase domain a at high temperature and allows it to be maintained over the range of aluminum levels mentioned.
  • the alloy below 1 at.% of tungsten, no beneficial effect of the addition of this element is observed for the alloy. Above 2 at.%, the advantage induced by the addition of tungsten is counteracted by the appearance of phase b in too great a quantity and by a degree of segregation too great to be able to be suppressed using heat treatments or by adding alloying elements.
  • the range chosen thus allows the alloy to preferably comprise less
  • the zirconium makes it possible to stabilize the lamellar microstructure of the alloy, with the presence of grains y at the grain boundaries, but also to reduce segregations including during casting and to limit the formation of phase b. This prevents the deterioration of the mechanical properties of the alloy.
  • the fraction of phase b increases beyond 1 vol.% and neither the heat treatment nor the Adding additional elements does not allow you to go below this limit.
  • Vanadium greatly limits segregation during casting and improves the ductility of TiAl alloys at low temperatures. Vanadium can also enhance the creep resistance of these alloys.
  • Chromium improves the resistance to oxidation and the ductility of TiAl alloys at low temperatures.
  • Niobium improves the mechanical strength as well as the oxidation resistance of TiAl alloys.
  • this element has a strong b-gene power which can induce the precipitation of a large fraction of b-phase which does not disappear during heat treatment.
  • niobium in addition to W and Zr.
  • phase b which, as indicated above, makes it possible to refine the as-cast grain size and thus reduce the risk of segregation as well as improving the ductility of the alloy while having the necessary properties at high temperature, for example mechanical strength and resistance to oxidation.
  • solidification b is sought because it leads to finer grains, one must be sure to to be able to control the fraction of residual phase b over the temperature range between 25 and 900°C. Indeed, only part of phase b is transformed into phase a during cooling.
  • the combination mentioned above makes it possible to eliminate a large part of phase b by heat treatment until it drops below 1% by volume.
  • the alloy comprises less than 0.3 at.% of Si, C and B in total, preferably less than 0.1 at.%.
  • a greater quantity of Si, C and/or B promotes the appearance of the b phase, which cannot be removed by heat treatment.
  • the alloy preferably has a single-phase domain at a temperature below 1350°C, preferably below 1300°C. It preferably has a conventional yield strength Rpo,2 of between 400 and 700 MPa at a temperature of between 25 and 900°C. This means that between 25 and 900°C, the conventional yield strength remains between 400 and 700 MPa.
  • the alloy described above can be obtained by the following manufacturing process.
  • the alloy is cast from TÎ-45AI-2W by adding the necessary additive elements, i.e.: zirconium and only one of the elements vanadium, chromium and niobium.
  • the quantities to be added must allow the characteristics of the alloy described above to be achieved.
  • the cast alloy is subjected to a homogenization treatment followed by controlled cooling.
  • the homogenization treatment comprises heating to a temperature between 1200°C and 1500°C, preferably between 1250°C and 1350°C, for example 1300°C.
  • the heating time at the chosen temperature can be between 1 and 15 h, preferably between 1 h and 10 h, for example 5 h.
  • the homogenization treatment is preferably carried out under neutral gas.
  • the homogenization treatment makes it possible to homogenize the solidification microstructure while maintaining the b-phase fraction at a minimum value (in particular less than 1 vol.%).
  • the cooling is carried out in a controlled manner at a rate of between 25° C./min and 300° C./min, preferably 50° C./min and 200° C./min, for example 100° C./min. Cooling is preferably applied to room temperature. This cooling makes it possible to supersaturate the phase at high temperatures so that at the second tempering treatment described below, lamellar grains ⁇ 3 ⁇ 4 + g can be obtained with thin lamellae.
  • a second tempering treatment at a temperature below the homogenization temperature can be provided.
  • This tempering comprises heating to a temperature of between 700°C and 1200°C, preferably between 850°C and 1100°C, for example 900°C or 1000°C.
  • the cooling is preferably carried out under neutral gas.
  • the income can last from 3 to 15 h, preferably from 4 to 10 h, for example 3 h or 6 h.
  • Tempering is preferably carried out under neutral gas.
  • the temperature ranges mentioned above make it possible to minimize the transformation of the discontinuous growth type which is unfavorable to the creep resistance.
  • This second tempering treatment also makes it possible to relax the internal stresses generated by the cooling following the homogenization treatment.
  • the alloy is an alloy comprising vanadium but is free of chromium and niobium.
  • This alloy includes:
  • 0 ⁇ Zr ⁇ 2 at.% preferably 0.5 ⁇ Zr ⁇ 1.5 at.%, for example 1 at.%;
  • 1 ⁇ W ⁇ 2 at.% for example 1 at.%, 1.5 at.% or 2 at.%;
  • the alloy is an alloy comprising chromium but is free of vanadium and niobium.
  • This alloy includes:
  • 0 ⁇ Zr ⁇ 2 at.% preferably 0.5 ⁇ Zr ⁇ 1.5 at.%, for example 1 at.%;
  • 1 ⁇ W ⁇ 2 at.% for example 1 at.%, 1.5 at.% or 2 at.%;
  • the alloy is an alloy comprising niobium but is free of vanadium and chromium.
  • This alloy includes:
  • 0 ⁇ Zr ⁇ 2 at.% preferably 0.5 ⁇ Zr ⁇ 1.5 at.%, for example 1 at.%;
  • 1 ⁇ W ⁇ 2 at.% for example 1 at.%, 1.5 at.% or 2 at.%;
  • 0 ⁇ Nb ⁇ 4 at.% preferably 0.5 ⁇ Nb ⁇ 3.5 at.%, for example, 1 at.%, 2 at.% or 3 at.%.
  • Table 1 presents a plurality of alloys according to the invention. The proportions are given in percentage of atoms.
  • L means lamellar grains, "y” y-grains, and “b” b-grains.
  • L means lamellar grains, "y” y-grains, and “b” b-grains.

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Abstract

La présente invention concerne le domaine technique des alliages de fonderie intermétallique TiAl. Plus particulièrement, elle concerne un tel alliage comprenant : 44 ≤ Al ≤ 47 at.%; 0 < Zr < 2 at.%;5 1 ≤ W ≤ 2 at.%; et un seul des éléments suivants : 0,5 ≤ V ≤ 2 at.%; 0,5 ≤ Cr ≤ 2 at.%; 0 < Nb < 4 at.%.10

Description

DESCRIPTION
TITRE : Alliage de fonderie intermétallique TiAI
Domaine technique de l’invention
La présente invention concerne le domaine technique des alliages intermétalliques TiAI et notamment des alliages intermétalliques de fonderie pour la fabrication de turbines aéronautiques tels que des aubes ou des distributeurs. Plus particulièrement, la présente invention concerne les alliages intermétalliques TiAI compatibles avec les turbines rapides permettant d’améliorer le rendement thermodynamique des moteurs et ainsi de limiter les émissions polluantes.
Etat de la technique antérieure
Actuellement, les turbines les plus couramment utilisées sont des turbines lentes, comme par exemple les turbines CFM56, LEAP ou encore GE90. Les pièces de ces turbines, notamment les aubes et/ou les distributeurs, sont généralement réalisées en alliage intermétallique TiAI de première génération, comme par exemple le Ti-48AI-2Cr-2Nb (en at.% - ci-après TiAI 48-2-2). Ces alliages présentent des propriétés mécaniques suffisantes pour les températures atteintes par ces turbines et les contraintes mécaniques subies par celles-ci.
Cependant, de nouvelles technologies de turbines sont aujourd’hui étudiées, en particulier dans le but d’améliorer le rendement thermodynamique des moteurs et ainsi de limiter les émissions polluantes. Un exemple de telles turbines sont les turbines dites « rapides » qui émergent actuellement, et parmi celles-ci le GTF-1100G. Les températures atteintes par ces turbines rapides sont plus élevées que pour les turbines lentes (généralement inférieure à 750°C). Les contraintes mécaniques que les turbines rapides doivent supporter sont également plus importantes.
Le TiAI 48-2-2 trouve ses limites non pas à cause de la température d’utilisation, ses propriétés mécaniques étant stables jusqu’à 800°C environ, mais à cause des limites d’acceptabilité de celles-ci. En effet, elles sont jugées trop faibles pour les besoins des turbines rapides : avec une limite conventionnelle d’élasticité Rpo,2 (c’est-à-dire la contrainte laissant 0,2% de déformation plastique résiduelle après qu’elle est retirée) autour de 300 MPa sur l’intervalle de températures d’intérêt, notamment entre 25°C et 900°C et un allongement à la rupture proche de 1% à la température ambiante. En outre, cet alliage est à solidification péritectique et présente le plus souvent une microstructure duplexe composée de grains y (y-TiAI) et de grains lamellaires (lamelles g-TiAI et c^-T AI).
Un autre alliage est alors utilisé : Ti-43,5AI-4Nb-1Mo-0,1 B (at.% - ci-après TNM-B1) qui possède des propriétés mécaniques supérieures au TiAI 48-2-2 sur l’intervalle de températures 25 à 750°C. Il présente une Rpo,2 élevée supérieure à 500 MPa sur l’intervalle de température allant de 25°C à 750°C. Il présente cependant des faiblesses. Tout d’abord, son allongement à la rupture à température ambiante est faible (inférieur à 1%). Par ailleurs, cet alliage contient de grandes quantités d’éléments d’alliage b-gène (qui engendre de la phase b, en anglais b phase stabiliser), tels que le niobium (Nb) et le molybdène (Mo). Cela conduit à la formation d’une microstructure triplex composée de grains y (g-TiAI), de grains lamellaires (lamelles y-TiAI et c^-T AI), et de grains b (b-TίAI). Bien que les grains b améliorent le forgeage de cet alliage à haute température (au-dessus de 1200°C) et facilitent la production de pièces aux côtes souhaitées, ces grains b dans le cas de cet alliage demeurent dans la microstructure aux températures de fonctionnement malgré les traitements thermiques appliqués et visant à les éliminer. Par conséquent, les propriétés mécaniques de l’alliage sont fortement adoucies : aux températures supérieures à 750°C, les propriétés mécaniques du TNM-B1 diminuent très rapidement en traction et fluage, et peuvent être dans certains cas inférieures à celles du TiAI 48-2-2. Par ailleurs, cet inconvénient s’accompagne également d’une plus grande sensibilité aux phénomènes de vieillissement sous air, rendant l’alliage moins ductile encore, inconvénient qui n’est pas présent sur le TiAI 48-2-2.
Afin d’améliorer la tenue mécanique de ces alliages à chaud, certains auteurs proposent des combinaisons d’éléments d'addition permettant de rendre la matrice TiAI plus résistante. Par exemple, il a été proposé d’ajouter du tungstène (W) pour renforcer l’alliage.
Le document US 5286443 A décrit un alliage intermétallique TiAI dont la formule est la suivante : TixElyMezAli-(x+y+Z),
El représentant B, Ge ou Si ; Me représentant Co, Cr, Ge, Hf, Mn, Mo, Nb, Pd, Ta, V, W, Y, et/ou Zr ; 0,46 < x < 0,54 ; y pouvant prendre plusieurs valeurs selon l’élément El choisi, mais en général est compris entre 0 et 0,02 ; 0,01 < z < 0,04 si un seul élément Me est choisi, ou 0,01 < z < 0,08 si plusieurs éléments Me sont choisis ; 0,46 < x+y+z < 0,54.
Pas moins de 77 exemples de composition sont présentés dans ce document. Cependant, outre la dureté et la résistance à la rupture qui sont discutés brièvement, ce document ne fournit aucune information sur la structure cristalline de l’alliage. Or, comme nous l’avons vu pour le TNM-B1, c’est la présence de la phase b qui est nuisible aux propriétés mécaniques de l’alliage, et les éléments W, Nb, Ta sont connus pour être b-gènes et donc favorisent la formation de grains b dans l’alliage. Par ailleurs, les alliages présentés dans ce document comprennent tous 46 et 54 at.% d’aluminium alors qu’il est connu qu’une telle quantité d’aluminium favorise une solidification péritectique conduisant à une ségrégation sévère des éléments b-gènes ainsi qu’une taille de grain importante.
Présentation de l’invention
Un des objectifs de la présente invention est donc de pallier à au moins un inconvénient de la technique antérieure présentée ci-dessus et plus particulièrement de proposer un alliage intermétallique TiAI de fonderie présentant à la fois de bonnes propriétés mécaniques à haute température et une ductilité suffisante à l’ambiante.
Ainsi, la présente invention propose un alliage de fonderie intermétallique TiAI comprenant : 44 < Al < 47 at.% ; 0 < Zr < 2 at.% ; 1 < W < 2 at.% ; et un seul des éléments suivants :
0,5 < V < 2 at.% ; 0,5 < Cr < 2 at.% ; 0 < Nb < 4 at.%.
Un tel alliage possède des propriétés mécaniques intermédiaires entre le TiAI 48-2-2 et TNM-B1, tout en ayant une stabilité et une résistance à l’oxydation accrues pour des températures supérieures à 700°C.
Par ailleurs, une telle composition permet une solidification b de l’alliage. La solidification b est particulièrement recherchée ici car elle permet d’affiner la taille de grain brute de fonderie et ainsi réduire les risques de ségrégations et également améliore la ductilité de l’alliage. Les domaines b peuvent ensuite être supprimés par les traitements thermiques.
Un tel alliage est utilisable dans la fabrication de pièces de turbines aéronautiques rapides, comme les aubes et les distributeurs.
D’autres caractéristiques optionnelles et non limitatives sont les suivantes.
L’alliage comprend préférentiellement moins de 0,3 at.% de Si, C et B au total.
Lorsque l’alliage comprend du vanadium, il comprend de préférence : 44 < Al < 46 at.%, de préférence 44,5 < Al < 45,5 at.% ; 0 < Zr < 2 at.% ; 1 < W < 2 at.% ; et 0,5 < V < 2 at.%. Il est exempt de chrome et de niobium.
Lorsque l’alliage comprend du chrome, il comprend de préférence : 44 < Al < 46 at.%, de préférence 44,5 < Al < 45,5 at.% ; 0 < Zr < 2 at.% ; 1 < W < 2 at.% ; et 0,5 < Cr < 2 at.%. Il est exempt de vanadium et de niobium.
Lorsque l’alliage comprend du niobium, il comprend de préférence : 45 < Al < 47 at.%, de préférence 45,5 < Al < 46,5 at.% ; 0 < Zr < 2 at.% ; 1 < W < 2 at.% ; et 0 < Nb < 4 at.%. Il est exempt de vanadium et de chrome.
L’alliage peut comprendre de préférence une fraction de phase b inférieure à 1 vol.%. L’alliage peut présenter de préférence un domaine monophasé à une température inférieure à 1350°C, de préférence inférieure à 1300°C.
L’alliage peut présenter une limite conventionnelle d’élasticité Rp0,2 compris entre 400 et 700 MPa à une température comprise entre 25 et 900°C.
L’alliage peut comprendre au moins 20% de phase a2 en volume à température ambiante (notamment entre 20°C et 25°C).
Le présent alliage est avantageusement utilisé pour la fabrication de pièces aéronautiques et notamment pour turbines rapides, par exemple des aubes ou des distributeurs.
Brève description des figures Les figures 1 à 11 montrent des photographies de la microstructure des alliages des exemples et des exemples comparatifs. Le contraste n’a pas été homogénéisé sur l’ensemble des photographies.
[Fig. 1] montre la microstructure brute de solidification de l’exemple comparatif 1 (P-45AI- 2W), on y observe des dendrites de phase b DB témoignant de la solidification b.
[Fig. 2] montre la microstructure brute de solidification de l’exemple comparatif 4 (P-45AI- 2W-1Zr), on y observe des dendrites de phase b DB témoignant de la solidification b.
[Fig. 3] montre la microstructure brute de solidification de l’exemple comparatif 5 (P-45AI- 2W-2Zr), on y observe des dendrites de phase b DB témoignant de la solidification b.
[Fig. 4] montre la microstructure après TT1 de l’exemple comparatif 1, on y observe une fraction importante de phase b PB.
[Fig. 5] montre la microstructure après TT1 de l’exemple comparatif 4, on y observe une fraction importante de phase b PB.
[Fig. 6] montre la microstructure après TT1 de l’exemple comparatif 5, on y observe une fraction importante de phase b PB, par endroit précipitée sous forme lamellaire LB.
[Fig. 7] montre la microstructure après TT1 de l’exemple comparatif 6 (Ti-45AI-2W-1Zr-1V- 3Nb), on y observe une fraction importante de phase b précipitée sous forme lamellaire LB. [Fig. 8] montre la microstructure après TT1 de l’exemple comparatif 8 (Ti-45AI-2W-1Zr-1Cr- 3Nb), on y observe une fraction importante de phase b précipitée sous forme lamellaire LB. [Fig. 9] montre la microstructure après TT1 de l’exemple 1 (Ti-45AI-2W-1Zr-1V) selon l’invention, on y observe la quasi absence de phase b PB.
[Fig. 10] montre la microstructure après TT1 de l’exemple 2 (Ti-45AI-2W-1Zr-1Cr) selon l’invention, on y observe une fraction faible de phase b PB.
[Fig. 11] montre la microstructure après TT1 de l’exemple 5 (Ti-46AI-2W-1Zr-3Nb) selon l’invention, on y observe une fraction faible de phase b PB.
Description détaillée de l’invention
L’alliage de fonderie intermétallique TiAI selon la présente invention est décrit davantage ci- après.
Cet alliage de fonderie intermétallique TiAI comprend du titane, de l’aluminium, du zirconium, du tungstène ainsi qu’un seul élément parmi le vanadium, le chrome et le niobium. Plus particulièrement, cet alliage de fonderie comprend 44 < Al < 47 at.% ; 0 < Zr < 2 at.% ;
1 < W < 2 at.% ; et 0,5 < V < 2 at.% ou 0,5 < Cr < 2 at.% ou 0 < Nb < 4 at.%.
La quantité d’aluminium a été choisie à la suite des observations suivantes. Plus le taux d’aluminium augmente et plus la limite d’élasticité Rpo,2 à l’ambiante diminue, et plus la ductilité augmente. Ainsi, pour pouvoir avoir des performances mécaniques comprises entre le TiAI 48-2-2 et le TNM-B1 , il convient de maintenir l’aluminium entre 44 et 48 at.%. Il est par ailleurs connu que le tungstène améliore la résistance mécanique et la résistance à l’oxydation. L’ajout de tungstène n’est toutefois pas évident car cet élément est b-gène, c’est- à-dire que la fraction de phase b demeurant malgré les traitements thermiques visant à la réduire est importante. Cependant, dans le cadre de la présente invention, l’ajout de tungstène permet la stabilisation du domaine monophasé a à haute température et permet son maintien sur la plage de taux d’aluminium mentionnée. En dessous de 1 at.% de tungstène, on n’observe pas d’effet bénéfique de l’ajout de cet élément pour l’alliage. Au- dessus de 2 at.%, l’avantage induit par l’ajout de tungstène est contrecarré par l’apparition de la phase b en trop grande quantité et par un degré de ségrégation trop important pour pouvoir être supprimée à l’aide de traitements thermiques ou par l’ajout d’éléments d’alliages. L’intervalle choisi permet ainsi à l’alliage de comprendre de préférence moins de
I vol.% de phase b.
II a été observé par les auteurs que le zirconium permet de stabiliser la microstructure lamellaire de l’alliage, avec la présence de grains y aux joints de grains, mais également de réduire les ségrégations y compris lors de la coulée et de limiter la formation de la phase b. Cela permet ainsi d’éviter la détérioration des propriétés mécaniques de l’alliage. Cependant, il a été observé qu’à partir de 2 at.%, bien que les ségrégations de fonderie soient fortement diminuées, en contrepartie, la fraction de phase b augmente au-delà de 1 vol.% et ni le traitement thermique ni l’ajout d’éléments d’addition ne permettent de revenir sous cette limite.
Le vanadium permet de limiter fortement les ségrégations lors de la coulée et d’améliorer la ductilité des alliages TiAI aux basses températures. Le vanadium peut également renforcer la résistance au fluage de ces alliages.
Le chrome permet d’améliorer la résistance à l’oxydation et la ductilité des alliages TiAI aux températures basses.
Le niobium permet d’améliorer la résistance mécanique ainsi que la résistance à l’oxydation des alliages TiAI. Cependant, cet élément présente un fort pouvoir b-gène pouvant induire la précipitation d’une fraction importante de phase b qui ne disparait pas lors de traitement thermique. Ainsi, il n’était pas évident pour l’homme du métier d’ajouter du niobium en plus du W et du Zr.
La combinaison des taux d’aluminium, de zirconium, de tungstène et de l’un des éléments mentionnés parmi le vanadium, le chrome et le niobium, permet à l’alliage selon l’invention de présenter une solidification par la phase b qui, comme indiqué ci-dessus, permet de raffiner la taille de grains brute de fonderie et ainsi réduire les risques de ségrégations ainsi que l’amélioration de la ductilité de l’alliage tout en ayant les propriétés nécessaires à haute température, par exemple la résistance mécanique et la résistance à l’oxydation. Bien que la solidification b soit recherchée parce qu’elle conduit à des grains plus fins, il faut s’assurer de pouvoir contrôler la fraction de phase b résiduelle sur l’intervalle de température compris entre 25 et 900°C. En effet, une partie seulement de la phase b se transforme en phase a lors du refroidissement. La combinaison mentionnée ci-dessus permet en revanche d’éliminer une grande partie de la phase b par traitement thermique jusqu’à descendre en dessous de 1% en volume.
De préférence, l’alliage comprend moins de 0,3 at.% de Si, C et B au total, de préférence moins de 0,1 at.%. Une quantité supérieure de Si, C et/ou B favorise l’apparition de la phase b qu’il n’est pas possible d’enlever par traitement thermique.
L’alliage présente de préférence un domaine monophasé à une température inférieure à 1350°C, de préférence inférieure à 1300°C. Il présente de préférence une limite conventionnelle d’élasticité Rpo,2 compris entre 400 et 700 MPa à une température comprise entre 25 et 900°C. Cela signifie qu’entre 25 et 900°C, la limite conventionnelle d’élasticité reste entre 400 et 700 MPa.
L’alliage décrit ci-dessus peut être obtenu par le procédé de fabrication suivant.
L’alliage est coulé à partir de TÎ-45AI-2W en ajoutant les éléments d’addition nécessaire, c’est-à-dire : du zirconium et seulement un seul des éléments vanadium, chrome et niobium. Les quantités à ajouter doivent permettre l’atteinte des caractéristiques de l’alliage décrites ci-dessus.
L’alliage coulé est soumis à un traitement d’homogénéisation suivi d’un refroidissement contrôlé.
Le traitement d’homogénéisation comprend le chauffage à une température comprise entre 1200°C et 1500°C, de préférence entre 1250°C et 1350°C, par exemple 1300°C. Le temps de chauffage à la température choisie peut être compris entre 1 et 15 h, de préférence entre 1 h et 10 h, par exemple 5 h. Le traitement d’homogénéisation est de préférence réalisé sous gaz neutre. Le traitement d’homogénéisation permet d’homogénéiser la microstructure de solidification tout en maintenant la fraction de phase b à une valeur minimale (notamment inférieure à 1 vol.%).
Le refroidissement est réalisé de manière contrôlée suivant une vitesse comprise entre 25°C/min et 300°C/min, préférentiellement 50°C/min et 200°C/min, par exemple 100°C/min. Le refroidissement est de préférence appliqué jusqu’à température ambiante. Ce refroidissement permet de sursaturer la phase a des hautes températures pour qu’au second traitement de revenu décrit ci-après, des grains lamellaires <¾ + g puissent être obtenus avec de fines lamelles.
Un second traitement de revenu à une température inférieure à la température d’homogénéisation peut être prévu. Ce revenu comprend le chauffage à une température comprise entre 700°C et 1200°C, de préférence entre 850°C et 1100°C, par exemple 900°C ou 1000°C. Le refroidissement est de préférence réalisé sous gaz neutre. Le revenu peut durer de 3 à 15 h, de préférence de 4 à 10 h, par exemple 3 h ou 6 h. Le revenu est de préférence réalisé sous gaz neutre. Les plages de températures mentionnées ci-avant permettent de minimiser la transformation de type croissance discontinue qui est défavorable à la résistance au fluage. Ce second traitement de revenu permet également de relaxer les contraintes internes engendrées par le refroidissement à la suite du traitement d’homogénéisation.
Exemples
Dans un exemple, l’alliage est un alliage comprenant du vanadium mais est exempt de chrome et de niobium. Cet alliage comprend :
44 < Al < 46 at.%, de préférence 44,5 < Al < 45,5 at.%, par exemple 45 at.% ;
0 < Zr < 2 at.%, de préférence 0,5 < Zr < 1 ,5 at.%, par exemple 1 at.% ;
1 < W < 2 at.%, par exemple 1 at.%, 1 ,5 at.% ou 2 at.% ; et
0,5 < V < 2 at.%, par exemple 1 at.% ou 1 ,5 at.%.
Dans un autre exemple, l’alliage est un alliage comprenant du chrome mais est exempt de vanadium et de niobium. Cet alliage comprend :
44 < Al < 46 at.%, de préférence 44,5 < Al < 45,5 at.%, par exemple 45 at.% ;
0 < Zr < 2 at.%, de préférence 0,5 < Zr < 1 ,5 at.%, par exemple 1 at.% ;
1 < W < 2 at.%, par exemple 1 at.%, 1 ,5 at.% ou 2 at.% ; et
0,5 < Cr < 2 at.%, par exemple 1 at.% ou 1 ,5 at.%.
Dans un autre exemple encore, l’alliage est un alliage comprenant du niobium mais est exempt de vanadium et de chrome. Cet alliage comprend :
45 < Al < 47 at.%, de préférence 45,5 < Al < 46,5 at.%, par exemple 46 at.% ;
0 < Zr < 2 at.%, de préférence 0,5 < Zr < 1 ,5 at.%, par exemple 1 at.% ;
1 < W < 2 at.%, par exemple 1 at.%, 1 ,5 at.% ou 2 at.% ; et
0 < Nb < 4 at.%, de préférence 0,5 < Nb < 3,5 at.%, par exemple, 1 at.%, 2 at.% ou 3 at.%.
Le tableau 1 suivant présente une pluralité d’alliages selon l’invention. Les proportions sont données en pourcentage d’atomes.
[Tableau 1]
Ces alliages ont été coulés à partir de TÎ-45AI-2W en y ajoutant les éléments d’addition souhaités. Dans un premier temps, des essais de trempe ont été réalisés pour des températures de traitement d’homogénéisation différentes, parfois complétés d’un revenu une température inférieure afin d’optimiser la température d’homogénéisation pour le traitement à haute température. Ces essais permettent de connaître l’état thermodynamique stable de l’alliage à différentes températures (1400°C, 1300°C et 1200°C).
Suites à ces essais, la microstructure en termes de phases présentes, morphologie des grains et des phases ainsi que la fraction des phases présentes, a été déterminée pour les alliages des exemples par analyse d’image. Une partie de ces résultats est résumée dans le tableau 2. Les conditions suivantes ont été utilisée pour les essais dont les résultats sont présentés dans le tableau 2 (et le tableau 5, « TH ») : chauffage à 1400°C pendant 17 h sous gaz neutre puis refroidissement sous gaz neutre jusqu’à la température ambiante puis revenu à la température de 1300°C pendant 5 h sous gaz neutre et trempe au bain d’huile. Ces conditions correspondent à un exemple de traitement pouvant être appliqué industriellement à l’alliage selon l’invention.
[Tableau 2]
Dans le tableau 2, « L » signifie grains lamellaires, « y » grains y, et « b » grains b.
A l’issue des essais de trempes, des traitements thermiques optimisés et applicables industriellement ont été déterminés. Par exemple, les conditions suivantes ont été déterminées (« TT » dans le tableau 5) : chauffage à 1300°C pendant 5 h puis refroidissement sous gaz neutre jusqu’à la température ambiante et chauffage à 900°C pendant 6 h puis refroidissement four (c’est-à-dire un refroidissement lent dû à l’inertie du four).
Dans le tableau 3, « L » signifie grains lamellaires, « y » grains y, et « b » grains b.
Exemples comparatifs
Des exemples comparatifs ont été réalisés afin de confronter leurs propriétés à celles des exemples ci-dessus. Leurs compositions sont présentées dans le tableau 4. Les proportions sont données en pourcentage atomique. [Tableau 4] Les mêmes essais de trempe TH et de traitement thermique T décrits ci-dessus ont été réalisés. Certains résultats sont résumés dans le tableau 5. [Tableau 5] grains g, et « 3 » grains 3- Discussion
La comparaison entre les exemples comparatifs 1 , 4 et 5 (figures 1 à 6) montre que l’ajout d’au moins 1 at.% de zirconium permet de stabiliser la microstructure lamellaire de l’alliage avec la présence de grains g aux joints de grains, mais également de réduire les ségrégations. La réduction des ségrégations est obtenue non seulement après les traitements thermiques (figures 5 et 6) mais aussi déjà lors de la coulée (figures 2 et 3). Par ailleurs, les résultats montrent que cet élément limite la formation de phase 3- Cependant au- delà de 2 at.% bien que les ségrégations de fonderie soient fortement diminuées, la fraction de phase 3 augmente sensiblement au-delà de la limite acceptable pour les applications envisagées et précipite sous forme de lamelles (figure 6). Les résultats des exemples comparatifs 6 à 11 (tableau 4) montrent qu’au lieu d’améliorer les propriétés mécaniques et la résistance à l’oxydation, la combinaison d’au moins deux éléments parmi le vanadium, le chrome et le niobium conduit à la formation d’une fraction de phase b trop importante, bien au-delà de la limite acceptable pour les applications envisagées (figures 7 et 8). Ainsi, ces éléments ont un effet synergétique désavantageux.
Au contraire, les résultats des exemples 1 à 5 montrent que la fraction de phase b est limitée à moins de 1 vol.% après traitement thermiques TH (tableau 2, pour tous les exemples) et traitements thermiques TT optimisés (tableau 3 pour les exemples 1 , 2 et 5 ; figures 9 à 11).

Claims

REVENDICATIONS
1. Alliage de fonderie intermétallique TiAI comprenant :
44 < Al < 47 at.% ;
0 < Zr < 2 at.% ;
1 < W < 2 at.% ; et un seul des éléments suivants :
0,5 < V < 2 at.% ;
0,5 < Cr < 2 at.% ;
0 < Nb < 4 at.%.
2. Alliage selon la revendication 1 , comprenant moins de 0,1 at.% de Si, C et B au total.
3. Alliage selon l’une des revendications précédentes, comprenant :
44 < Al < 46 at.%, de préférence 44,5 < Al < 45,5 at.% ;
0 < Zr < 2 at.% ;
1 < W < 2 at.% ; et 0,5 < V < 2 at.%.
4. Alliage selon la revendication 1 ou la revendication 2, comprenant :
44 < Al < 46 at.%, de préférence 44,5 < Al < 45,5 at.% ;
0 < Zr < 2 at.% ;
1 < W < 2 at.% ; et 0,5 < Cr < 2 at.%.
5. Alliage selon la revendication 1 ou la revendication 2, comprenant :
45 < Al < 47 at.%, de préférence 45,5 < Al < 46,5 at.% ;
0 < Zr < 2 at.% ;
1 < W < 2 at.% ; et 0 < Nb < 4 at.%.
6. Alliage selon l’une des revendications 1 à 5, comprenant une fraction de phase b inférieure à 1 vol.%.
7. Alliage selon l’une des revendications 1 à 6, présentant un domaine monophasé à une température inférieure à 1350°C, de préférence inférieure à 1300°C.
8. Alliage selon l’une des revendications 1 à 7, présentant une limite conventionnelle d’élasticité Rpo,2 compris entre 400 et 700 MPa à une température comprise entre 25 et 900°C.
9. Alliage selon l’une des revendications 1 à 8, comprenant au moins 20% de phase <¾ en volume.
10. Pièce pour turbine réalisée dans l’alliage selon l’une des revendications 1 à 9.
11. Procédé de fabrication de l’alliage selon l’une des revendications 1 à 9, comprenant dans l’ordre :
- le coulage d’un mélange de précurseurs de Ti, Al, Zr, W et un seul des éléments V, Cr et Nb ;
- une homogénéisation, de préférence sous pression de gaz neutre, à une température comprise entre 1200°C et 1500°C, de préférence entre 1250°C et 1350°C, par exemple
1300°C, notamment pendant un temps compris entre 1 et 15 h, de préférence entre 1 h et 10 h, par exemple 5 h ;
- optionnellement un revenu, de préférence sous pression de gaz neutre, à une température inférieure à la température d’homogénéisation à une température comprise entre 700°C et 1200°C, de préférence entre 850°C et 1100°C, par exemple 900°C ou 1000°C, notamment pendant 3 à 15 h, de préférence de 4 à 10 h, par exemple 3 h ou 6 h ;
- un refroidissement contrôlé, de préférence sous gaz neutre.
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