2.2 Définition des compositions expérimentales
2.2.1 Outils utilisés
2.2.1.3 Stabilité au regard de la précipitation des phases fragilisantes
Des outils de prédiction des conditions de précipitation des phases σ et µ supposées fragilisantes (cf. 0) ont été développés depuis les années 60 afin d'optimiser les compositions des superalliages. Le premier outil développé concernait uniquement la précipitation de la phase σ. L'outil PHACOMP [Boesch, 1964 ; Woodyatt, 1966] est basé sur le principe que plus les couches électroniques externes d'un composé sont remplies, plus le composé est stable. Les auteurs partent du principe que la phase γ' et les carbures et borures précipitent avant la phase σ et qu'en conséquence, la propension de l'alliage à développer la phase σ dépend de la composition de la matrice "résiduelle". Un paramètre moyen Nv rendant compte de la vacance électronique du superalliage en fonction de la composition de la matrice est alors calculé :
n
i=1
i i
Nv =
∑
m (Nv)
avec mi et (Nv)i la fraction atomique dans la matrice et la vacance électronique de l'élément i.La stabilité de l'alliage est assurée pour un paramètre calculé Nv inférieur à une valeur critique. Les auteurs effectuent ce calcul pour une dizaine de superalliages connus alors. Ils constatent que les alliages considérés sont exempts de phase σ pour un paramètre inférieur à 2,52. La méthode est un peu lourde puisqu'il s'agit de considérer pour chaque alliage la composition de la matrice mais elle a permis de mieux contrôler les nouvelles compositions de superalliages jusqu'au début des années 80.
La multiplication des données a conduit à la remise en question de cet outil de prédiction. En effet, il ne permet pas de prédire l'occurrence de la phase µ, son application aux superalliages riches en cobalt et en fer n'est pas satisfaisante et des erreurs ont été relevées sur des superalliages base nickel.
Un nouvel outil, NEWPHACOMP, basé sur la structure électronique des alliages, a alors été proposé par Morinaga [Morinaga, 1984]. La plupart des éléments d'alliage sont des métaux de transition caractérisés par des électrons non appariés sur l'orbitale d. Morinaga calcule le paramètre Md, rendant compte de la propension de l'alliage à former des phases TCP lors de vieillissement à haute température. Il correspond au niveau moyen d'énergie des orbitales d des éléments d'alliages et il considère que plus cette énergie moyenne sera grande, plus l'alliage sera instable au regard de la précipitation des phases TCP, σ et µ. Ce paramètre se définit de façon analogue au Nv :
n
i=1
i i
X
Md =
∑
(Md)
avec Xi et (Md)i la fraction atomique dans la matrice et l'énergie du niveau d (eV) de l'élément i.Le niveau d'énergie des orbitales d pour chacun des éléments d'alliage a été déterminé par Morinaga. Les valeurs correspondantes sont données dans le tableau 6.
Mdγ est calculé sur la composi que les éléments promoteurs de susceptibles de précipiter ces ph une tendance d'autant plus mar composition dépasse une valeur structurale suivant : Mdγ ≤0, 92 Pour calculer le
Md
de chaqu chaque élément dans la matrice. E se forment après la phase γ', composition globale de l'alliage fraction volumique F de la phas matrice γ et la phase γ' :γ γ'
Xi = (1-F)Xi + FXi et Xi X
Tableau 6 : Valeurs des Md différents éléments de transition. 1984]
L'ONERA et le CDM ont pro expérimentaux. D'une part, les différente, les différences vari D'autre part, le CDM a estimé matrice et des précipités γ’, déte utilisé les valeurs déterminées pa
position de la matrice γ du superalliage. C'est en e des phases TCP (Cr, Mo, W) après précipitation phases. Selon les auteurs, un alliage de composit
arquée à précipiter des phases TCP que le Md ur critique. Dans notre étude, nous avons utilisé l , 92 .
que nuance expérimentale, il faut déterminer la f ce. En effet, comme pour Nv, on part du principe que
', dans la matrice. La composition de la matri age décrite par les fractions atomiques Xi de cha phase γ' et des coefficients de partition Hi de chaque
Xiγ' Hi
Xiγ = avec Xiγ
et Xiγ', les fractions atomique respectives dans γ et γ'.
d en eV pour tion. [Morinaga,
Tableau 7 : Coefficients de
entre γ et γ' déterminés par
des compositions données par René 88 [Wlodek, 1996] Duquenne sur les alliages 1998].
procédé indépendamment au calcul du paramèt es fractions volumiques de la phase γ' ont été e ariant entre 0,23% et 8,64% en fonction des a
é des coefficients de partition sur la base des déterminées sur le René 88 par Wlodek [1996] tandi
s par Duquenne sur les alliages NR (Tableau 7) [D
61 effet dans la matrice, ion de la phase γ' sont position donnée présente d calculé pour cette é le critère de stabilité
a fraction atomique de pe que les phases TCP atrice se déduit de la chaque élément, de la haque élément entre la
iques de l'élément i
s de partition Hi par le CDM à partir s par Wlodek sur le 96] et estimés par ages NR. [Duquenne,
ètre Md des alliages é estimées de manière s alliages considérés. des compositions de la tandis que l'ONERA a [Duquenne, 1998].
Ce paramètre est utilisé à titre i ne constitue en rien un outil de vérifiée sur des systèmes ternair base de nickel, comprenant plus donc faite systématiquement ap Par exemple, les calculs du CD de référence, le N18 et le René 88
Ces valeurs montrent bien que précipitation de phase TCP. En observer des phases TCP dans le Or, si cette précipitation est bie pour le René 88 : dans cet allia conditions sévères de vieillissem une contrainte de 276 MPa [Wlod Des essais de vieillissement effe et 88-ET (élaborés de la mêm subsolvus ont confirmé ces obs intergranulaire de phases TCP (Figure 73) en est exempt.
Figure 72 : Micrographie MEB N18-ET traité subsolvus et vie pendant 500h. (photo ONERA).
re indicatif lors de la conception des compositions de prédiction totalement sûr. En effet, la validit naires et non sur des systèmes complexes que sont plus de dix éléments d'alliage. La vérification m après essai de vieillissement de 500h à 750°C. CDM conduisent aux valeurs de Md suivantes pour né 88 :
René 88 0,935 eV
N18 0,934 eV
que l'outil Md ne peut constituer qu'une indication n effet, si l'on se réfère au critère de stabilité choi ns les deux alliages.
bien avérée dans le N18 [Guédou, 1992], il n'e lliage, la phase σ n'est pas observée et la phase µ sement ; Wlodek observe cette phase après 6300 h
lodek, 1996].
ffectués à 750°C pendant 500h sur les alliages de ême manière que les alliages expérimentaux) a observations : on observe en effet une préc CP dans l'alliage N18-ET (Figure 72) tandis que
EB de l’alliage vieilli à 750°C
Figure 73 : Micrographie 88-ET traité subsolvus et pendant 500h.
62 ions des alliages mais idité de cet outil a été ont les superalliages à on microstructurale est
pour les deux alliages
tion de tendance à la hoisi (0,92) on devrait
n'en est pas de même e µ précipite pour des 6300 heures à 760°C sous s de référence N18-ET ux) après un traitement précipitation fortement s que l'alliage 88-ET
aphie MEB de l’alliage et vieilli à 750°C
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