Etude des mécanismes de déformation en fluage à 1050°C des superalliages MC2 et MCNG

Abstract

Afin d’accroître le rendement des turbomachines on cherche toujours à élever la température des gaz à l’entrée de la turbine. Cela rend les conditions de fonctionnement des turboréacteurs de plus en plus sévères et nécessite le développement de nouveaux alliages aussi réfractaires que possible (T> 1000°C). Dans ce domaine les superalliages base nickel n’ont pas de concurrents sérieux. Leur développement s’est effectué depuis plusieurs décennies dans un contexte industriel. Ces alliages biphasés composés d’une phase γ’ dispersée dans une matrice désordonnée proposent aux métallurgistes une mine de questionnements fondamentaux : Leur résistance mécanique élevée est-elle liée à la chimie de ces alliages ? A la structure ordonnée de la phase γ’ ? Au désaccord paramétrique ? Aux réseaux de dislocations aux interfaces ? C’est l’objet de notre étude que de faire une hiérarchie entre ces différents facteurs de durcissement. Pour cela nous avons comparé le comportement en fluage à 1050°C, de deux superalliages monocristallins pour aubes de turbine, le MC2 alliage de 1ère génération (sans rhénium) et le MCNG alliage de 3ème génération (avec rhénium). Nous avons montré à diverses échelles (macro, méso, micro) en quoi la création et l’évolution des radeaux diffère dans ces alliages. L’addition d’éléments lourds (rhénium) peut modifier les caractéristiques intrinsèques de chacune des phases (paramètre de maille, énergie de défaut d’empilement, énergie de paroi d’antiphase, état d’ordre) ou leur morphologie (structure standard ou en radeaux). Nous attribuons le retard à la coalescence orientée dans MCNG, à la présence de rhénium qui augmente le durcissement de la phase γ et par son faible coefficient de diffusion réduit les phénomènes de diffusion. Par ailleurs la morphologie de l’alliage avec des couloirs de matrice étroits dès l’état standard ne permet pas d’atteindre rapidement le taux de déformation nécessaire à la mise en radeaux. Notre analyse détaillée des mécanismes de formation et d’évolution des réseaux qui gainent les radeaux γ’ à haute température, fait apparaître le rôle essentiel des interfaces γ- γ’ perpendiculaires à l’axe de traction. Dans ces deux alliages elles ne sont pas planaires mais sont ondulées autour du plan (001). Cette ondulation moins symétrique dans MCNG et avec des écarts qui atteignent 54 degré influence la formation et la stabilité des réseaux de dislocations. Nous montrons que les désorientations existantes aboutissent à la formation de réseaux lâches et mal organisés qui se déstabilisent de façon précoce conduisant à la coalescence prématurée des radeaux au début du stade tertiaire. Par contre dans MC2 qui développe plus d’interface (001) les réseaux sont denses, réguliers et stables conduisant à un stade secondaire plus long. Enfin nous avons montré les micro-mécanismes qui contrôlent la formation et l’évolution les réseaux de dislocations. Nous avons pu caractériser la cristallographique des parties stables (constituées de dislocations qui relaxent les contraintes de cohérence) et des parties instables (formées de dislocations qui n’appartiennent pas à l’interface). Nous avons également mis en évidence, dans ces réseaux un fort pourcentage de dislocations de type a<100> qui se déplacent par montée et qui joue le rôle de puits de lacunes.