Procédé dual de mise en forme de barrières thermiques architecturées

Procédé dual de mise en forme de barrières thermiques architecturées

Description du système barrière thermique 

Les systèmes barrières thermiques, déposés sur les pales de turbine HP/HT des turbomachines, sont des systèmes multicouches composés de différents matériaux (cf. Figure 5) : – Un superalliage à base de nickel assurant la bonne tenue mécanique du système à haute température, – Une couche de liaison, revêtant la surface du superalliage, améliorant la résistance à l’oxydation de l’alliage, et permettant la formation de la couche TGO grâce à la diffusion de l’oxygène, – Une couche intermédiaire d’oxyde d’alumine de phase α à croissance lente appelée TGO (Thermally Grown Oxide), formée à partir de la couche de liaison, optimisant l’adhérence et l’accommodation des contraintes thermomécaniques entre le revêtement céramique et le superalliage, et étant une barrière à la diffusion de l’oxygène. – Un revêtement céramique, constitué généralement de zircone yttriée partiellement stabilisée (YSZ ou YPSZ), ayant une faible conductivité thermique lui conférant un gradient thermique élevé de l’ordre de 1 °C/µm, jouant donc le rôle d’isolant thermique et protégeant la pièce métallique des gaz de combustion. Ce revêtement céramique est communément appelé barrière thermique. 

 Le superalliage base nickel 

Grâce à l’évolution des procédés d’élaboration, la microstructure des superalliages à base de nickel a pu être optimisée afin de pouvoir supporter l’augmentation des températures de fonctionnement des turbomachines (cf. Figure 6). Le superalliage à base de nickel se caractérise par un excellent comportement mécanique à haute température et une très bonne résistance à l’oxydation et à la corrosion pour des températures supérieures à 650 °C. Sa résistance mécanique est due à la précipitation de la phase durcissante ɣ’-Ni3Al au sein de la matrice ɣ-Ni de type austénitique (cf. Figure 7). Figure 6 : Evolution de la température d’entrée des turbines des moteurs civiles de Rolls Royce de 1940 à nos jours Dans les années 1960, le procédé de fabrication par coulée pour la solidification dirigée a permis d’obtenir des aubes de turbines possédant une structure colonnaire où les grains étaient orientés selon l’axe de l’aube. L’élimination des joints de grains perpendiculaires à la direction principale de sollicitation permet une meilleure résistance au fluage. Grâce au procédé Bridgman, il est possible de fabriquer des pièces sans joints de grains ou monocristallines dont les propriétés mécaniques sont ainsi optimisées [23]. Un sélecteur de grains est ajouté au procédé de solidification dirigée. Les superalliages obtenus possèdent une précipitation ordonnée et cohérente de la phase cubique ɣ’-Ni3Al au sein de la matrice ɣNi monocristalline de phase cubique face centrée. Le renforcement du matériau dépend de la fraction volumique, de la taille et de l’espacement des précipités. Grâce à plusieurs traitements thermiques, le matériau devient uniforme et homogène, les précipités voient ainsi leur taille et leur orientation optimisées. Le superalliage comprend alors une fraction volumique de précipités pouvant atteindre 70 % et une distribution de particules cubiques de taille comprise entre 0.35 µm et 0.6 µm [3], [22]. Chapitre 1 : Revue bibliographique 30 Figure 7 : Microstructure d’un superalliage à base de nickel (a) mailles ɣ et ɣ’ (b) cohérence avec la matrice (c) observation par microscopie MEB-FEG d’un superalliage monocristallin MC2 après attaque positive qui dissout la phase gamma[24] La composition des superalliages a elle aussi été optimisée. Ainsi, différents éléments d’addition composent le superalliage à base de nickel comme : – l’aluminium, le chrome, le cobalt, le tungstène, le molybdène : renforçant mécaniquement la matrice ɣ-Ni, – le titane, le tantale : renforçant mécaniquement les précipités ɣ’-Ni3Al. Le chrome et l’aluminium servent aussi à améliorer la résistance à la corrosion et à l’oxydation. Ces superalliages sont dits de première génération. Les superalliages de deuxième génération sont constitués d’environ 3 %m de rhénium. Le rhénium ralentit la croissance des précipités ɣ’ ce qui permet d’optimiser les propriétés mécaniques du superalliage final. Il existe d’autres superalliages : de 3ème et 4ème génération, qui sont composés de rhénium, de ruthénium, grâce auxquels les propriétés mécaniques sont encore optimisées . Néanmoins, les compositions des superalliages de première et deuxième générations sont préférées du fait de l’approvisionnement difficile et des coûts élevés du rhénium et du ruthénium. De nouveaux éléments d’addition sont aussi ajoutés : le hafnium et l’yttrium en faibles quantités permettent un meilleur comportement en oxydation [25]. Du soufre (< ppm atomique) et du carbone (0.05 %m) sont également présents en faibles teneurs pour améliorer la mise en forme des superalliages mais il est impératif de les ajouter en très faible quantité pour limiter leur effet néfaste sur la résistance à l’oxydation [27]. Dans cette étude, les superalliages à base de nickel utilisés sont des superalliages à base de nickel monocristallins de première génération (AM1) fournis par le groupe Safran (cf. Tableau 1). 

 La couche de liaison

 Les superalliages à base de nickel doivent être protégés de l’oxydation. Le revêtement céramique, généralement en zircone yttriée, déposé en surface n’empêche pas la diffusion de l’oxygène jusqu’au substrat en raison de sa porosité et des propriétés de conduction de Chapitre 1 : Revue bibliographique 31 l’oxygène au sein du matériau. Une couche intermédiaire appelée couche de liaison, est donc ajoutée à l’interface entre le substrat métallique et le revêtement céramique. Cette couche de liaison sert de protection contre l’oxydation et la corrosion à hautes températures. En outre, elle permet une bonne accommodation des contraintes thermomécaniques entre le superalliage à base de nickel et la barrière thermique du fait de valeurs de coefficients de dilatation thermique similaires (cf Tableau 2) [28]. Le matériau de cette couche est fortement aluminoformeur, i.e. il joue le rôle de réservoir en aluminium. Grâce à la diffusion de l’oxygène au travers du revêtement céramique, une couche d’oxyde intermédiaire d’alumine α-Al2O3, appelée TGO ou Thermally Grown Oxide, est formée. Cette couche permet l’ancrage de la barrière thermique au substrat [17]. Tableau 2 : Coefficients de dilatation thermique des différents matériaux du système barrière thermique [28] Coefficient de dilatation thermique (10-6 K-1) Superalliage à base de nickel Ainsi, la composition et la microstructure de la couche de liaison sont primordiales, en effet, de leurs qualités dépend la croissance (structure + morphologie) de la couche intermédiaire d’oxyde d’alumine TGO, donc du comportement de la barrière thermique en oxydation cyclique et ainsi de la durée de vie des systèmes [28]. Cette couche voit sa composition évoluer en conditions de services à cause des phénomènes d’oxydation et d’inter-diffusion avec le substrat. Il existe deux principales catégories de couches de liaison : MCrAlY et (Ni,Pt)Al [17]. La première catégorie comprend le système MCrAlY où M correspond aux éléments de nickel (Ni), de cobalt (Co). Ce revêtement est généralement élaboré par projection plasma à basse pression ou par EBPVD. Ce revêtement est donc réalisé avec un apport de matière, il n’y a pas de processus de diffusion. Ainsi, les revêtements peuvent être conçus avec des compositions variées et avec une épaisseur plus élevée que dans le cas des systèmes d’aluminure de nickel modifié au platine. Il est généralement composé de précipités ɣ’-Ni3Al au sein d’une matrice ɣ-Ni avec une dispersion de précipités de phases ȕ-NiAl de structure cubique simple (solution solide de structure cubique à faces centrées de nickel, chrome, et/ou cobalt). Les précipités permettent le durcissement structural et optimisent les propriétés mécaniques des alliages MCrAlY. La deuxième catégorie est un système d’aluminure de nickel modifié au platine (Ni, Pt)Al. Une fine couche de platine est déposée en surface du superalliage par électrodéposition (5- 10 µm) suivie par un traitement thermique de diffusion sous vide, ensuite une aluminisation est réalisée par cémentation ou par dépôt chimique en phase vapeur CVD. L’aluminium diffuse vers le superalliage à base de nickel formant des précipités avec les éléments lourds (Ta, Mo, …) présents initialement et le nickel diffuse vers la surface où il réagit avec l’aluminium et le platine pour former la phase ȕ-(Ni, Pt)Al de structure cubique centrée. Les couches de liaisons utilisées dans cette étude sont de type ȕ-(Ni,Pt)Al (élaborées par Safran).