PROPRIETES MICROSTRUCTURALES EN RELATION AVEC L’ELABORATION

PROPRIETES MICROSTRUCTURALES EN RELATION AVEC L’ELABORATION

L’Inconel 718 ou NC19FeNb (norme AFNOR) est l’alliage à base nickel le plus utilisé pour la fabrication de disques de turbines aéronautiques. Cet alliage a été mis au point en 1959 par Herb EISELSTEIN pour le compte de la société Huntington Alloy Products Division. Jusque dans les années 1980, le WASPALOY (NC20K14) occupait la majeure partie du marché des superalliages à base nickel dans le domaine aéronautique. En 1978, la crise du cobalt présent en quantité non négligeable dans le WASPALOY a conditionné l’industrialisation de l’alliage 718. Cette industrialisation a permis à l’alliage 718 de devenir le superalliage le plus utilisé actuellement. De par les grandes quantités produites, le coût au kilogramme de cet alliage est de l’ordre de 15 €. La consommation SNECMA Moteurs est comprise entre 500 et 1000 tonnes par an. Dans cette partie, nous présenterons les différentes caractéristiques microstructurales de l’alliage 718 ainsi que les étapes importantes de l’élaboration d’une pièce. 

COMPOSITION ET METALLURGIE DE L’ALLIAGE 

La composition de cet alliage est présentée dans le tableau 1. L’alliage 718 est produit avec différentes qualités qui dépendent des conditions d’élaboration de l’alliage. L’état standard est celui destiné aux applications les moins critiques. L’alliage PQ (Premium Quality) est utilisé pour la fabrication des pièces critiques telles que les disques.  Tableau 1: Composition de l’alliage 718 PQ utilisé pour la fabrication des disques de turbine SNECMA (% en poids). Une des particularités de cet alliage est sa forte teneur en fer. La présence de fer conduit en plus de l’abaissement notable du prix au kilogramme de l’alliage à un effet sur la précipitation des phases durcissantes. La faible mobilité du fer dans la matrice produit un ralentissement de la cinétique de durcissement. Cet effet sur la cinétique permet une amélioration de la soudabilité de l’alliage. On note aussi dans le tableau 1 la forte teneur en Nb, principal élément durcissant de l’alliage. Ce durcissement est produit principalement par la précipitation de la phase ordonnée γ ″, Ni3Nb, de structure DO19. Ces précipités ont une taille moyenne de l’ordre de 200 Å. Le chrome apporte la résistance à l’oxydation de l’alliage. L’aluminium et le titane sont aussi des éléments durcissants par précipitation de la phase ordonnée, γ’, Ni3(Ti,Al), de structure L12. Ces précipités ont, eux aussi, une taille moyenne de l’ordre de 300 Å. Les autres éléments tels que le molybdène sont présents en substitution du Ni dans la phase γ. La figure 9 représente les mailles cristallines de ces différentes phases. γ (CFC) γ’(Ni3(Ti,Al) ; L1 2 ) γ ’’(Ni3(Nb) ; DO 22 ) 15% ~200Å ~200Å Nb Ni Ti,Al Ni c a γ aγ” a γ’ Figure 9: Mailles cristallographiques de la matrice et des deux phases ordonnées de l’alliage 718 conduisant au durcissement de l’alliage. L’axe c de la maille cristallographique de la phase γ’’ étant plus grand que deux fois la taille de la maille de la phase γ, les écarts à la cohérence présents entre ces deux phases contribuent au durcissement de cet alliage. Il en est de même entre les paramètres, a, des phases γ’et γ. La fraction volumique de phases γ’+ γ’’ s’élève à 15 % environ. Les écarts à la cohérence et la formation de parois antiphases sont à l’origine du durcissement de cet alliage. D’autres phases de tailles plus importantes sont présentes, notamment la phase stable de γ’’, δ de structure orthorhombique DOa. La phase δ doit sa présence dans l’alliage 718 à la forte concentration en niobium. Singh & al. [Sing03] ont, par ailleurs, montré sur des alliages NiV-Nb que la stabilité de γ’’ ne peut être maintenue pour une concentration de niobium supérieure à 3.5 at% à 850°C dans la structure DO22. Dans le cas de l’alliage 718, une précipitation contrôlée de la phase δ est très utile. La formation de la phase δ au niveau des joints de grain sous forme de fines plaquettes est un frein au grossissement du grain à haute température. A haute température (supérieure à 1050°C), l’alliage est sous forme de solution solide désordonnée γ. La figure 10.a présente une micrographie de l’alliage après un traitement d’hyper trempe réalisé dans diverses conditions. A ces températures, la phase δ n’est pas présente et les joints de grains peuvent migrer facilement. La figure 10.b présente la position des nouveaux et anciens joints de grains après un traitement dynamique à l’aide d’une machine GLEEBLE à 1150°C. Seuls les carbures sont encore présents dans l’alliage pour freiner la propagation des joints de grains. 

INFLUENCE DES AUTRES ELEMENTS D’ADDITION

Certains éléments tels que N, C, P, B, S, Mg peuvent avoir un effet néfaste sur les propriétés mécaniques mais, dans certains cas, une gestion fine de leurs concentrations peut avoir un effet bénéfique. Mitchell & Wang [Mitch01] montrent que la réduction de la teneur en azote a des incidences directes sur les températures de précipitation des carbures. Les carbures utilisent la surface des nitrures comme site de germination. Pour les alliages à basses teneurs en azote, l’absence de la surface des nitrures pour la germination des carbures conduit à un abaissement de la température de formation des carbures. Les nitrures présents depuis l’état liquide sont aussi des sites de germination pour la solidification. Plus le liquide sera chargé en nitrures, plus grand sera le nombre de sites de germination et plus la structure finale sera fine. La réduction de la teneur en carbone a sensiblement le même type d’effet sur la taille de grain. Les effets du bore et du phosphore font l’objet de bon nombre de publications actuellement. Le phosphore en faible quantité aurait un effet bénéfique sur la tenue des joints de grains au fluage et en fatigue [Sun98] ; [Liu99] (c. f. figure 19). Partie A : Propriétés microstructurales en relation avec l’élaboration 24 Life Elongation Figure 19: Effet du phosphore sur les temps à rupture et l’allongement à rupture en fluage à 650°C et 686 MPa [Sun98]. Sun & al [Sun98] ont montré un effet du phosphore sur la morphologie de la phase δ. Elle se présente, pour les faibles teneurs, sous forme de fines particules alignées de formes irrégulières et comportant de nombreuses fautes de structure. Pour les fortes teneurs en phosphore elle se présente sous forme de lattes. La figure 20 présente les deux morphologies de la phase δ.