Exploration de la voie SPS pour la fabrication d’aubes de turbine pour l’aéronautique

Exploration de la voie SPS pour la fabrication d’aubes de turbine pour l’aéronautique

Machine SPS à Toulouse

De type Sumitomo 2080, elle est fabriquée par l’entreprise japonaise SPS SYNTEX Inc. Elle est installée à la plateforme de frittage flash (PNF2 ) au sein de l’Université Paul Sabatier de Toulouse qui est cogérée par le CEMES et le CIRIMAT sous la tutelle du CIRIMAT. Elle permet de densifier des échantillons allant jusqu’à un diamètre de 50mm. Elle peut fournir une température et une force maximales de 2000°C et 200kN respectivement. Nous avons utilisé cette machine pour la partie développement de matériaux et pour les premières étapes du projet de mise en forme de pièces complexes. Figure II-6 : Machine SPS Sumitomo 2080 installée à la PNF2 à Toulouse.

SPS

Machine SPS à Dijon (fig.II-7)

C’est une FCT HPD-125 produite par l’entreprise allemande FCT System GmbH. Elle est installée au laboratoire Interdisciplinaire Carnot de Bourgogne (ICB) basé à Dijon. Le diamètre maximal des échantillons est de 150mm. Elle peut délivrer une intensité allant jusqu’à 24 000 A et une force de 1250 kN. Nous nous en sommes servis pour densifier des préformes d’aube.

Machine SPS à Vibraye

Comme celle de Toulouse, cette machine est fabriquée par l’entreprise japonaise SPS SYNTEX Inc. C’est une Sumitomo 9.40 installée sur une plateforme gérée par le CEA qui est située au sein de l’entreprise Mecachrome à Vibraye. C’est la machine permettant d’obtenir les plus gros échantillons (jusqu’à un diamètre de 300mm). Elle peut fournir une intensité allant jusqu’à 20 000 A et une force de 3000 kN. Nous nous en sommes aussi servis pour densifier des préformes d’aube. Figure II-8 : Machine SPS Sumitomo 9.40 installée à Mecachrome à Vibraye.

Maquettes numériques et simulations thermoélectriques

Les outillages nécessaires à la réalisation des formes complexes sont conçus à l’aide du logiciel de Conception Assistée par Ordinateur (CAO) CATIA V5. Les modules Part, Assembly et GSD (Generative Shape Design) ont été utilisés. Des simulations numériques ont été nécessaires pour contrôler les champs de température au sein de l’outillage et de l’échantillon durant une expérience SPS. Pour cela, les maquettes 3D des outillages sont réalisées sur CATIA V5 puis transférées sur Comsol grâce au format de transfert de fichier Step. Le logiciel Comsol Multiphysics est basé sur la méthode des éléments finis. Son principal avantage est la simulation couplée de plusieurs physiques. Nous modélisons donc le chauffage par effet Joule en tenant compte de la conduction et du rayonnement ainsi que des variations des caractéristiques thermiques et électriques des matériaux en fonction de la température. L’échantillon est modélisé complètement dense avec, de ce fait, les pistons en position finale car, à ce moment-là, la température est la plus élevée. Pour prendre en compte le feutre carbone, nous avons réalisé une procédure d’essais/erreurs avec et sans feutre. En comparant les résultats expérimentaux obtenus aux simulations, nous avons pu déduire un coefficient d’émissivité équivalent des surfaces recouvertes de feutre. Ce coefficient, classiquement de 0,8 pour le graphite, est de 0,3 pour les surfaces entourées de feutre.

Atomisation par gaz

Les poudres que nous avons utilisées sont produites par atomisation par gaz. Le principe général suit trois étapes principales : · La fusion : un lingot de la composition chimique désirée est porté à sa température de fusion dans un creuset en cuivre. · Le refroidissement : le matériau liquide s’écoule ensuite dans la tour d’atomisation où il passe à travers un jet de gaz (généralement de l’argon) qui le refroidit à une vitesse estimée entre 105 et 108 °C/min [1] en fonction de la taille de la particule de poudre. · Le tamisage : la poudre une fois refroidie est tamisée pour sélectionner la gamme de taille de particule souhaitée. Nous avons travaillé avec des poudres venant de deux fabricants différents utilisant chacun une méthode d’atomisation par gaz différente. Ces différences résident principalement dans la méthode de chauffage du lingot.

II.2.1.1. Plasma Inert-Gas

Atomization (PIGA) (fig. II-9) Ce procédé est utilisé par le GKSS qui a produit notamment la poudre de l’alliage TNM. Le chauffage du lingot est réalisé par une torche plasma qui liquéfie le matériau dans un creuset en cuivre refroidi à l’eau (fig. II-9-b). Comme décrit précédemment le liquide passe alors par la tour d’atomisation puis la poudre est tamisée [2]. L’ensemble du système est sous atmosphère protectrice (hélium ou argon).

POUDRES

Induction Skull Melting (ISM)

Cette technique est employée par Crucible [3] pour la production des poudres d’alliage GE [4]. Elle ressemble à la PIGA. Seul le système de chauffage est différent. Dans ce cas, le matériau est liquéfié par induction. Le liquide va alors rester en semi-suspension dans le creuset (fig. II-10-b) ce qui va avoir pour effet de limiter les contacts et donc les contaminations. a) b) Figure II-10 : Fonctionnement du procédé d’atomisation par gaz ISM [3] a) schéma réel, b) schéma simplifié du fonctionnement du système de chauffage.

Caractéristiques des poudres étudiées

Les poudres utilisées lors de cette thèse ont toutes une gamme de taille de particule comprise entre 0 et 200µm. Six lots de poudre ont été étudiés. Leurs caractéristiques sont récapitulées dans le tableau II-1.

Table des matières

INTRODUCTION GÉNÉRALE
CHAPITRE I BIBLIOGRAPHIE
I.1. INTRODUCTION
I.2 ALLIAGES TIAL CLASSIQUES À REFROIDISSEMENT
I.2.1. GÉNÉRALITÉS
I.2.2. DIAGRAMME D’ÉQUILIBRE
I.2.3. STRUCTURES CRISTALLOGRAPHIQUES
I.2.4. MICROSTRUCTURES
I.2.4.1. Microstructure proche
I.2.4.2. Microstructure duplex et proche lamellaire
I.2.4.3. Microstructure lamellaire
I.2.4.3.1. Relations d’orientation aux interfaces
I.2.4.3.2. Mécanismes de formation de la structure lamellaire
I.2.4.3.2.1. Germination
I.2.4.3.2.2. Mise en ordre
I.2.4.3.2.3. Croissance
I.2.4.3.2.4. Influence de la vitesse de refroidissement
I.2.5. MODES DE DÉFORMATION
I.2.5.1. Modes de déformation de la phase
I.2.5.1.1. À température ambiante
I.2.5.1.2. À haute température (>650°C)
I.2.5.2. Modes de déformation de la phase
I.2.5.2.1. Dislocations ordinaires
I.2.5.2.1.1. À température ambiante
I.2.5.2.1.2. À haute température
I.2.5.2.2. Superdislocations
I.2.5.2.3. Maclage .
I.2.5.3. Modes de déformation de la phase
I.2.5.4. Mécanismes de transmission de la déformation
I.2.5.4.1. Dans les grains lamellaires
I.2.5.4.1.1. Transmission
I.2.5.4.1.2. Transmission
I.2.5.4.2. Entre grains adjacents
I.2.5.5. Conclusion sur les modes de déformation .
I.3. INFLUENCE DE LA MICROSTRUCTURE SUR LES PROPRIÉTÉS MÉCANIQUES
I.3.1. INFLUENCE DE LA MICROSTRUCTURE SUR LA RÉSISTANCE À LA TRACTION
I.3.1.1. Microstructure proche
I.3.1.2. Microstructure duplex
I.3.1.3. Microstructure lamellaire
I.3.1.4. Conclusion sur la traction
I.3.2. INFLUENCE DE LA MICROSTRUCTURE SUR LA RÉSISTANCE EN FLUAGE
I.3.2.1. Analyse macroscopique du fluage
I.3.2.1.1. Fluage par diffusion
I.3.2.1.2. Fluage par glissement aux joints de grain
I.3.2.1.3. Fluage par dislocation
I.3.2.2. Microstructures proche et duplex
I.3.2.3. Microstructure lamellaire
I.3.2.4. Conclusion sur le fluage
I.3.3. INFLUENCE DE LA MICROSTRUCTURE SUR LE MODE DE RUPTURE
I.3.3.1. Microstructure proche
I.3.3.2. Microstructure duplex
I.3.3.3. Microstructure lamellaire .
I.3.4. CONCLUSION SUR LES PROPRIÉTÉS MÉCANIQUES
I.4. RÔLE DE LA COMPOSITION CHIMIQUE .
I.4.1. ÉLÉMENTS D’ADDITION
I.4.1.1. Récapitulatif
I.4.1.2. Éléments lourds
I.4.1.3. Bore
I.4.2. INFLUENCE DE LA TENEUR EN ALUMINIUM
I.4.3. CONCLUSION SUR LE RÔLE DE LA COMPOSITION CHIMIQUE
I.5. PROCÉDÉS DE FABRICATION
I.5.1. PROCÉDÉS EXISTANTS
I.5.1.1. La déformation à chaud
I.5.1.2. La fonderie
I.5.1.3. La solidification dirigée
I.5.1.4. La métallurgie des poudre
I.5.2. LE SPS
I.5.2.1. Mécanisme de transport de masse
I.5.2.2. Fusion et formation de plasma
I.5.2.3. Plasticité, recristallisation et transformation de phases
I.6. CONCLUSION
Références
CHAPITRE II TECHNIQUES EXPÉRIMENTALES
II.1. SPS
II.1.1. EXPÉRIENCE SPS CLASSIQUE
II.1.1.1. Outillage en graphite
II.1.1.2. Cycle SPS d’une pastille Ø36h8mm
II.1.2. MACHINES UTILISÉES
II.1.2.1. Machine SPS à Toulouse
II.1.2.2. Machine SPS à Dijon
II.1.2.3. Machine SPS à Vibraye
II.1.3. MAQUETTES NUMÉRIQUES ET SIMULATIONS THERMOÉLECTRIQUES
II.2. POUDRES
II.2.1. ATOMISATION PAR GAZ
II.2.1.1. Plasma Inert-Gas Atomization (PIGA)
II.2.1.2. Induction Skull Melting (ISM)
II.2.2. CARACTÉRISTIQUES DES POUDRES ÉTUDIÉES
II.3. MÉTHODES DE CARACTÉRISATION
II.3.1. ESSAIS MÉCANIQUES
II.3.1.1. Éprouvettes
II.3.1.2. Essai de traction
II.3.1.3. Essai de fluage
II.3.2. MICROSCOPIE
II.3.2.1. Microscopie Optique (MO)
II.3.2.2. Microscopie Électronique à Balayage (MEB)
II.3.2.2.1. Préparation des échantillons
II.3.2.2.2. Caractéristiques microscope
II.3.2.2.3. Mesures de tailles de grains
II.3.2.3. Microscopie Électronique en Transmission (MET)
II.3.2.3.1. Préparation des échantillons
II.3.2.3.2. Caractéristiques du microscope
II.3.2.3.3. Microscopie conventionnelle
II.3.2.3.4. Microscopie in-situ
Références
PARTIE A DÉVELOPPEMENT DE MATÉRIAUX
CHAPITRE III EFFETS DU BORE
III.1. INTRODUCTION
III.2. MICROSTRUCTURES
III.2.1. ÉVOLUTION DES MICROSTRUCTURES AVEC LA TEMPÉRATURE
III.2.2. MICROSTRUCTURE BIPHASÉE
III.2.3. MICROSTRUCTURE DUPLEX
III.2.4. GRAINS QUASI-LAMELLAIRES
III.3. CARACTÉRISATION DES BORURES
III.3.1. DÉTECTION ET ANALYSE DES BORURES
III.3.2. BORURES DANS LA MICROSTRUCTURE BIPHASÉE
III.3.3. BORURES DANS LA MICROSTRUCTURE DUPLEX
III.4. PROPRIÉTÉS MÉCANIQUES EN TRACTION 70
III.5. DISCUSSION
III.5.1. TRANSFORMATION (+TIB2) (+TIB2)
III.5.2. TRANSFORMATION (+TIB2) DUPLEX (+TIB2)
III.5.3. PROPRIÉTÉS MÉCANIQUES
III.6. CONCLUSION
Références
CHAPITRE IV MICROSTRUCTURES DES ALLIAGES IRIS ET TNM
IV.1. INTRODUCTION
IV.2. MICROSTRUCTURES DES ALLIAGES TNM ET IRIS DENSIFIÉS À DIFFÉRENTES TEMPÉRATURES
IV.2.1. ÉVOLUTION DES MICROSTRUCTURES AVEC LA TEMPÉRATURE (PASTILLES Ø8H6MM)
IV.2.1.1. Microstructure dendritique
IV.2.1.2. Microstructure biphasée +
IV.2.1.3. Microstructure Duplex +
IV.2.1.4. Microstructure proche lamellaire
IV.2.1.5. Microstructure lamellaire HT
IV.2.2. EFFET DU BORE DANS L’ALLIAGE IRIS
IV.3. MICROSTRUCTURE PROCHE LAMELLAIRE À PETITS GRAINS
IV.3.1. ÉVOLUTION DE LA MICROSTRUCTURE PROCHE LAMELLAIRE AVEC LA TEMPÉRATURE
IV.3.1. GRAINS LAMELLAIRES
IV.3.2.LISERÉS
IV.3.4. PHASE DANS L’ALLIAGE IRIS
IV.4. DISCUSSION
IV.4.1. ÉVOLUTION DES MICROSTRUCTURES AVEC LA TEMPÉRATURE DES DEUX ALLIAGES IRIS ET TNM
IV.4.2. MICROSTRUCTURE PROCHE LAMELLAIRE
IV.5. CONCLUSION
Références
CHAPITRE V PROPRIÉTÉS MÉCANIQUES ET MÉCANISMES DE DÉFORMATION
V.1. INTRODUCTION
V.2. ESSAIS MÉCANIQUES
V.2.1. ESSAIS DE TRACTION
V.2.1.1. Traction à température ambiante .
V.2.1.1.1. Résultats des essais
V.2.1.1.2. Microstructure proche lamellaire
V.2.1.1.3. Facies de ruptur
V.2.1.2. Traitements thermiques dans l’alliage TNM
V.2.1.3. Traction à chaud IRIS
V.2.1.4. Effet de bore dans l’alliage IRIS
V.2.2. ESSAIS DE FLUAGE
V.2.2.1. Fluage des microstructures proche lamellaires des deux alliages sous 700°C/300MPa
V.2.2.2. Fluage de la microstructure proche lamellaire de l’alliage IRIS sous différentes conditions
V.3. PLASTICITÉ
V.3.1. ÉTUDE D’ÉCHANTILLONS DÉFORMÉS EN TRACTION À TEMPÉRATURE AMBIANTE
V.3.1.1. Déformation du liseré
V.3.1.1.1. Modes de déformation dans les grains
V.3.1.1.2. Sélection des modes de déformation dans les grains
V.3.1.1.3. Déformation dans les grains des liserés
V.3.1.1.4. Étude in situ de la déformation des grains
V.3.1.2. Déformation des grains lamellaires
V.3.1.2.1. Modes de déformation dans les lamelles
V.3.1.2.2. Étude in situ de la déformation des lamelles
V.3.2. ÉTUDE D’ÉCHANTILLONS DÉFORMÉS EN FLUAGE À 700°C SOUS 300MPA
V.3.2.1. Changements microstructuraux
V.3.2.2. Déformation des liserés
V.3.2.3. Déformation des grains lamellaires
V.4. DISCUSSION
V.5. CONCLUSION
Références
PARTIE B DENSIFICATION DE PIÈCES DE FORME COMPLEXE
CHAPITRE VI MAITRISE DU PROCÉDÉ SPS
VI.1. CONTRÔLE DE LA TEMPÉRATURE
VI.1.1. EXPÉRIENCE
VI.1.1.1. Détails expérimentaux
VI.1.1.2. Évaluation de la température
VI.1.2. RÉSULTATS
VI.1.2.1. Contrôle de la température dans l’échantillon
VI.1.2.2. Gradient de température
VI.1.2.3. Changement d’échelle
VI.1.2.3. Forme complexe
VI.2. CONTRÔLE DE LA DENSIFICATION
VI.2.1. COURBES DE DENSIFICATION
VI.2.2. CARTOGRAPHIES DE DENSIFICATION
VI.2.2.1. Cartographie d’échantillons cylindriques
VI.2.2.2. Cartographie d’une forme complexe
VI.3. DISCUSSION
VI.3. CONCLUSION
Références
CHAPITRE VII DENSIFICATION DE FORMES COMPLEXES
VII.1. FORMES COMPLEXES
VII.1.1. PIÈCES DE COMPLÉXITÉ ÉVOLUTIVE
VII.1.2. PRÉFORMES D’AUBE
VII.2. CHANGEMENT D’ÉCHELLE PRÉFORMES D’AUBE
VII.2.2. PRÉFORME D’AUBE DE TURBINE HAUTE PRESSION
VII.2.3. PRÉFORME D’AUBE DE TURBINE BASSE PRESSION
VII.2.3.1. Densification en une étape
VII.2.3.2. Assemblage
VII.3. CONCLUSION
Références
CONCLUSION GÉNÉRALE