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Généralités sur les alliages TiAl
Intérêts des alliages
Les alliages TiAl sont des intermétalliques. Leur structure cristallographique diffère de celles des métaux qui les composent et est ordonnée à longue distance ce qui limite les modes de déformations. Les liaisons interatomiques ne sont plus seulement métalliques mais aussi covalentes, ce qui augmente la résistance du matériau mais au détriment de la ductilité et de la ténacité [1]. Le principal atout de ces alliages réside dans le fait qu’ils possèdent une faible densité volumique : 4 g.cm-3 contre 8 g.cm-3 pour les superalliages base nickel, associée à une bonne résistance mécanique à haute température .
Ces propriétés donnent aux alliages TiAl le potentiel d’être utilisés pour des applications industrielles à haute température comme dans le secteur aéronautique. En 2006, GE a commercialisé le premier moteur d’avion contenant des aubes de turbines, faites-en TiAl 48-2-2 et situées dans la partie basse pression du moteur [3]. Aujourd’hui on souhaite se rapprocher de la partie haute pression des moteurs, ce qui implique d’employer les alliages à de plus hautes températures, jusqu’à 800°C.
Diagramme de phase
Le diagramme de phase montre l’évolution des phases en fonction de la température et du pourcentage atomique d’aluminium. Pour TiAl, une première version du diagramme de phase a été établie par Murray et al. en 1987 [8] avant que McCullough et al. ne précisent la partie centrale en 1989 [9] pour des teneurs en aluminium comprises entre 20% et 70%. Le diagramme présenté ci-dessous, a été établi pour l’alliage binaire TiAl. Chaque alliage TiAl aura son diagramme propre à cause de l’ajout d’éléments d’alliages qui rendent les alliages plus complexes et par conséquent entrainent une modification plus ou moins importante de ce diagramme, comme la limite des différents domaines.
Microstructures
L’obtention d’une microstructure dépend de la température d’élaboration du matériau. on retrouve la partie centrale du diagramme de phase binaire TiAl avec les microstructures de l’alliage GE. On s’intéresse ici aux microstructures obtenues avec un taux d’aluminium proche de 48%at. Pour ce taux l’aluminium, sur la gamme de température qui nous intéresse, au-dessus du palier eutectoïde, on voit que l’on traverse deux domaines : un domaine α+γ et un domaine α. Une élaboration de matériau dans la partie basse du domaine α+γ nous donne une microstructure dite proche gamma ou biphasée. Elle est en grande partie constituée de grains γ et contient une faible proportion de grains α2. Dans le haut du même domaine, on obtient une microstructure dite duplex. Cette microstructure est composée de grains γ qui coexistent avec des grains lamellaires constitués de lamelles de phases γ et α2. Si l’on se rapproche maintenant du domaine α, les grains γ deviennent minoritaires et les grains lamellaires constituent la majeure partie de la microstructure qui est dite proche lamellaire. À présent, une élaboration dans le domaine α donne une microstructure dite lamellaire, uniquement constituée de grains lamellaires. N’étant plus épinglés par des grains γ, la croissance des grains lamellaires est rapide et peut donner lieu à des grains de très grande taille, plusieurs centaines de µm.
La formation de la microstructure lamellaire se produit donc aux plus hautes températures, dans le domaine α. À ces températures, la microstructure est composée de grains α de structure hexagonale désordonnée. La formation proprement dite des grains lamellaires va avoir lieu lors du refroidissement. À partir de grains γ dits, allotriomorphes, que l’on trouve au niveau de joints de grains α/α [10, 11], des lamelles γ se développent dans la matrice α . Cette formation, influencée par la vitesse de refroidissement selon les travaux de Dey et al. [12], a notamment été décrite par Zghal et al [13].
La formation des lamelles γ dans la phase α induit des relations cristallographiques spécifiques entre les lamelles γ et α2 : (111)γ ǁ (0001)α2 avec <110>γ ǁ <1120>α2 [14-16]. Les trois directions <112̅0> du plan basal de la phase α2 étant équivalentes alors que les directions <011̅] et la direction [11̅0] du plan (111) de la phase γ ne le sont pas, on a six types de domaines d’ordre pour la phase γ dans la structure lamellaire γ / α2. Les six orientations de la direction [11̅0] possibles sont détaillées dans les travaux de S. Zghal et H. Inui [14, 15]. En résulte deux séquences d’empilement possible pour les lamelles γ : ABCABC ou CBACBA. Lors de la formation des lamelles γ, il est possible que des lamelles γ se retrouvent accolées.
Procédés d’élaboration
Les alliages TiAl peuvent être élaborés et mis en forme aux moyens de divers procédés. Nous allons maintenant présenter ces différentes techniques d’élaboration qui sont la déformation à chaud, la fonderie et la métallurgie des poudres. Chaque méthode présentant ses avantages et ses inconvénients, aucune ne s’est véritablement imposée à l’échelle industrielle. Cependant, le choix de la technique utilisée est important parce qu’elle va avoir un impact sur la microstructure et la texture de l’alliage. Dans la plupart des cas, des traitements thermiques sont nécessaires pour obtenir les propriétés souhaitées [18].
Fonderie et forgeage
Le principe général de la fonderie est de porter à température de fusion un barreau d’alliage puis de couler le tout dans un moule. Une fois que l’alliage a refroidi, on peut ouvrir le moule et récupérer la pièce. Pour des géométries de pièces plus complexes, la technique de fonderie centrifuge peut être employée. Elle consiste à mettre le moule en rotation selon un axe vertical ou horizontal [19,20] ce qui aide le métal en fusion à bien remplir le moule jusqu’à sa solidification complète, on obtient ainsi des pièces de meilleure qualité. La fonderie est le procédé employé par General Electric pour la fabrication de ses aubes de turbine [21] et représenterait le meilleur rapport qualité / prix [21-23]. Cependant, cette technique génère des porosités et des fissures au sein des pièces. Un post traitement par compaction isostatique à chaud (CIC) est souvent nécessaire pour refermer ces différents défauts [24]. La microstructure lamellaire obtenue est hétérogène du fait que le refroidissement s’effectue du moule vers l’intérieur de la pièce. En bord de moule, on retrouve de gros grains lamellaires dont la taille va progressivement décroitre en se rapprochant du centre de la pièce où les grains possèdent une morphologie équiaxe [25]. D’autres traitements thermiques sont alors nécessaires pour homogénéiser le tout.
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Table des matières
Introduction générale
Chapitre I : Bibliographie
I. Introduction
II. Généralités sur les alliages TiAl
II.1. Intérêts des alliages
II.2. Structure cristallographique
II.3. Diagramme de phase
II.4. Microstructures
III. Procédés d’élaboration
III.1. Fonderie et forgeage
III.2. Métallurgie des poudres
III.2.a. Atomisation : procédés PIGA et EIGA
III.2.b. EBM et HIP
III.2.c. SPS
IV. Comportement mécanique
IV.1. Traction ambiante
IV.2. Traction à chaud
IV.3. Fluage
IV.4. Conclusion sur le comportement mécanique
V. Mécanismes de déformation
V.1. Mode de déformation de la phase γ
V.1.a. Température ambiante
V.1.b. Haute température
V.2. Mode de déformation de la phase α2
V.2.a. Température ambiante
V.2.b. Haute température
V.3. Mode de déformation de la phase β0
V.4. Déformation de la microstructure lamellaire à température ambiante
V.5. Conclusion sur les mécanismes de déformation
VI. Effet des éléments d’alliage
VI.1. Effet des éléments en insertion ou en substitution
VI.2. Alliage IRIS
VI.3. Alliages TNM et TNM+
VII. Conclusions et objectifs de l’étude
Chapitre II : Techniques expérimentales
I. Introduction
II. Élaboration des matériaux
II.1. Machine SPS
II.2. Outillage SPS
II.3. Cycle SPS d’une pastille Ø36h8mm
III. Caractérisation du comportement macroscopique
III.1. Éprouvettes
III.2. Essais de traction à température ambiante
III.3. Essais de traction à hautes températures
III.4. Essais de fluage
III.5. Correction des courbes expérimentales
IV. Caractérisations microstructurales
IV.1. Microscopie électronique à balayage (MEB)
IV.2. Microscopie électronique en transmission (MET)
IV.2.a. Préparation des échantillons
IV.2.b. Investigations post mortem
IV.2.c. Investigations in situ
V. Sonde atomique
Chapitre III : Élaboration des matériaux
I. Introduction
II. Composition chimique des poudres pré-alliées
III. Observation et caractérisation des hétérogénéités dans GFE2
III.1. Présence d’hétérogénéités dans le matériau densifié
III.2. Observation des microstructures à chaque étape du procédé
III.2.a. Microstructure de l’électrode avant atomisation
III.2.b. Microstructure des particules de poudres
III.2.c. Microstructure des matériaux densifiés à partir des différents lots de poudres
III.3. Analyses chimiques locales
III.4. Discussion sur l’origine des hétérogénéités
IV. Contrôle de la quantité d’hétérogénéités au sein des poudres du projet
IV.1. Influence de la granulométrie des poudres
IV.2. Analyse de la composition chimique des poudres tamisées
IV.3. Synthèse et choix de la gamme de tamisage
V. Élaboration des microstructures de l’étude
V.1. Détermination des températures de densification SPS
V.2. Microstructures lamellaires et proche gamma élaborées
VI. Conclusion
Chapitre IV : Essais mécaniques
I. Introduction
II. Essais mécaniques sur la microstructure γ
II.1. Essais de traction à température ambiante
II.2. Essais de traction à haute température
II.3. Déformation en fluage
II.4. Essais de compression avec sauts de vitesse
II.4.a. Résultats des essais
II.4.b. Détermination des paramètres d’activation
III. Essais mécaniques sur la microstructure lamellaire
III.1. Essais de traction à température ambiante
III.2. Essais de traction à haute température
III.3. Essais de fluage
IV. Discussion
IV.1. Effet des éléments lourds dans une microstructure gamma
IV.2. Effet des éléments d’addition dans une microstructure lamellaire
V. Conclusion
Conclusion générale
