Nicolas RATEL1,2

1. Institut Laue Langevin-6, rue Jules Horowitz-38042 Grenoble cedex 9

2. Laboratoire de spectrométrie physique, UMR CNRS no.5588, BP 87, 38402 St Martin d’Hères cedex

COALESCENCE ORIENTÉE DES PRÉCIPITÉS γ’ DANS LES

SUPERALLIAGES DE NICKEL MONOCRISTALLINS

Sommaire

1.Les superalliages de nickel monocristallinsLa coalescence orientée induite plastiquement

2. Techniques expérimentales

3. Microstructure initiale

5. Analyse élastique

6. Conclusions

4. Étude in-situ de la coalescence orientée

Les superalliages monocristallins base nickelApplications

Tmoteurrendement

Développement de nouvelles nuances d’alliage de plus en plus performants

Propriétés liées à la microstructure

Limite élastique vs. température

Microstructure

Matériau biphasique:

Matrice γ: structure cfc solution solide de substitution

Précipités γ’: structure L12 (Ni3Al) forme cuboïdale arrangement périodique fraction volumique 70%

Contraintes de cohérence (compression)

'

Durcissement structural

(Al, Ti, Ta)

Ni

0'

aaa

100

001

Misfit naturel:

Historique

ALLOY Cr Co W Mo Re Al Ti Ta Hf othersdensity g/cm3

  AM1 7,8 6,5 5,7 2 - 5,2 1,1 7,9 - - 8,6

  Nasair 100 9 - 10,5 1 - 5,75 1,2 3,3 - - 8,54

Première CMSX-2 8 4,6 7,9 0,6 - 5,6 1 6 - - 8,6

  CMSX-3 8 4,6 7,9 0,6 - 5,6 1 6 0,1 - 8,6

  TMS-1 5,5 7,5 16,6 - - 5,2 - 5,1 - - 9,1

  PWA 1480 10 5 4 - - 5 1,5 12 - - 8,7

Génération René N4 9 8 6 2 - 3,7 4,2 4 - 0.5 Nb 8,56

  SRR 99 8 5 10 - - 5,5 2,2 3 - - 8,56

  RR 2000 10 15 - 3 - 5,5 4 - - 1 V 7,87

  CMSX-6 8 4,6 7,9 0,6 - 5,6 1 6 0,1 - 7,98

  AM3 8 5,5 5,7 2 - 6 2 3,5 - - 8,25

  MC2 8 5 8 2 - 5 1,5 6 - - 8,63

Seconde CMSX-4 6,5 9 6 0,6 3 5,6 1 6,5 0,1 - 8,7

Génération PWA 1484 5 10 6 2 3 5,6 - 8,7 0,1 - 8,95

  René N5 7 8 5 2 3 6,2 - 7 0,2 - 8,7

Troisième CMSX-10 2 3 5 0,4 6 5,7 0,2 8 0,03 0.1 Nb 9,05

Génération René N6 4,2 12,5 5,4 1,4 5,4 5,75 - 7,2 0,15 0.05 C 8,97

 4eme MC-NG 4 - 5 1 4 6 0,5 5 0,1 4 Ru 8,75

Durcissement de la matrice

'

F. Diologent, Thèse de doctorat, Université Paris XI, Orsay, 2002

Comportement typique (AM1):

• Mise en radeaux des précipités γ’

• Forte corrélation avec la microstructure

MC-NG:

• Durée de vie plus longue

• Période d’incubation

• Stade de fluage secondaire court

• Gain de 50°C

Le comportement en fluage à haute température (1050°C-150MPa)

Influence de la composition de l’alliage sur le comportement mécanique: rôle de la structure en radeaux / cinétique de transformation

M. Véron, Y. Bréchet, F. Louchet, Scripta metall., Vol. 34, 1883 (1996). M.Véron, F. Louchet,,Acta Materialia, Vol.44, No.9, p. 3633-2641 (1996)

[100]

Pas de contrainte appliquée

COMPRESSION, δ<0

Indentation + recuit (1050°C - 15h)

TRACTION, δ<0

La coalescence orientée induite plastiquement

Sommaire

1.Les superalliages de nickel monocristallinsLa coalescence orientée induite plastiquement

2. Techniques expérimentales

3. Microstructure initiale

5. Analyse élastique

6. Conclusions

4. Étude in-situ de la coalescence orientée

DRX

Microstructure:

Structure de dislocations et misfit:

MEB

MET

'

'/

'

DNPA

Diffraction synchrotron Haute énergie – haute

résolution

Expériences in-situ Observations post-mortem

Stratégie expérimentale

q (Å-1)110-110-210-310-410-5

109 précipités 102 précipités

DN-2MEB-MET V4D11

Principes de la DNPA

MP

)()()(2

2 qSqFqI

Faisceau diffusé

0k

fk0kkq f

Faisceau incident

Échantillon inhomogène

0kfk

2 2

Facteur de forme Facteur de structure

Corrélation dans l’espace et forme moyenne des particules

Détecteur

Relation gamme de q – Taille des inhomogénéités

-3,0 -2,5 -2,0 -1,5 -1,0 -0,5 0,0

-7

-6

-5

-4

-3

-2

-1

0

1

2

3

4

log

I

log q [Å-1]

Form factor for spheres of radius 50Å Form factor smeared by instrument resolution Signal from a polydisperse particle population

Interprétation des données de DNPA

0

)(),()( drrNrqFqF sphsph

424)(lim

qqI

q

Polydispersité Loi de Porod

Investigation de la microstructure sur un large volume-échantillon

sin2 hkld

Séparation des contributions de mosaïcité et distribution de paramètres de maille

Principes de la diffractométrie X trois axes haute énergie (E~120keV)

λ~0.1Å

a

aa ISi

')cot(

2

I

II

'

'

'

'I

II

'

1

011exp)(w

xxAxP

A. Jacques, P. Bastie, Phil Mag, Vol. 83, No. 26, 3005-3027 (2003)

Interprétation des profils de diffraction

Échantillon en radeaux

Misfit moyen:

Sommaire

1.Les superalliages de nickel monocristallinsLa coalescence orientée induite plastiquement

2. Techniques expérimentales

3. Microstructure initiale

5. Analyse élastique

6. Conclusions

4. Étude in-situ de la coalescence orientée

Résultats expérimentaux de DNPA: D11-ILL

010

001

X

010

)(X

00 100)( X 010 501)( X

015 401)( X 045 101)( X

MC-NG

AM1

D. Bellet, These de doctorat, UJF (1990) Etude de la décroissance d’intensité le long de X et de 010

Analyse de la décroissance d’intensité diffusée

Distribution de taille et d’orientation des précipités

Forme cuboïdale

2)tan( c

aR

c

a

2R

a/2

R

R

Modélisation de la forme des particules

Faces des particules plus planes dans le MC-NG que dans l’AM1

)1()( AMNGMC cc

Expérience complémentaire aux très petits angles: DN-2 (Prague)

Investigation de la microstructure initiale: arrangement des particules

Distribution d’orientation

Montage double cristal (type Bonse-Hart)

Arrangement irrégulier des particules entre elles

1E-4 1E-3100

101

102

103

I (co

unts

)

q [Å-1]

MC-NG MC-2

AM1 MC-NG

Microstructure initiale: le MEB

nmNGMC

212

Particules plus fines dans le MC-NG que dans l’AM1

Arrangement spatial plutôt irrégulier

nmAM

3001

MC-NG AM1

Distribution de taille:

m2 m2

Microstructure initiale: le misfit moyen

0,%14.0

200

001

100

' ''II II

' ''II II

I

'

I

II

Avant mise en radeaux:

Sommaire

•Les superalliages de nickel monocristallinsLa coalescence orientée induite plastiquement

2. Techniques expérimentales

3. Microstructure initiale

5. Analyse élastique

6. Conclusions

4. Étude in-situ de la coalescence orientée

Acquisition des spectres de diffusion ou diffraction au cours de la mise en radeaux

Prédéformation MC-NG (T=850°C, εP>0): +0.2% et +0.6%

Recuit in-situ de 15h dans un four à 1100°C et 1050°C

Protocole expérimental in-situ

001

Découpe d’un échantillon dans le cœur de l’éprouvette

AVANT RECUIT

APRES RECUIT

Etude cinétique de la mise en radeaux

Expérience de DNPA réalisée sur V4 au HMI (Berlin-Allemagne)

MC-NG

AM1

t=0h t=4h t=20hM. Véron, P. Bastie, Acta Mater, Vol. 45, NO. 8, 3277-3282 (1997)

001

100

10-2 10-110-5

10-4

10-3

10-2

10-1

100

I [cm

]-1

q [nm]-1

before ageing after ageing

q-4

along [100]

0,0 P100

001''

001

100

Diminution du nombre d’interfaces 100

Résultats expérimentaux

10-2 10-11E-4

1E-3

0,01

0,1

1

I (cm

-1)

q [nm-1]

before ageing after ageing

q-4

along [001]

3x10-2 3,5x10-2 4x10-2 4,5x10-2 5x10-2 5,5x10-2 6x10-26,5x10-27x10-210-1

100

I [cm

]-1

q [nm]-1

before ageing after ageing

along [100]

0.2%, T=1100°C 0.6%, T=1050°C

0 200 400 600 800 1000 1200 14002.0x10-2

2.5x10-2

3.0x10-2

3.5x10-2

4.0x10-2

4.5x10-2

5.0x10-2

[m

2 .cm

-3]

time (min)

001 100

100 diminue, 001 demeure constant

1100°C: fin de la mise en radeaux après 400 min de recuit

1050°C: Meme constante de temps, mise en radeaux inachevée?

Analyse

Conclusions

0 5 10 15 200,020

0,025

0,030

0,035

0,040

0,045

0,050

[m

2 .cm

-3]

time (heures)

001 100

MC-NG AM1

M. Véron, P. Bastie, Acta Mater, Vol. 45, NO. 8, 3277-3282 (1997)

' '

Al, Ti, Ta Al, Ti, TaW, Cr, Mo

• Diffusion sous contrainte

• Dislocations d’interface = court-circuit de diffusion

Étude de la coalescence orientée: MEBMC-NG AM1

Radeaux plus courts mais plus épais

Arrangement moins régulier

m2

Étude de la coalescence orientée: le misfit moyen

Résultats expérimentaux

CTP 01100%,2.0

time time

002 200 ou 020

Evolution du misfit parallèle et perpendiculaire a l’axe de déformation au cours de la mise en radeaux

' '

//

CTP 01100%,2.0 CTP 01050%,6.0

aaa

'

Analyse: misfit moyen

I

Analyse: FWHM

Avant recuit

'

'/

'

011],011[:

110],110[:

bub

bua

a

b

010

100

Plusieurs interprétations possibles: empilements de dislocations - migration

II

Analyse: FWHM

0 200 400 600 800 1000-25

-20

-15

-10

-5

0

5

10

15

20

FWH

M00

2 cha

nge

(%)

time (min)

' '

' '

'/

ac

b

a

a

011],010[:

011],011[:

110],110[:

buc

bub

bua

Mise en radeaux et recombinaison des dislocations d’interface

Après recuit

Analyse: FWHM

-200 0 200 400 600 800 1000 1200 1400 1600 1800

0,3

0,4

0,5

0,6

0,7

0,8

0,9

1,0

1,1

1,2

1,3

1,4

' FW

HM

(10-3

d/d

)

time (min)

002 200

001

100

Amincissement des couloirs? Disparition des couloirs?m2

Sommaire

•Les superalliages de nickel monocristallinsLa coalescence orientée induite plastiquement

2. Techniques expérimentales

3. Microstructure initiale

5. Analyse élastique

6. Conclusions

4. Étude in-situ de la coalescence orientée

Analyse du système:

Présence de misfit Tε

Présence de déformation plastique

dans la matrice

Pε

Différence de constantes élastiques

Forte fraction volumique de particules

T* ε,C

PεC,

'

'

Inclusion équivalente d’Eshelby

Approche du champ moyen*σε

21

W

Changement de forme des particules

Calcul de l’énergie élastique

Loi d’élasticité et théorie des inclusion

σ

ε : tenseur de déformation élastique

Loi de Hooke: εCσ

(γ)

(γ’)

*εC,

C

Inclusion homogène (mêmes constantes élastiques):

*

*

Sεγ)εC(γσ

déformation totale

S : tenseur d’Eshelby

Précipitation,

dilatation

Spécimen monophasique:

Inclusion équivalente d’Eshelby

CAS REEL CAS EQUIVALENT

(γ)

**ε,C** ε,C

C C

Inclusion inhomogène (constantes élastiques différentes)

)ε(SεCσ **** )εC(Sεσ *** *

casdeuxlesdansegauxσ,Sεγ **

***** εCCSCCε 1)(

(γ’)

(γ)

(γ’)

)εC(Sεσ *** *

Approche du champ moyen

Particules γ’ (mêmes forme et orientation)

fraction volumique

déformation intrinsèque

f*ε*

Condition d’équilibre des contraintes:

0)1('

σσ ff

Cas d’une particule isolée:

σ champ moyen d’interaction

(γ)

(γ’)

)εC(Sεσ ****

σσσ

'

interactions

σσ f

σσ )1('

f

Combinaison de la théorie des inclusions et du champ moyen

CAS REEL CAS EQUIVALENT

)εSε(εCσ ***int

* )εSεC(εσ ****int

** ε,C **εC,

**1**** ))()(1( εCCISCCε f

**1int I)ε(SσCε f

Prise en compte des interactions:

C

C*, ε*

C

C, ε**

P

P

P

0002/0002/

Pε

PT* εεε

ijTij 0

C, εP

C*, εT

****** εεISSεCσ f ****** εεISSεC f

Analyse énergétique de la transition morphologique:

c

a

Sphéroïde de rapport d’aspect c/a

*σε21

W

Variation d’ énergie élastique

(100)

0

Prédiction de la forme de particules résultante

Calcul de l’évolution du désaccord paramétrique

Déformation totale de la matrice **M

I)εSγ (f

Déformation totale des précipités ****P

I)εSSεγ (f

)1(0 ii aa

aaa

'

Bon accord avec les observations expérimentales

6. Conclusions• Techniques expérimentales adaptées aux études in-situ

• Premières observations in-situ de l’évolution du misfit

• Cinétique de mise en radeaux indépendante de la composition

• Rôle prépondérant de la plasticité dans la mise en radeaux

• déclenchement

• diffusion atomique

• Identification des mécanismes impliqués

• Développement d’un modèle qualitatif

• Meilleure compréhension du comportement en fluage pour le nouvel alliage

• Matrice plus dure (incubation)

• Résistance accrue

Remerciements• Alain Jacques, Hector Calderon: rapporteurs

• Pierre Bastie, Giovanni Bruno, Bruno Demé: superviseurs

• Tsutomu Mori, Yves Bréchet, Jean Yves Guédou: examinateurs

• Paul Martin, Steffen Demas (ILL): préparation des fours

• Marie Hélène Mathon (LLB), Alain Lapp (LLB), Pavel Strunz (NPL), Uwe Keiderling (HMI), Andreas Schoeps, Martin Von Zimmerman, Uta Rutt (DESY): support expérimental

• Pierre Courtois, Jérémie Baudin, Benoît Mestrallet, Erwin Hetzler (ILL), Luc Ortega, Jérôme Debray (CNRS): préparation d’échantillons

• Jean François Motte (Spectro), Laurent Cagnon (CNRS): MEB

• Pierre Caron (ONERA): déformation des éprouvettes - discussion