Lames de turbine monocristallines : une percée technologique qui franchit les limites de haute température

1 Développement des moteurs à turbines à gaz aéronautiques

Avec l'augmentation des exigences de performance pour les avions destinés au transport, à des fins militaires, de production et autres, les premiers moteurs à pistons ne pouvaient plus répondre aux besoins du vol à haute vitesse. Par conséquent, depuis les années 1950, les moteurs à turbines à gaz sont progressivement devenus la norme.

En 1928, Sir Frank Whittle du Royaume-Uni a indiqué dans sa thèse de fin d'études intitulée "Développements futurs dans la conception des avions" lorsqu'il étudiait à l'académie militaire que, compte tenu des connaissances techniques de l'époque, le développement futur des moteurs à hélices ne pourrait pas répondre aux besoins des vols en haute altitude ou à des vitesses dépassant 800 km/h. Il a été le premier à proposer le concept de ce qui est maintenant appelé un moteur à réaction (moteur turbine) : de l'air comprimé est fourni à la chambre de combustion via un piston traditionnel, et les gaz à haute température produits sont directement utilisés pour propulser le vol, ce qui peut être considéré comme un moteur à hélice avec une conception de chambre de combustion. Dans les recherches ultérieures, il a abandonné l'idée d'utiliser un piston lourd et inefficace et proposé d'utiliser une turbine (turbine) pour fournir de l'air comprimé à la chambre de combustion, et la puissance de la turbine était obtenue à partir des gaz d'échappement à haute température. En 1930, Whittle a déposé un brevet, et en 1937, il a développé le premier moteur à réaction centrifuge au monde, qui a été officiellement utilisé dans l'avion Gloster E.28/39 en 1941. Depuis lors, les moteurs à turbines à gaz dominent la propulsion aéronautique et sont un symbole important du niveau technologique et industriel d'un pays ainsi que de sa puissance nationale globale.

Les moteurs d'avion peuvent être divisés en quatre types de base selon leurs utilisations et leurs caractéristiques structurelles : moteurs à réaction pure, moteurs à réaction mixte, moteurs turbomoteurs et moteurs turbopropulseurs.

Les turbines à gaz aéronautiques sont appelées moteurs à réaction pure, qui sont les premiers moteurs à turbine à gaz utilisés. Du point de vue de la manière dont la poussée est générée, les moteurs à réaction pure sont les moteurs les plus simples et directs. Le raisonnement repose sur la force de réaction générée par l'injection à haute vitesse du vortex. Cependant, le flux d'air à haute vitesse emporte beaucoup de chaleur et d'énergie cinétique en même temps, causant de grandes pertes d'énergie.

Le moteur à réaction mixte divise l'air entrant dans le moteur en deux chemins : le conduit interne et le conduit externe, ce qui augmente le débit total d'air et réduit la température et la vitesse d'échappement du flux d'air du conduit interne.

Les moteurs turbomoteurs et turbopropulseurs ne génèrent pas de poussée par injection d'air, donc la température et la vitesse d'échappement sont considérablement réduites, l'efficacité thermique est relativement élevée et le taux de consommation de carburant du moteur est faible, ce qui convient aux avions à long rayon d'action. La vitesse de l'hélice ne change généralement pas, et des poussées différentes sont obtenues en ajustant l'angle de la pale.

Le moteur propfan est un moteur situé entre les moteurs turbopropulseurs et turboréacteurs. Il peut être divisé en moteurs propfan avec des carénages d'hélices tubulaires et en moteurs propfan sans carénages d'hélices tubulaires. Le moteur propfan est le moteur le plus compétitif et le plus économe en énergie, adapté aux vols subsoniques.

Les moteurs aéronautiques civils ont traversé plus d'un demi-siècle de développement. La structure du moteur est passée des premiers turboréacteurs à turbine centrifuge aux moteurs à flux axial monocouche, des turboréacteurs bicouche aux turbopropulseurs à faible rapport de contournement, puis aux turbopropulseurs à haut rapport de contournement. La structure a été continuellement optimisée en quête d'efficacité et de fiabilité. La température d'entrée de la turbine n'était que de 1200-1300K dans les premiers turboréacteurs de la génération des années 1940 et 1950. Elle a augmenté d'environ 200K avec chaque mise à niveau d'avion. D'ici les années 1980, la température d'entrée de la turbine des chasseurs avancés de quatrième génération a atteint 1800-2000K[1].

Le principe du compresseur d'air centrifuge est que l'impeller entraîne le gaz en rotation à haute vitesse, ce qui fait que le gaz génère une force centrifuge. En raison de la pression expansive du flux de gaz dans l'impeller, le débit et la pression du gaz après avoir traversé l'impeller augmentent, produisant ainsi de l'air comprimé continuellement. Il a une dimension axiale courte et un rapport de pression monocouche élevé. Le compresseur d'air à écoulement axial est un compresseur dans lequel l'écoulement d'air est essentiellement parallèle à l'axe de l'impeller rotatif. Le compresseur à écoulement axial se compose de plusieurs étages, chaque étage contenant une rangée de pales rotoriques et une rangée subséquente de pales statoriques. Le rotor représente les pales de travail et la roue, tandis que le stator agit comme guide. L'air est d'abord accéléré par les pales rotoriques, puis ralenti et comprimé dans le canal des pales statoriques, ce processus se répétant à travers les pales multistage jusqu'à ce que le rapport de pression total atteigne le niveau requis. Le compresseur à écoulement axial a un diamètre réduit, ce qui facilite son utilisation en tandem multistage pour obtenir un rapport de pression plus élevé.   

Les moteurs à réaction à flux bypass utilisent généralement le rapport de contournement, le rapport de pression du moteur, la température d'entrée de la turbine et le rapport de pression du ventilateur comme paramètres de conception :

Rapport de contournement (BPR) : Le rapport entre la masse de gaz circulant dans les conduits extérieurs et la masse de gaz circulant dans les conduits intérieurs du moteur. Le rotor situé à l'avant d'un moteur à réaction est généralement appelé compresseur à faible pression, tandis que le rotor situé à l'avant d'un moteur à réaction à flux bypass est généralement appelé ventilateur. Le gaz comprimé passant par le compresseur à faible pression traverse toutes les parties du moteur à réaction ; le gaz passant par le ventilateur est divisé en conduits intérieurs et extérieurs. Depuis l'apparition des moteurs à réaction à flux bypass, le BPR a augmenté, et cette tendance est particulièrement évidente dans les moteurs à réaction civils.

Rapport de pression du moteur (EPR) : Le rapport entre la pression totale à la sortie de la tuyère et la pression totale à l'entrée du compresseur.

Température d'entrée de la turbine : La température des gaz d'échappement de la chambre de combustion lorsqu'ils entrent dans la turbine.

Rapport de compression du ventilateur : Aussi appelé rapport de compression, le rapport entre la pression du gaz à la sortie du compresseur et la pression du gaz à l'entrée.

Deux efficacités :

Efficacité thermique : Une mesure de l'efficacité avec laquelle un moteur convertit l'énergie thermique générée par la combustion en énergie mécanique.

Efficacité de propulsion : Une mesure de la proportion de l'énergie mécanique générée par le moteur qui est utilisée pour propulser l'avion.

développement des pales de turbine 2

Développement itératif

En prenant un moteur réacteur à turbine à flux mixte comme exemple, la valeur des pales représente jusqu'à 35 %, et elles constituent un composant critique dans la fabrication des moteurs d'avion. Dans un moteur, il y a entre 3 000 et 4 000 pales aéronautiques, qui peuvent être divisées en trois catégories : pales de ventilateur, pales de compresseur et pales de turbine. La valeur des pales de turbine est la plus élevée, atteignant 63 %. En même temps, ce sont également les pales ayant la plus grande difficulté de fabrication et le coût de production le plus élevé dans les moteurs à réaction à flux mixte [2].

Dans les années 1970, les États-Unis ont été les premiers à utiliser des pales de solidification directionnelle PWA1422 dans les moteurs d'avions militaires et civils.

Après les années 1980, le rapport poussée-poids du troisième génération de moteur a augmenté à plus de 8, et les lames de turbine ont commencé à utiliser la première génération d'alliages à haute température SX, PWA1480, RenéN4, CMSX-2 et DD3 de la Chine. Sa capacité à supporter la température est de 80K supérieure à celle de l'alliage à haute température de solidification directionnelle PWA1422 le meilleur. Avantages. Couplé avec la technologie de refroidissement par film à canal unique creux, la température de fonctionnement des lames de turbine atteint 1600-1750K.

Le moteur turboréacteur de quatrième génération utilise la deuxième génération d'alliages à haute température SXPWA1484, RenéN5, CMSX-4 et DD6. En ajoutant des éléments Re et en utilisant la technologie de refroidissement à air haute pression multi-canal, la température de fonctionnement des lames de turbine atteint 1800K-2000K. À 2000K et 100h, la résistance prolongée atteint 140MPa.

La troisième génération de SX, développée après les années 1990, inclut RenéN6, CMRX-10 et DD9, qui présentent des avantages très marqués en termes de résistance à la fluage par rapport à la deuxième génération de SX. Protégés par des canaux de refroidissement complexes et des revêtements barrières thermiques, la température d'entrée de la turbine qu'ils peuvent supporter atteint 3000K. L'alliage de composé intermétallique utilisé dans les pales atteint 2200K, et la résistance à 100h atteint 100MPa.

Actuellement en développement se trouvent la quatrième génération de SX représentée par MC-NG[4], TMS-138, etc., et la cinquième génération de SX représentée par TMS-162, etc. Sa composition est caractérisée par l'ajout de nouveaux éléments rares tels que le Ru et le Pt, ce qui améliore considérablement les performances à haute température et la résistance au fluage des alliages SX. La température de fonctionnement de la cinquième génération d'alliages à haute température a atteint 1150°C, ce qui est proche de la température théorique limite d'exploitation de 1226°C.

3 Développement des alliages super monocristallins à base de nickel

3.1 Caractéristiques de composition et composition en phases des alliages monocristallins à base de nickel

Selon le type d'éléments matriciels, les alliages à haute température peuvent être divisés en ferrométalliques, nickélifères et cobaltifères, puis subdivisés en macrostructures de fonderie, de forgeage et de métallurgie poudreuse. Les alliages à base de nickel présentent de meilleures performances à haute température que les deux autres types d'alliages à haute température et peuvent fonctionner longtemps dans des environnements à haute température difficiles.

Les alliages à haute température à base de nickel contiennent au moins 50 % de Ni. Leur structure FCC les rend très compatibles avec certains éléments alliés. Le nombre d'éléments alliés ajoutés lors du processus de conception dépasse souvent 10. Les éléments alliés ajoutés sont classifiés comme suit : (1) Ni, Co, Fe, Cr, Ru, Re, Mo et W sont des éléments de première classe, qui servent d'éléments stabilisateurs d'austénite ; (2) Al, Ti, Ta et Nb ont des rayons atomiques plus grands, ce qui favorise la formation de phases d'enduction telles que le composé Ni3 (Al, Ti, Ta, Nb), et sont des éléments de deuxième classe ; (3) B, C et Zr sont des éléments de troisième classe. Leur taille atomique est beaucoup plus petite que celle des atomes de Ni, et ils se séparent facilement aux limites de grains de la phase γ, jouant un rôle dans le renforcement des limites de grains [14].

Les phases des alliages à haute température à base de nickel en monocristal sont principalement : phase γ, phase γ', phase carbure et phase à empaquetage topologique proche (phase TCP).

phase γ : La phase γ est une phase d'austénite avec une structure cristalline FCC, qui est une solution solide formée par des éléments tels que le Cr, Mo, Co, W et Re dissous dans le nickel.

phase γ' : La phase γ' est un composé intermétallique Ni3(Al, Ti) de FCC, qui se forme comme une phase de précipitation et maintient une certaine cohérence et incompatibilité avec la phase matricielle, et est riche en Al, Ti, Ta et autres éléments.

Phase carbure : À partir de la deuxième génération de superalliages nickélés SX, une petite quantité de carbone est ajoutée, entraînant l'apparition de carbures. Une faible quantité de carbures est dispersée dans la matrice, ce qui améliore dans une certaine mesure les performances à haute température de l'alliage. Elle est généralement divisée en trois types : MC, M23C6 et M6C.

Phase TCP : Dans le cas du vieillissement du service, des éléments réfractaires excessifs tels que Cr, Mo, W et Re favorisent la précipitation de la phase TCP. Le TCP se forme généralement sous forme de plaque. La structure en plaques a un impact négatif sur la ductilité, la fluage et les propriétés de fatigue. La phase TCP est l'une des sources de fissuration par fluage.

Mécanisme d'endurcissement

La résistance des alliages à base de nickel provient de la combinaison de plusieurs mécanismes d'endurcissement, y compris l'endurcissement par solution solide, l'endurcissement par précipitation et le traitement thermique pour augmenter la densité de dislocations et développer une sous-structure de dislocations afin de fournir un renforcement.

L'endurcissement par solution solide consiste à améliorer la résistance de base en ajoutant différents éléments solubles, tels que Cr, W, Co, Mo, Re et Ru.

Les rayons atomiques différents entraînent une certaine distorsion du réseau atomique, ce qui inhibe le mouvement des dislocations. L'endurcissement par solution solide augmente avec l'accroissement de la différence de taille atomique.

Le renforcement par solution solide a également pour effet de réduire l'énergie de défaut d'empilement (SFE), en inhibant principalement le glissement croisé des dislocations, qui est le principal mode de déformation des cristaux non idéaux à haute température.

Les grappes atomiques ou microstructures à ordre à courte portée sont un autre mécanisme qui aide à obtenir un renforcement par solution solide. Les atomes de Re dans SX se segreguent dans la région de contrainte de traction du cœur de dislocation à l'interface γ/γ’, formant une "atmosphère de Cottrell", ce qui empêche efficacement le mouvement des dislocations et la propagation des fissures. (Les atomes de soluté se concentrent dans la zone de contrainte de traction des dislocations d'arête, réduisant la distorsion du réseau, formant une structure de gaz de Coriolis et produisant un effet de renforcement par solution solide important. Cet effet augmente avec l'augmentation de la concentration des atomes de soluté et l'augmentation de la différence de taille.)

Re, W, Mo, Ru, Cr et Co renforcent efficacement la phase γ. Le renforcement par solution solide de la matrice γ joue un rôle extrêmement important dans la résistance au fluage des alliages à base de nickel à haute température.

L'effet de durcissement par précipitation est influencé par la fraction volumique et la taille de la phase γ'. L'objectif de l'optimisation de la composition des alliages à haute température est principalement d'augmenter la fraction volumique de la phase γ' et d'améliorer les propriétés mécaniques. Les alliages à haute température SX peuvent contenir 65 % à 75 % de la phase γ', ce qui donne une bonne résistance au fluage. Cela représente la valeur utile maximale de l'effet de renforcement de l'interface γ/γ', et une augmentation supplémentaire entraînera une diminution significative de la résistance. La résistance au fluage des alliages à haute température avec une grande fraction volumique de phase γ’ est affectée par la taille des particules de phase γ’. Lorsque la taille de la phase γ’ est petite, les dislocations ont tendance à contourner celle-ci, ce qui entraîne une diminution de la résistance au fluage. Lorsque les dislocations sont obligées de traverser la phase γ’, la résistance au fluage atteint son maximum. À mesure que les particules de la phase γ’ augmentent en taille, les dislocations ont tendance à se courber entre elles, ce qui entraîne une diminution de la résistance au fluage [14].

Il existe trois principaux mécanismes de renforcement par précipitation :

Renforcement par désaccord du réseau cristallin : la phase γ’ est dispersée et précipitée dans la matrice de la phase γ de manière cohérente. Les deux sont des structures FCC. Le désaccord du réseau reflète la stabilité et l'état de contrainte de l'interface cohérente entre les deux phases. Le meilleur cas est que la matrice et la phase précipitée aient la même structure cristalline et les mêmes paramètres de réseau de géométrie identique, afin que plus de phases précipitées puissent être intégrées dans la phase γ. La plage de désaccord des alliages à base de nickel à haute température est de 0~±1 %. Re et Ru sont clairement ségrégués avec la phase γ. L'augmentation de Re et de Ru augmente le désaccord du réseau.

Renforcement par ordre : La coupe par dislocation provoque un désordre entre la matrice et la phase précipitée, nécessitant davantage d'énergie.

Mécanisme de contournement de dislocation : appelé mécanisme d'Orowan (bowing d'Orowan), c'est un mécanisme de renforcement dans lequel la phase précipitée dans la matrice métallique empêche la dislocation en mouvement de continuer à se déplacer. Principe de base : Lorsque la dislocation en mouvement rencontre une particule, elle ne peut pas passer à travers, ce qui entraîne un comportement de contournement, une croissance de la ligne de dislocation et une augmentation de la force motrice requise, résultant en un effet de renforcement.

3.3 Développement des méthodes de foundage des alliages à haute température

La plus ancienne alliée utilisée dans des environnements à haute température remonte à l'invention du Nichrome en 1906. L'apparition de compresseurs turbulents et de moteurs à turbines à gaz a stimulé le développement substantiel des alliages à haute température. Les pales de la première génération de moteurs à turbines à gaz étaient produites par extrusion et forgeage, ce qui présentait évidemment les limites de l'époque. Actuellement, les pales en alliage à haute température sont principalement fabriquées par fonderie sous pression, spécifiquement par solidification directionnelle (DS). La méthode DS a été inventée pour la première fois par l'équipe de Versnyder de Pratt & Whitney aux États-Unis dans les années 1970 [3]. Au fil des décennies de développement, le matériau préféré pour les pales de turbine est passé des cristaux équiaxes aux cristaux colonnaires, puis a été optimisé pour les matériaux d'alliages à haute température monocristallins.

La technologie DS est utilisée pour produire des composants en alliage colonnaire SX, ce qui améliore considérablement la ductilité et la résistance aux chocs thermiques des alliages à haute température. La technologie DS garantit que les cristaux colonnaires produits ont une orientation [001], qui est parallèle à l'axe de contrainte principal de la pièce, plutôt qu'une orientation cristalline aléatoire. En principe, DS doit s'assurer que la solidification du métal fondu dans la pièce se fait avec le métal d'alimentation liquide toujours dans un état fraîchement solidifié.

Le moulage de cristaux colonnaires doit répondre à deux conditions : (1) Un flux de chaleur unidirectionnel garantit que l'interface sol-liquide au point de croissance du grain se déplace dans une seule direction ; (2) Il ne doit y avoir aucune nucléation devant la direction de mouvement de l'interface sol-liquide.

Comme la fracture de la lame se produit généralement dans la structure fragile à haute température située aux limites de grains, pour éliminer ces limites de grains, un moule de solidification directionnelle doté d'une structure de "sélecteur de grains" est utilisé. La dimension transversale de cette structure est proche de la taille des grains, de manière à ce qu'un seul grain optimisé puisse entrer dans la cavité du moule de la pièce coulée, puis continuer à croître sous forme de monocristal jusqu'à ce que toute la lame soit composée d'un seul grain.

Le sélecteur de cristal peut être divisé en deux parties : le bloc de démarrage et l'escargot :

Au début du processus DS, les grains commencent à se nucléer au fond du bloc de départ. Dans l'étape initiale de la croissance des grains, leur nombre est important, leur taille est petite et la différence d'orientation est grande. Le comportement de croissance compétitive entre les grains prédomine, tandis que l'effet de blocage géométrique du mur latéral est faible. À ce moment-là, l'effet d'optimisation de l'orientation est évident ; lorsque la hauteur des grains dans le bloc de départ augmente, le nombre de grains diminue, la taille augmente et l'orientation devient proche. Le comportement de croissance compétitive entre les grains diminue, et l'effet de blocage géométrique du mur latéral devient dominant, garantissant que la direction cristalline peut être continuellement optimisée, mais l'effet d'optimisation de l'orientation s'affaiblit. En réduisant le rayon du bloc de départ et en augmentant sa hauteur, l'orientation des grains entrant dans la section spirale peut être optimisée efficacement. Cependant, allonger le bloc de départ réduira l'espace de croissance effectif du lingot et entraînera un cycle de production plus long ainsi qu'un coût de préparation accru. Il est donc nécessaire de concevoir raisonnablement la structure géométrique du substrat.

La fonction principale de l'hélice est de sélectionner efficacement des cristaux uniques, et la capacité à optimiser l'orientation des grains est faible. Lorsque le processus DS a lieu dans une hélice, le canal courbe offre de l'espace pour la croissance des branches dendritiques, et les dendrites secondaires des grains avancent dans la direction de la ligne liquide. Les grains ont une forte tendance au développement latéral, et l'orientation des grains est dans un état fluctuant, avec un effet d'optimisation faible. Par conséquent, la sélection des grains dans l'hélice repose principalement sur l'avantage de restriction géométrique, l'avantage de croissance compétitive, et l'avantage d'expansion spatiale des grains dans la section hélicoïdale [7], plutôt que sur l'avantage de croissance préférentielle des grains, ce qui présente une grande aléatoire [6]. Par conséquent, la principale raison de l'échec de la sélection cristalline est que l'hélice ne joue pas son rôle de sélection monocristalline. En augmentant le diamètre extérieur de l'hélice, en réduisant la portée et le diamètre de la surface hélicoïdale, ainsi qu'en réduisant l'angle initial, l'effet de sélection cristalline peut être amélioré de manière significative.

La préparation des pales turbines monocristallines creuses nécessite plus d'une douzaine d'étapes (fussion de l'alliage maître, préparation de l'enveloppe monocrystalline, préparation du cœur céramique à configuration complexe, coulage du métal fondu, solidification directionnelle, traitement thermique, traitement de surface, préparation du revêtement barrière thermique, etc.). Le processus complexe est sujet à divers défauts, tels que grains errants, taches, petites frontières de grains, cristaux en filet, déviation d'orientation, recristallisation, grandes frontières de grains et échec de sélection cristalline.