Brevet FR2625255A1 — publié le 19890630

L'invention concerne un superalliage mono- cristallin à base de nickel, en particulier un super- alliage de ce type ayant une masse volumique relativement basse. L'alliage selon l'invention appartient au groupe des superalliages capables de travailler à haute tempéra- ture et sous des efforts élevés, dont l'application principale est les ailettes moulées pour moteurs à tur- bine aéronautiques. Il est de plus en plus important que les moteurs à turbine pour aéronefs aient une longue durée de vie. L'accroissement des coûts de fonctionnement, par exemple l'escalade du prix des carburants, rend de plus en plus importante la durée de vie des moteurs et rend de moins en moins souhaitable de continuer à utiliser des moteurs anciens, quand bien même leur fonc- tionnement est sain. Cependant, le coût de remplacement de ces moteurs est très élevé et cette solution est donc peu pratique. L'un des. facteurs qui ont amélioré le rende- ment des moteurs de technologie nouvelle est l'aptitude des alliages de la turbine utilisés dans ces moteurs à travailler sous des températures et des efforts plus élevés. Ce rendement accru résulte notablement de la substitution de superalliages monocristallins à des superalliages équiaxes. Cependant, les nouveaux alliages monocristallins sont en général-plus denses et ces pièces produisent donc des forces centrifuges qui risquent de dépasser les limites nominales de certains des moteurs plus anciens en service. Les structures de certains des moteurs à turbine anciens, comprenant les disques, les arbres, les paliers et les supports de turbine, ne sont pas capables de supporter les forces centrifuges des super- alliages monocristallins plus récents, plus denses, à hautes performances, aux vitesses auxquelles l'utilisa- tion de ces alliages est avantageuse. Par conséquent, la vitesse des moteurs doit être réduite, ce qui annule l'élévation possible du rendement qui justifierait par ailleurs la reconstruction de tels moteurs. Dans le cas de moteurs plus anciens, ceci tend à réduire encore plus le caractère souhaitable de leur reconstruction. Dans le cas de moteurs de conception plus récente, cette approche peut annuler ou annule largement les possi- bilités d'amélioration de fonctionnement du moteur. L'invention propose un superalliage de masse volumique plus basse, pouvant être utilisé pour le mou- lage d'ailettes de turbine monocristallines. Ceci est réalisé tout en conservant un grand nombre des carac- téristique_ Fonctionnelles souhaitables des superalliages monocristallins plus denses, à hautes performances, qui sont à présent utilisés dans des moteurs nouveaux qui étaient initialement conçus pour supporter les forces centrifuges plus élevées résultant de leur utilisation. L'alliage selon l'invention résout d'autres problèmes qui ont empêché, jusqu'à présent, l'aboutissement d'ef- forts tendant à réduire la masse volumique des super- alliages monocristallins sans perte de leurs caractéris- tiques essentielles. Le superalliage selon l'invention présente de bonnes caractéristiques de fonderie et con- serve des possibilités de traitement thermique assez étendues pour permettre l'application d'un traitement thermique conduisant à une mise en solution totale des gamma prime et à une mise en solution substantielle de l'eutectique gamma/gamma prime sans aucune amorce de fusion. Les résultats d'un essai initial permettent d'envisager raisonnablement que l'alliage présente de bonnes caractéristiques vis-à-vis de l'environnement. L'invention permet de produire la diminution souhaitée de la masse volumique d'alliage en remplaçant partiellement des métaux réfractaires par un accroissement 26Z5255 de la teneur en Ai + Ti, ainsi qu'en maîtrisant de façon très stricte l'addition involontaire d'impuretés. L'invention sera décrite plus en détail en regard des dessins annexés à titre d'exemples nulle- ment limitatifs et sur lesquels: la figure 1 est une microphotographie d'une éprouvette d'essai brute de fonderie provenant d'un barreau d'essai monocristallin coulé à partir de l'al- liage selon l'invention, au grossissement 100X; la figure 1A est une microphotographie de la même éprouvette que celle de la figure 1, au grossis- sement 400X; la figure 2 est une microphotographie d'une éprouvette d'essai brute de fonderie, provenant de la section de pied d'une ailette monocristalline de turbine coulée à partir de l'alliage CMSX-3, au grossissement X; la figure 2A est une microphotographie de la même éprouvette que celle de la figure 2, au grossis- sement 400X; la figure 3 est une microphotographie d'une éprouvette d'essai similaire à celle montrée sur les figures 1 et 1A, après le traitement thermique de mise en solution, au grossissement 100X; la figure 3A est une microphotographie de la même éprouvette que sur la figure 3, au grossisse- ment 400X; la figure 4 est une microphotographie d'une éprouvette d'essai provenant de la section de pied d'une ailette pleine de turbine coulée à partir de l'alliage selon l'invention, après traitement thermique de mise en solution, au grossissement 100X; la figure 4A est une microphotographie de la même ailette que celle de la figure 4, provenant du profil d'aile, après traitement thermique de mise en solution, au grossissement 100X; la figure 5 est une microphotographie d'une éprouvette d'essai après traitement thermique de mise en solution, provenant d'un barreau d'essai monocristal- lin coulé à partir de l'alliage selon l'invention, au grossissement 400X; la figure 6 est une microphotographie analo- gue à celle de la figure 5, mais à une température suf- fisamment élevée pour déclencher une amorce de fusion, au grossissement 400X; la figure 7 est un graphique effort-rupture spécifique (corrigé en densité) de Larson-Miller portant sur les valeurs obtenues d'après les essais de rupture sous efJL-t; les figures 8 et 9 sont des microphoto- graphies d'éprouvettes ayant subi un traitement thermique complet, provenant de barreaux d'essai monocristallins coulés à partir de l'alliage selon l'invention, après essai de rupture sous effort, au grossissement 400X; les figures 10 et 10A sont des microphoto- graphies d'éprouvettes ayant subi un traitement thermique complet, provenant de barreaux d'essai monocristallins coulés à partir de l'alliage selon l'invention, après essai de rupture sous effort, au grossissement 400X; les figures 11 et 11A sont des microphoto- graphies d'éprouvettes ayant subi un traitement thermique complet, provenant de barreaux d'essai monocristallins coulés à partir de l'alliage selon l'invention, après un essai de rupture sous effort, au grossissement 400X; la figure 12 est un diagramme d'essais de sulfuration sur banc de brûleurs, effectuéssur plusieurs alliages à base de nickel; la figure 13 est un diagramme d'essais de résistance à l'oxydation effectués sur plusieurs alliages à base de nickel; et la figure 14 est un diagramme comparatif montrant les caractéristiques de durée de vie de revête- ment de plusieurs alliages à base de nickel. La composition d'alliages équiaxes de basse densité, coulés classiquement et mis au point précédem- ment, et les caractéristiques de ces alliages ont d'abord été examinées. L'alliage initial étudié était l'alliage IN 100 ayant une masse volumique de 7,76 g/cm3. La compo- sition nominale de l'alliage IN 100 est la suivante, en pourcentages en poids: C 0,17 Al 5,50 Cr 9,0 Ti 4,75 Co 15,0 B 0,015 Mo 3,0 Zr 0,06 V 0,9 Ni le reste Masse volumique = 7,76-g/cm3 Cet alliage a été mis au point par la firme International Nickel au début des années 1960, pour la technologie de coulée équiaxe et il est donc un précur- seur des groupes modernes d'alliages monocristallins à base de nickel, qui rendent possible la génération nouvelle de moteurs à turbine à haut rendement et hautes performances. Il ne convient pas à la dernière génération des moteurs à turbine pour aéronefs, mais il est encore largement utilisé pour des ailettes de turbine à coulée classique équiaxe, basse densité, équipant les moteurs à turbine plus anciens. Cet alliage présente un certain nombre d'in- convénients parmi lesquels une mauvaise coulabilité due à une fissuration et un arrachement à chaud et des niveaux élevés indésirables de microporosité. Il présente également de mauvaises propriétés vis-à-vis de l'environ- nement. Il apparaît que le vanadium et le molybdène présents dans l'alliage IN 100 se dissolvent dans le revêtement de sulfate de sodium fondu qui est déposé sur les ailettes de turbine, par suite de la présence de soufre dans le carburant et du milieu ambiant salé rencontré dans les applications des moteurs à turbine. Ceci empêche la formation d'un film d'oxyde protecteur. Ceci ressort clairement des résultats d'essai de sulfuration sur banc de brûleurs donnés à la figure 12. L'un des objectifs de la recherche ayant abouti à la mise au point de l'alliage selon l'invention est le développement d'un alliage améliorant, au plus haut degré possible, les caractéristiques vis-à-vis du milieu ambiant, présentées par les superalliages nouveaux CMSX-2 et CMSX-3, à base de nickel, monocristallins et à haute masse volumique. Ces caractéristiques compren- nent.'dmélioration de la durée de vie du revêtement, comme cela apparaît sur la figure 14. Les essais ne sont pas encore achevés, mais d'après les valeurs obte- nues à ce jour, on pense que la durée de vie du revête- ment de l'alliage à faible masse volumique de l'invention est sensiblement comprise entre celles des alliages. MAR M 002DS et CMSX-2. En tenant compte de ces dernières carac- téristiques de l'alliage IN 100, on a décidé de procéder à des recherches sur un autre alliage, plus récent, également mis au point par la firme International Nickel, à savoir l'alliage IN 6212. Cet alliage présente une masse volumique de 8,02 g/cm3. Sa composition nominale, en pourcentages en poids, est la suivante: C 0,15 Al 4,50 Cr 12,0 Ti 4,70 Co 6,0 B 0,02 Mo 3,0 Zr 0,03 W 2,0 Ni le reste Cet alliage a été choisi comme point de départ pour la mise au point d'un alliage à faible masse volumique, convenant à la technologie de la coulée mono- cristalline, car sa composition donne des propriétés vis-à-vis de l'environnement notablement meilleures, c'est-à-dire une bonne résistance à la sulfuration et à l'oxydation. L'amélioration notable des caractéristiques vis-à-vis de l'environnement ou du milieu ambiant, pré- sentée par l'alliage IN 6212, ressort clairement des résultats indiqués graphiquement aux figures 12 et 13. Cependant, l'alliage est incapable de supporter le traite- ment thermique de mise en solution qui est nécessaire pour les moulages en un superalliage monocristallin. Les bonnes caractéristiques vis-à-vis de l'environnement de l'alliage IN 6212 ne sont pas suffisantes, seules, pour le rendre apte à une utilisation comme a114.b monocristallin pour ailettes de turbine de moteurs aéro- nautiques. Une exigence essentielle du traitement thermi- que de mise en solution est la nécessité d'une mise en solution totale des gamma prime sans fusion naissante. Pour élever le point de fusion naissante, C, B et Zr ont été presque entièrement éliminés. Cette élimination va au-delà de processus tels que la sélection de sources élémentaires pures, exemptes de traces de ces éléments. Le processus consiste à utiliser des instal- lations telles qu'un équipement de fusion par induction sous vide, réalisé en des matières à partir desquelles ces éléments ne migrent sous aucune forme aux tempéra- tures de fonctionnement de l'équipement. On a aussi exercé un contr6le sensiblement plus étroit pour réduire N et O, car ces éléments transfèrent des inclusions non métalliques vers des constituants monocristallins et, en outre, nuisent à la coulabilité globale. Ceci a été obtenu par l'utilisation des mêmes processus que ceux utilisés pour limiter la contamination par C, B et Zr. V et W ont été presque totalement éliminés et on a ajouté Hf et Ta. Ces changements de composition ont été réa- lisés dans l'espoir d'améliorer la coulabilité à l'état monocristallin et les propriétés vis-à-vis du milieu ambiant. On espérait notamment que ces modifications donneraient un alliage capable de résister à la fois à la corrosion et à l'oxydation. On a augmenté la teneur en Al + Ti au-delà de celle de l'alliage IN 6212. On a notablement réduit la teneur en Cr par rapport à celle de l'alliage IN 6212. Le Co a été réduit au-dessous de la teneur de l'alliage IN 6212. On a substitué Ta à W dans la composition de l'alliage. Le résultat de ces changements a été un alliage nouveau et différent, ayant un Nv3B = 2,25 max.[PWA N-35] et ayant une masse vol',.L que de 7,98 g/cm3 et la composition nominale suivante (% en poids ou ppm en poids): C 9,8 C 33 ppm Co 5,0 V 410 ppm Mo 3,0 B 30 ppm Al 4,85 Zr 75 ppm Ti 4,75 Hf 0,11 Ta 2,0 Al+Ti 9,60 W 40,02 Ni le reste Une coulée de 106,7 kg (VF 559) de cet alliage a été préparée par fusion par induction sous vide, cette coulée ayant la composition nominale précédente et compre- nant les éléments suivants à l'état de traces: S 5 ppm N 10 ppm O 9 ppm Deux essais de coulée ont été conduits à l'aide de l'alliage de la coulée VF 559. Dans les deux cas, le produit a été un moule de moulages monocristal- lins, l'un produit par l'utilisation d'un procédé de coulée à gradient thermique élevé et l'autre par un procédé de coulée à gradient thermique plus bas. Huit barreaux d'essai, ayant chacun 15 mm de diamètre et mm de longueur, ont été produits par le procédé à gradient thermique élevé et des ailettes pleines de turbines ont été produites par le procédé à gradient thermique inférieur. Un examen des barreaux d'essai n'a montré aucune trace de taches ou de défauts en grains parasites/ pailles (ou "slivers"). Une estimation non destructrice des trente moulages d'ailettes pleines a établi un rendement en grains monocristallins de 67 %, un résultat comparable à celui des moulages d'essai initiaux avec le procédé à gradient thermique inférieur, portant sur d'autres alliages monocristallins tels que celui vendu par la firme Cannon-Muskegon Corporation sous la marque _ommer- ciale CMSX-2. Les rejets ont été dus à la présence de taches et à la présence de pailles(ou "slivers") et de bi-grains. En se basant sur l'expérience initiale avec d'autres superalliages monocristallins, il semble que ces défauts soient sensiblement réduits, sinon éliminés, par un ajustement du processus de coulée à l'alliage. Il s'agit de procédés demandant du temps et qui n'ont pu être achevés faute de temps. Dans le procédé de coulée à gradient thermi- que inférieur, la température du liquidus de l'alliage nouveau a été déterminée par immersion d'un thermocouple pendant le chauffage et le refroidissement passant par le liquidus. Ce procédé a permis de déterminer que le liquidus était de 1321 C. Ceci est à comparer au liquidus de CMSX-2 qui est de 1380 C. Les barreaux d'essai monocristallins résul- tant du procédé de coulée à gradient thermique élevé ont été utilisés pour une évaluation du traitement de mise en solution. La microstructure brute de coulée de ces barreaux est montrée sur les figures 1 et 1A et peut être comparée à la microstructure brute de coulée de l'alliage CMSX-3 montrée sur les figures 2 et 2A. L'alliage brut de coulée selon l'invention possède une grande fraction de volume de l'eutectique gamma/gamma prime et une ségrégation interdendritique importante. Les études de traitement thermique ont été effectuées dans un four à tube de Lindberg Globar, capa- ble d'empêcher sa température de varier +1,5 C et elles ont conduit à la mise au point d'un cycle de trois étapes pour le traitement de mise en solution de l'alliage: 3 heures à 1238 C + 3 heures à 1271 C + 3 heures à 1277 C). Après la troisième étape, les barreaux ont Le refroidis par air. Un examen de la microstructure d'éprouvettes soumises aux trois étapes a montré une mise en solution presque complète des gamma prime et une mise en solution importante de l'eutectique gamma/ gamma prime, sans fusion naissante (figures 3 et 3A, ainsi que 4 et 4A). Un examen des éprouvettes soumises à 3 heures à 1282 C, dans la troisième étape, a montré une mise en solution plus étendue de l'eutectique gamma/ gamma prime, sans fusion naissante (figure 5). Cependant, lorsque la température de la troisième étape a été élevée à 1288 C, une amorce de fusion est apparue (figure 6). La tolérance de 11 C à partir de la troisième et dernière étape, pour le point de fusion naissante, est tout à fait du domaine des possibilités des fours modernes de production à traitement thermique sous vide, qui sont qualifiés pour le traitement de mise en solution de superalliages monocristallins. On a procédé à des essais pour vérifier que le traitement thermique de mise en solution, à trois étapes, donnait, conjointement avec des cycles de pseudo- revêtement et de vieillissement, une bonne résistance à la rupture sous effort et fluage pour des moulages monocristallins produits avec cet alliage. Pour déter- miner les caractéristiques de rupture en fluage de l'al- liage, on a préparé des éprouvettes à partir de barreaux monocristallins de 15 mm de diamètre par 150 mm de lon- gueur, par usinage/rectification de ces barreaux à un diamètre de 3,20 mm, et à un diamètre de 1,78 mm pour les essais de rupture sous effort (triangles noirs; valeurs ponctuelles). Des éprouvettes pour essai de rupture sous effort, d'un diamètre de 1,78 mm, ont été également usinées à partir des profils d'ailettes de turbine monocristallines (ronds noirs; 5 valeurs ponctuelles). Le traitement thermique des barreaux et des ailettes utilisés dans ces essais comprenaient les étapes suivantes: 3 heures à 1238 C + 3 heures à 1271 C + 3 heures à 1277 C, refroidissement par air + 4 heures à 1079 C, refroidissement par air + 20 heures à 871 C, refroidessement par air. Les essais ont été effectués par la firme Joliet Metallurgical Laboratories, les résultats des essais de rupture en fluage et sous effort longitudinal, sur les barreaux, étant indiqués dans le tableau I et les résultats des essais de rupture sous effort longitu- dinal, portant sur les ailettes, étant donnés dans -le tableau II. Dans tous les cas, les axes longitudinaux des éprouvettes étaient disposés à moins de 10 de l'orientation (001). %O o __ oL [(I) OL + oz] (O9t +;) = d Z9'g 8'8ú V'ZL 6' 9 _ _ ea 'çIDú60L ZS 'ZS '6V E' I Z' ZLL '0'6 'V edH O'O L/OoO Ot L'ú5 9'6Z L'ZIL V' 6 O'Og S'L9L VL'8ú 1'9E 8 'L L'L8 0'9V O'9 9aR Z'BZL/'olCOL ZV'6VE'9V E'EE I'VL 'úE '9L ZV '6V 0'9V L'ZEú 6'EL O'% L'61 LdW L'LEZ/90Z86 6'9V E' Z 'IZ 'OZ9 - - ZL'9V 6'VE 6'5Z 9' SLV _ _ ea4 9' 1 E/00 L8 Z 8' 9 ' 6úSZ '7 6'Lç6'0ú ' - Z8 V Z9 8z P'IL 6'L9 S_ e-H 89'6L9/DoO09L % (Qa %) ainqdn % Z d.. 'IVap sdmaLap ionI.inod saan[H Tessa,psuoiTIpuoD I fVaIa VI TABLEAU II Conditiorsd'essai Temps de Al. Ra P rupture (% 4D) % (heures) 850C/52O, MPa 97,9 12,9 20,0 44,47 00_ 103.0 12.9 22.4 44.-51 10500C/150,0 MPa 84,1 17,9 43,8 52,22 86,9 15,7 43,8 52,26 1093 C/115,1 MPa 76,6 12,8 46,0 53,84 69,9 + - - - + Défaillance de filetage P = (T + 460) [20 + log10(t)] 10- 3 Les propriétés de rupture sous effort, basées sur des essais conduits jusqu'à présent, semblent être approximativement les mêmes que celles inuiquées par les valeurs moyennes, corrigées en masse volumique, établies pour les alliages monocristallins CMSX-2 et CMSX-3 (figure 7) (60 valeurs ponctuelles). On a examiné les éprouvettes soumises à l'essai de rupture sdus effort et sous fluage pour déter- miner la stabilité de la microstructure de l'alliage de l'invention. Cet examen a indiqué que l'alliage est tout à fait stable. On n'a noté aucune formation de phase nuisible. On n'a observé aucune aiguille de phase sigma même après des conditions aussi sévères que 351,6 MPa/870 C pendant 620,8 heures (figure 8). Toutes les éprouvettes présentaient une croissance notable des gamma prime et une transformation progressive vers une morphologie en radeau, alignée perpendiculairement à la direction de l'effort appliqué. Une confirmation de cette observation apparaît sur les microphotographies de la figure 9 (231,7 MPa/982*C/74,1 h), des figures 10 et 10A, (128,2 MPa/1038 C/595,4 h) et des figures 11 et 11A (115,1 MPa/1093 C/65,9 h). La plage de compositions de cet alliage est très réduite et la limite des traces d'impuretés 2625255S / doit être surveillée avec soin pour maintenir les carac- téristiques de fonderie et de microstructure de l'alliage ainsi que ses caractéristiques vis-à-vis de l'environ- nement. Cette plage de compositions est donnée dans le tableau ci-dessous. TABLEAU III En pourcentage en poids en ppm en poids (Nv3B = 2,25 max) [PWA N-35] Cr 9, 5/10,3 Co 4,7/5,3 Mo 2,8/3,2 Al 4,7/4,9 Ti 4,6/4,8 Ta 1,8/2,2 W 0,10 max C 150 ppm max V 0,10 max B 50 ppm max Zr 100 ppm max Hf 0,0/0,12 Al + Ti 9,3/9,7 Ni le reste Si 0,05 max Mn 0,05 max Fe 0,25 max Cb 0,10 max Cu 0, 01 max N 16 ppm max 0 12 ppm max S 20 ppm max Mg 0,01 max Pb 2 ppm max Ag 2 ppm max Bi 0,3 ppm max Se 0,5 ppm max Te 0,3 ppm max Tl 0,3 ppm max - Ga 25 ppm max Cd 2 ppm max Sn 25 ppm max Zn 5 ppm max Na 25 ppm max K 25 ppm max Sb 3 ppm max Au 2 ppm max In 2 ppm max Ge 2 ppm max As 5 ppm max Hg 3 ppm max Th 5 ppm max U 5 ppm max Les nombreuses modifications apportées par l'invention à la composition d'alliage ont donné un alliage nouveau et perfectionné présentant des caractéris- tiques qui n'ont pu être obtenues précédemment. Pour la première fois, l'alliage permet de reconstruire des moteurs à turbine anciens afin d'améliorer leur rendement sans risque d'application de contraintes excessives à la structure des moteurs par suite d'un accroissement de la masse volumique de l'alliage et donc du poids des éléments. Dans le même temps, on a obtenu un al- liage qui conserve les caractéristiques permettant son utilisation pour relever la qualité des moteurs à turbine anciens, tout en présentant un grand nombre des carac- téristiques fonctionnelles de fonderie, ee vis a-vis de l'environnement, souhaitables et nécessaires, que l'on ne trouvait jusqu'à présent que dans des super- alliages monocristallins nouveaux, de masse volumique plus élevée, ne pouvant être utilisés dans ces moteurs. REVENDICATIONS 1. Ailette ou pale de moteurs à turbine monocristalline, caractérisée par sa résistance au fluage et sa stabilité microstructurelle lorsqu'elle est mise en oeuvre dans des conditions de température élevée et d'efforts importants, et par son aptitude à être soumise à un traitement thermique pour effectuer une mise en solution totale des gamma prime, tout en conservant un différentiel thermique d'environ 11 C entre la température finale de mise en solution et la température de fusion naissante, cette ailette ou pale étant coulée à partir d'un alliage ayant essentiellement la composition nominale suivante (% en poids ou ppm en poids): Cr 9,8 C 33 ppm Co 5,0 V L10 ppm Mo 3,0 B 430 ppm Al 4,85 Zr et ayant une masse volumique de 7,98 g/cm3. 2. Ailette de moteurs à turbine monocris- talline, caractérisée par sa résistance au fluage et sa stabilité microstructurelle lorsqu'elle est mise en oeuvre dans des conditions de haute température et d'efforts importants, et son aptitude à être soumise à un traitement thermique pour effectuer une mise en solution totale des gamme prime et une mise en solution importante de l'eutectique gamma/gamma prime, tout en conservant un différentiel thermique d'environ 11 C entre la température finale de mise en solution et la température de fusion naissante, cette ailette étant coulée à partir d'un alliage ayant essentiellement la composition nominale suivante (% en poids ou ppm en poids): Cr 9,8 C 33 ppm Co 5,0 V 410 ppm Mo 3,0 B 430 ppm Ai 4,85 Zr et ayant une masse volumique de 7,98 g/cm3. 3. Ailette de moteurs à turbine monocristal- line, caractérisée par sa résistance au fluage et sa stabilité microstructurelle lorsqu'elle est mise en oeuvre dans des conditions de température élevée et d'efforts importants, et ayant un liquidus de 1321 C, cette ailette étant soumise à un mise en solution totale des gamma prime et à une mise en solution importante de l'eutectique gamma/gamma prime après mise en solution pendant 3 heures à 1238 C, plus 3 heures à 1271 C, plus 3 heures à 1272 C, avec une absence totale de fusion naissante, l'ailette étant coulée à partir d'un alliage ayant essentiellement la composition nominale suivante (% en poids ou ppm en poids): Cr 9,8 C 33 ppm Co 5,0 V 410 ppm Mo 3,0 B et ayant une masse volumique de 7,98 g/cm3. 4. Ailette ou pale de moteurs à turbine monocristalline, caractérisée par une masse volumique de 7,98 g/cm3, par sa résistance au fluage et sa stabi- lité microstructurelle dans des conditions de fonctionne- ment équivalant à 351,6 MPa/870 C pendant 620,8 heures, après mise en solution suffisante pour produire une mise en solution totale de ses gamma prime et une mise en solution importante de son eutectique gamma/gamma prime, sans aucune fusion naissante, l'ailette ou pale étant coulée à partir d'un alliage ayant essentiellement la composition suivante: Cr 9,5/10,3 Co 4,7/5,3 Mo 2,8/3,2 Al 4,7/4,9 Ti 4,6/4,8 Ta 1, 8/2,2 W 0,10 max C 150 ppm max V 0,10 max B 50 ppm max Zr 100 ppm max Hf 0,0/0,12 Al + Ti 9,3/9,7 Ni le reste Si 0,05 max Mn 0,05 max Fe 0,25 max Cb 0,10 max Cu 0,01 max N 16 ppm max 0 12 ppm max S 20 ppm max Mg 0,01 max Pb 2 ppm max Ag 2 ppm max Bi 0,3 ppm max Se 0,5 ppm max Te 0,3 ppm max Tl 0,3 ppm max Ga 25 ppm max Cd 2 ppm max Sn 25 ppm max Zn 5 ppm max Na 25 ppm max K 25 ppm max Sb 3 ppm max Au 2 ppm max In 2 ppm max Ge 2 ppm max As 5 ppm max Hg 3 ppm max Th 5 ppm max U 5 ppm max