Brevet FR2731714A1 — publié le 19960920

La présente invention est apparentée à L'invention décrite et revendiquée dans La demande de brevet des Etats-Unis d'Amérique Serial n" 307 819 déposée le 2 Octobre 1981. Cette invention concerne de manière généra Le des superalliages à base de nickel coulabLes en articles manufacturés monocristallins, ces articles étant spécialement utiles comme composants de section ou zone chaude de moteurs d'avions à turbine à gaz, en particulier les aubes de rotor. Le rendement des moteurs à turbine à gaz dépend fortement de la température de fonctionnement des divers composants du moteur, les températures de fonctionnement accrues conduisant à des rendements accrus. La recherche de rendements accrus a conduit au développement de superalliages à base de nickel résistant à La chaleur,qui peuvent supporter des températures de plus en plus élevées tout en conservant leurs propriétés de La matière de base. La nécessité de températures de fonctionnement élevées a également conduit au développement de formes creuses coulées très complexes, par exemple aubes de rotor et de stator, qui assurent un refroidissement efficace du matériau utilisé pour produire ces formes. Les procédés de coulée utilisés avec les premières générations de superalliages à base de nickel, couramment dénommés superalliages à base de nickel coulés de manière classique, produisaient en général des pièces dont les microstructures consistaient en une multitude de monocristaux (grains) équiaxes d'orientation cristallographique désordonnée (non orientés) avec des joints de grains entre les grains. Les joints de grains sont des régions de structure fortement désorientée, de quelques diamètres atomiques seulement de Large, qui servent à adapter la différence d'orientation cristallographique ou désorientation entre des grains voisins. Un joint de grains à désorientation élevée (JDE) est qénéralement considéré comme une Limite entre des grains voisins dont L'orientation cristallographique diffère de plus d'environ 5-6 . Les joints des grains à forte désorientation sont des régions à énergie de surface élevée, c'est-à-dire de L'ordre de plusieurs 2 centaines d'ergs/cm (plusieurs dixièmes de J/m ) et d'une déso- rientation aléatoire si élevée que La structure ne peut pas être facilement décrite ou représentée.En raison de leurs énergies élevées et de leur désordre, les joints de grains à forte désorientation sont fortement mobiles et constituent des sites préférentiels pour des réactions à L'état solide telles que diffusion, précipitation et transformations de phases ; donc, Les joints de grains à forte désorientation jouent un rôle important dans les caractéristiques de déformation et de rupture et les caractéristiques chimiques (par exemple, résistance à L'oxydation et à la corrosion à chaud) des métaux polycristallins. Egalement, en raison des énergies et du désordre élevés des JDE, les atomes d'impuretés sont attirés préférentiel Lement (ségrégés) vers les joints de grains à forte désorientation à un degré où la concentration des atomes d'impuretés dans les joints de grains peut être plusieurs fois supérieure à la concentration des mêmes atomes d'impuretés à l'intérieur des grains. La présence de ces concentrations élevées d'atomes d'impuretés dans Les joints de grains à forte désorientation peut en outre modifier les propriétés mécaniques et chimiques des métaux. Par exemple, dans les superalliages à base de nickel, Le plomb et le bismuth sont des impuretés nuisibles qui se séparent sur les joints des grains. A des températures élevées, même de faibles quantités (c'est-à-dire quelques 10 %) de ces impuretés dans les joints des grains de superalliages à base de nickel rendent plus mauvaises les propriétés mécaniques (par exemple, résistance à la rupture sous tension) et la rupture se produit généralement aux joints des grains. Contrairement aux joints de grains à forte désorientation, les joints de grains à faible désorientation, également dénommés parfois sous-joints de grains, sont en général considérés comme des joints ou limites entre des grains voisins dont L'orientation cristallographique diffère de moins d'environ 5". Il est entendu, cependant, que la classification d'un joint comme joint à forte ou faible désorientation peut varier selon la personne ou l'organisme effectuant la classification. Pour le cas-limite d'un joint de grains à faible désorientation (JDF) où la différence d'orientation à travers Le joint peut être de moins de 1", le joint peut être décrit comme (représenté par) un réseau régulier de dislocations de bords, c'est-à-dire un joint d'inclinaison ("tilt") ou basculement.Bien que la désadaptation soit techniquement celle entre deux grains voisins quelconques, et non pas celle du joint proprement dit, le degré de désorientation ou désadaptation est couramment attribué au joint ; d'où la terminologie, par exemple, d'un joint à faible désorientation de 5", dont l'emploi sera interchangeable dans ce qui suit. Les joints de grains à faible désorientation sont plus fortment ordonnés et ont des énergies de surface plus basses que les joints de grains à forte désorientation. L'ordre plus élevé et l'énergie plus basse conduisent à des joints de faible mobilité et de faible attraction pour les atomes d'impuretés, ce qui conduit à son tour à un effet moindre sur les propriétés mécaniques et chimiques, par rapport aux joints de grains à forte désorientation. Ainsi donc, L'absence de joints de grains constitue une condition préférée, les joints de grains à faible désorientation sont à préférer aux joints de grains à forte désorientation. On a amélioré L'aptitude des superalliages classiques à supporter des températures plus élevées sans altération d'autres qualités nécessaires, telles que résistance mécanique et résistance à L'oxydation, par développement des alliages et introduction de techniques améliorées de transformation. Ces perfectionnements font suite à la découverte que La résistance de ces superalliages et d'autres caractéristiques importantes dépendent des résistances des joints des grains. Pour améliorer ces superalliages classiques, on a cherché d'abord à renforcer les joints des grains par l'addi- tion de divers éléments de renforcement des joints de grains, tels que carbone (C), bore (B), zirconium (Zr) et hafnium (Hf),et par L'éLimination des impuretés nuisibles,telles que plomb (Pb) ou bismuth (Bi),qui tendaient à se séparer dans Les joints des grains en les affaiblissant. On s'est ensuite efforcé d'augmenter encore les résistances des superalliages classiques à base de nickel par orientation préférentielle des joints des grains parallèlement à la direction de croissance ou de solidification. L'orientation préférentielle des grains aboutit en général à une structure de grains basaltique de grains Longs, minces (prismatiques) orientés dans une seule direction cristallographique et réduit au minimum ou élimine les joints de grains transversalement par rapport à la direction de croissance ou de solidification. Le procédé utilisé, c'est-à-dire La solidification directionnelle (SD), a été longtemps utilisé pour d'autres applications telles que la fabrication d'aimants et d'aciers au silicium à grains orientés pour transformateurs. Ce procédé a été décrit et amélioré par exemple, dans le brevet des Etats-Unis d'Amérique 3 897 815 au nom de Smashey.Les descriptions de tous les brevets des Etats-Unis d'Amérique men tionnés, dans la présence description sont ainsi incorporées par référence. En comparaison avec les articles en superalliages coulés de manière classique, les articles soumis à solidification directionnelle présentent une résistance accrue lorsque les grains prismatiques (basaltiques) sont alignés parallèlement à l'axe principal de tension en raison de l'élimination ou de la réduction des joints des grains transversalement par rapport à la direction de solidification. En outre, la SD produit une augmentation d'autres propriétés, telles que ductilité et résistance à la fatigue oligocycLique, en raison de L'orientation des grains préférée. Cependant, il existe encore des propriétés réduites de résistance et de ductilité dans les directions transversales à cause de la présence dans ces articles SD de joints de grains basaltiques longitudinaux. On a utilisé des additions de Hf, C, B et Zr pour améliorer la résistance transversale des joints de grains de ces alliages comme on L'avait fait précédemment dans les superalliages à base de nickel équiaxes classiques. Cependant, de fortes additions de ces éléments agissaient comme agents abaissant le point de fusion et conduisaient à des Limitations du traitement thermique (recuit) ne permettant pas Le développement de résistances maximales dans ces superalliages soumis à solidification directionnelle. Il a été reconnu depuis quelque temps que des articles de diverses formes peuvent être coulés à L'état de monocristal parfait, éliminant ainsi tout à fait les joints des grains. Une étape logique était alors de modifier Le procédé de SD pour permettre la solidification d'articles en superalliages sous forme de monocristaux pour éliminer les joints de grains longitudinaux à désorientation élevée rencontrés précédemment dans les articles à solidification directionnelle. Dans les techniques des alliages métalliques monocristallins, on a enseigné jusqu'à présent de manière classique que des éléments tels que bore, zirconium et carbone sont à éviter, c'est-à-dire doivent être maintenus aux niveaux les plus bas qu'il est possible avec la pratique industrielle et la technologie de fusion et d'alliage. Par exemple, le brevet des Etats-Unis d'Amérique 3 494 709 indique l'effet nuisible de B et de Zr, en proposant des limites de 0,001 % et 0,01 % pour ces éléments, respectivement. Le brevet des Etats-Unis d'Amérique 3 567 526 indique que les propriétés de fatigue des articles en superalliages monocristallins peuvent être améliorées par l'élimination complète du carbone. Dans le brevet des Etats-Unis d'Amérique 4 116 723, on décrit des articles monocristallins homogènes en superalliages à base de nickel sans additions délibérées de cobalt (Co), B, Zr ou C,dont on dit qu'ils ont des propriétés mécaniques supérieures, par exemple fluage et durée jusqu'à la rupture, par rapport aux superalliages à base de nickel classiques contenant Co, C, B et Zr. Il y est indiqué que le cobalt doit être Limité à moins d'environ 0,5 %,et mieux encore à moins d'environ 0,2 %, pour exclure la formation de phases topologiquement très tassées (TCP, par exemple, cet p) gênantes. En outre, on indique dans ce brevet qu'aucun élément seul du groupe carbone, bore et zirconium ne doit être présent en quantité supérieure à 0,005 % (50 ppm), que le total de ces impuretés est de préférence inférieur à 0,01 % (100 ppm) et mieux encore que le carbone doit être maintenu au-dessous de 0,003 % (30 ppm) et B et Zr chacun au-dessous de 0,002 % (20 ppm). En tout cas, il est indiqué que le carbone doit être maintenu au-dessous de la quantité de carbone qui forme des carbures du type MC. Par la suite, dans le brevet des Etats-Unis d'Amérique 4 209 348, on a montré que l'on peut incorporer 3-7 % de Co dans les superalliages à base de nickel monocristallins décrits dans ce brevet sans formation de TCP. Un autre but de la limitation de C, B et Zr est d'augmenter la température de fusion commençante par rapport à la température de la courbe de solubilité de la phase y', permettant ainsi d'effectuer des recuits de mise en solution à des températures où la mise en solution complète de la phase y' est possible en des durées acceptables sans provoquer de fusion localisée de régions riches en soluté.Récemment, cependant, il a été reconnu dans le brevet des Etats-Unis d'Amérique 4 402 772, que L'addition de hafnium en faibles quantités à certains alliages de nickel pour la coulée d'articles monocristallins est efficace, par exemple, pour donner les propriétés améliorées et une aptitude améliorée au recuit (traitement thermique), en ce que ces articles ont une gamme de températures plus large entre La température sur la courbe de solubilité de la phase y' et la température de fusion commençante que la plupart des articles monocristallins de la technique antérieure. La présente invention propose des superalliages à base de nickel pour la production d'articles monocristallins ayant une tolérance améliorée aux joints de grains à faible (angle de) désorientation. La tolérance améliorée aux joints de grains à faible angle provient de la découverte que des superalliages à base de nickel appropriés pour la coulée en articles monocristallins, contrairement aux enseignements de l'art antérieur, peuvent être améliorés par L'addition de quantités faibles,mais réglées,de bore et de carbone et,facultativement,de hafnium, et se manifeste principalement par une résistance améliorée aux joints des grains. De plus, les superalliages de L'invention possèdent également un équilibre amélioré entre la résistance à L'oxydation cyclique et La résistance à la corrosion à chaud, principalement en raison du carbone et du hafnium et d'un rapport Al/Ti accru. Un résultat de cette résistance accrue des joints des grains est que des angles de désorientation aux joints des grains très supérieurs à la limite de 6" pour les superalliages monocristallins de la technique antérieure peuvent être tolérés dans les articles monocristallins fabriqués à partir des superalliages à base de nickel de L'invention. Ceci se traduit, par exemple,par des coûts de contrôle plus faibles et des rendements plus élevés du fait que des joints des grains sur une plus Large gamme peuvent être acceptés par les techniques habituelles de contrôle sans recourir à des techniques coûteuses par rayons X. Les superalliages de L'invention sont spécialement intéressants lorsqu'ils sont solidifiés par SD sous la forme de composants de section chaude de moteurs d'avions à turbine à gaz, en particulier les aubes de rotors de turbines. Grosso modo, les superalliages monocristallins de L'invention consistent essentiellement en environ 7-12 % en poids de Cr, 5-15 % en poids de Co, 0,5-5 % en poids de Mo, 3-12 % en poids de W, 2-6 % en poids de Ta, 2-5 % en poids de Ti, 3-5 % en poids de Al, 0-2 % en poids de Cb, 0-2,0 % en poids de Hf, 0,030,25 % en poids de C et 0,002-0,050 % en poids de B, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés accidentelles. L'invention sera mieux décrite à la lecture de la description qui va suivre en référence aux dessins annexés, dans lesquels - la figure 1 représente schématiquement une vue en perspective d'un élément d'aube pour l'utilisation dans un moteur à turbine à gaz ; - la figure 2 représente schématiquement une vue en perspective d'un lingot monocristallin solidifié en forme de tranche, marqué pour l'enlèvement d'ébauches destinées à la transformation en échantillons ou éprouvettes d'essai des propriétés mécaniques ; - La figure 3 représente graphiquement la durée de vie comparative jusqu'à La rupture sous tension en fonction de la teneur en bore de l'alliage ; - la figure 4 représente graphiquement la durée de vie comparative jusqu'à la rupture sous tension en fonction de l'angle de désadaptation ou désorientation aux joints des grains ; et - la figure 5 représente graphiquement la perte de métal externe dans le test cyclique d'oxydation en fonction de la durée d'exposition. Les superalliages à base de nickel coulables en monocristaux ont été utilisés de manière typique pour fabriquer des éléments de surface de réaction, par exemple des aubes de rotor et aubes de stator, pour la section chaude de moteurs d'avions à turbine à gaz. Cet élément d'aube 10 est représenté schématiquement à la figure 1 et comprend une portion de base (ou empattement) 12 (représentée comme usinée en une configuration en "sapin" pour la fixation sur une couronne), une portion de plateforme 14 et une portion de surface de réaction à courbure aérodynamique 16.L'élément d'aube 10 peut aussi comporter un ou des passages internes à travers Lesquels on fait circuler un fluide (en général de l'air) pendant le fonctionnement de la turbine afin de refroidir L'aube. Fréquemment, le fluide est éjecté à force par des trous situés sur les bords d'attaque et de fuite de la surface de réaction pour produire un refroidissement "de peau" par écoulement laminaire du fluide sur la surface de la portion de surface de réaction 16. Les détails de ces moyens de refroidissement sont connus dans la technique et ne sont pas représentés ici puisqu'ils sont superflus pour la compréhension de cette invention. La technique de coulée directionnelle de ces aubes est également connue dans la technique, comme indiqué,par exemple,dans le brevet des Etats-Unis d'Amérique 3 494 709, et ne sera donc pas décrite ici en détail. Après la solidification directionnelle, qui progresse de manière typique de haut en bas vers la base 12, dans la direction indiquée par la flèche 18, on contrôle sur l'élément d'aube 10 solidifié la présence de joints de grains et on vérifie la direction de croissance axiale 18. La direction de croissance axiale est déterminée par analyse par les rayons X (de manière typique, par la méthode bien connue de Laue) et, pour les superalliages à base de nickel, elle est de préférence à plus ou moins 15 de la direction [001] du cristal. Jusqu'à présent, on n'admettait dans Les aubes monocristallines 10 que des joints de grains à faible angle de désorientation comme celui indiqué schématiquement en 20, jusqu a un angle maximal d'environ 6 à travers des grains voisins. Des observateurs expérimentés peuvent en général déceler visuellement des JDF d'un angle de L'ordre de 0-3 . Cependant, vers L'angle maximal admissible de désorientation de 6 , les techniques visuelles ne sont plus fiables et on doit produire des diagrammes de Laue supplémentaires sur L'un ou L'autre côté du joint en question. Les diagrammes de Laue ne sont pas bon marché et, dans La pratique habituelle des monocristaux, trois à quatre diagrammes de Laue sont généralement nécessaires par pièce coulée.Actuellement, en partie en raison des incertitudes dans La détection des joints de grains à faible angle, le rendement des pièces coulées est seulement d'environ 45-55 %. On a maintenant découvert que des superalliages à base de nickel coulables en articles monocristallins peuvent être améliorés par L'addition de quantités faibles,mais contrôlées,de bore et de carbone et, facuLtativement, de hafnium, en donnant une nouvelle famille de superalliages à base de nickel monocristallins. Le principal avantage, outre un équilibre amélioré entre la résistance à L'oxydation cyclique et la résistance à la corrosion à chaud, à la suite de cette découverte est que les joints de grains à faible angle dans les articles monocristallins fabriqués à partir des superalliages de L'invention sont plus résistants que dans les articles monocristallins de L'art antérieur. Donc, on peut tolérer et accepter dans ces articles des JDF ayant un angle de plus de 6 , au lieu du maximum d'environ 6" précédemment considéré comme admissible. Les coûts réduits du contrôle et le rendement accru en articles acceptables résultent de la tolérance améliorée aux joints de grains à faible angle ci-dessus mentionnée. On notera qu'il n'y a ni JDF, ni JDE dans un "monocristal" vrai. On notera en outre, cependant,que,bien qu'il puisse y avoir un ou plusieurs joints à faible angle présents dans Les monocristaux discutés ici, on fera encore référence à des monocristaux. Comme on L'a indiqué ci-dessus, les articles monocristallins,tels qu'une aube 10, sont soumis à un test aux rayons X pour déterminer L'orientation et à un test visuel pour déterminer la présence (ou l'absence) de joints de grains à angle élevé. Bien que l'on doive encore utiliser Le test aux rayons X avec Les nouveaux superalliages de L'invention pour déterminer L'orientation, on s'attend que le nombre de tests aux rayons X nécessaire pour distinguer Les JDE (à angle élevé) des JDF (à faible angle) soit fortement réduit ou éliminé. Autrement dit, les limites de tolérance pour accepter visuellement Les JDF peuvent être augmentées d'environ 0-3" à environ 0-9" pour les articles du type surface de réaction fabriqués à partir des nouveaux superalliages de L'invention et l'on s'attend que les déterminations par Les diagrammes de Laue ne soient nécessaires que pour des joints à angle supérieur à environ 9". On notera que de très grands angles de désorientation des joints sont acceptables dans Les nouveaux superalliages, en comparaison avec les angles d'environ 6" admis dans les alliages de La technique antérieure.Dans les zones d'empattement et de plate-forme, il n'y aura pas de limitation sur les joints, c'est-à-dire que des JDE seront acceptables, en raison de la résistance accrue des joints dans les articles fabriqués avec Les superalliages de L'invention et compte tenu des températures plus basses dans Les portions de plate-forme et d'empattement, par rapport à celles de la portion de surface de réaction. Ainsi donc, on entend dans La présente description par "articles monocristallins" un article dont au moins une portion est de la nature d'un "monocristal". Globalement, on s'attend que le rendement de coulée estimé des articles fabriqués avec les nouveaux superalliages augmente jusqu'à 75-85 t. On notera donc que les nouveaux superalliages de L'invention possèdent des propriétés exceptionnelles, même lorsque le traitement par des techniques SD conduit à des articles ayant dans la masse des joints de grains orientés à grand angle. On prévoit des propriétés exceptionnelles même lorsque les superalliages de L'invention sont traités par coulée classique (CC) pour produire des articles ayant un grand nombre de grains d'orientation désordonnée avec des joints de grains à grand angle entre eux. En conséquence, on propose selon L'invention une nouvelle famille de superalliages à base de nickel coulables en articles monocristallins, ayant une tolérance améliorée aux joints de grains à faible angle de désorientation (JDF), consistant essentiellement en chrome, cobalt, molybdène, tungstène, tantale, titane, aluminium, columbium, hafnium, carbone, bore et (facultativement) hafnium dans Les pourcentages pondéraux indiqués dans le tableau I ci-dessous, le complément consistant en nickel et impuretés accidentelles. TABLEAU I Compositions des alliages (% en poids) Eléments Gamme de base Gamme préférée Gamme spécialement préférée Cr 7-12 7-10 9,5-10,0 Co 5-15 5-10 7,0-8,0 Mo 0,5-5 1-3 1,3-1,7 W 3-12 4-8 5,75-6,25 Ta 2-6 3-5 4,6-5,0 Ti 2-5 3-4 3,4-3,6 Al | 3-5 | 4-4,5 | 4,1-4,3 Cb 0-2 0-1 0,4-0,6 Hf 0-2,0 0,05-0,5 0,1-0,2 C | 0,03-0,25 | 0,03-0,1 | 0,05-0,07 B 0,002-0,050 0,002-0,020 0,003-0,005 Dans le tableau II ci-dessous, on indique les compositions des divers alliages, y compris les superalliages selon L'invention, mentionnés dans la présente description. TABLEAU II Compositions des alliages (% en poids) Charge Cr Co Mo W Ta Ti Al Cb Hf C B Base 9,3 7,5 1,5 6,0 4,0 4,2 3,7 0,5 - - 18 9,2 7,5 1,6 6,0 5,0 3,8 4,1 0,5 0,10 - 44 9,8 7,5 1,5 6,0 4,8 3,6 4,2 0,5 0 0,05 0 47 9,6 7,5 1,5 6,1 4,7 3,5 4,2 0,5 0,15 0,06 0 48 9,8 7,6 1,5 6,0 4,7 3,5 4,2 0,5 0,15 0,06 0,0018 49 9,7 7,5 1,5 6,0 4,7 3,5 4,2 0,5 0,15 0,05 0,0043 50 9,7 7,5 1,5 6,1 4,8 3,5 4,2 0,5 0,20 0,05 0,0030 59 9,6 7,4 1,5 6,0 4,7 3,4 4,2 0,5 0,19 0,05 0,0076 90 9,7 7,5 1,5 6,0 4,8 3,5 4,2 0,5 0,15 0,05 0,0046 AA 10,1 5,4 - 4,2 11,9 1,3 4,9 - - 0,0038 BB 8,0 4,5 0,5 8,0 6,0 1,0 5,6 - 0,1 - R125 9,0 10,0 2,0 7,0 3,8 2,5 4,8 - 1,5 0,11 0,0150 R80 14,0 9,5 4,0 4,0 - 5,0 3,0 - - 0,17 0,0150 Complément: nickel plus impuretés accidentelles Moyenne de plusieurs charges Plus 0,030 % de Zr La figure 2 représente schématiquement la portion supérieure d'un lingot en forme de tranche 30 soumis à la solidification directionnelle dans la direction indiquée par la flèche 18' pour produire le matériau d'essai. Le matériau produit est soit un monocristal n'ayant pas de JDF soit, comme décrit à la figure 2, il a au moins un JDF indiqué par 20' parallèle à la direction de solidification 18', soit il a été soumis à la solidification directionnelle de manière classique pour produire des lingots ayant plusieurs JDE orientés parallèlement à La direction de solidification 18' (non illustrés).Les lingots produits de manière à avoir plusieurs JDE orientés sont produits de manière analogue par le même procédé SD,mais sans l'utilisation des techniques nécessaires pour produire des monocristaux,et seront dénommés ci-après simplement SD ou produit SD. A titre de comparaison, certains des alliages du tableau I sont également coulés de manière classique pour produire des lingots ayant plusieurs grains d'orientation aléatoire avec des joints de grains à grand angle (JDE) entre ces grains. La technique de recuit (traitement thermique) utilisée avec les superalliages de L'invention pour développer à peu près complètement une structure duplex de phase y' consiste : à chauffer lentement le lingot (ou article) SD à environ 1 266"C et à l'y maintenir pendant environ 2 h pour faire passer la phase y' en solution solide ; à refroidir à une vitesse de 55,5 à 83,3"C/min au-dessous d'environ 1 080"C,puis à une vitesse d'environ 41,7 à 83,3"C/min à environ 649"C ; à réchauffer à environ 1 080"C pendant environ 4 h ; à refroidir à une vitesse d'environ 41,7 à 83,3"C/min à environ 649"C ; à chauffer à environ 899 C pendant environ 16 h ; et,enfin, à refroidir à la température ambiante. Les échantillons mentionnés ci-dessus pour les mesures de propriétés physiques sont fabriqués de manière classique à partir de sections du type barreau 32 transversales par rapport à la direction de solidification 18' des lingots recuits. Chaque échantillon monocristallin provenant de La section 32 ne contient pas de JDF ou contient un JDF d'orientation connue établie par analyse par Les rayons X. De manière semblable, les échantillons provenant de tranches SD contiennent plusieurs grains orientés et joints de grains orientés à grand angle (JDE) et Les échantillons provenant de tranches CC contiennent plusieurs grains d'orientation aléatoire et joints de grains à grand angle (JDE) d'orientation aléatoire. En référence à la figure 3 ci-annexée et au tableau III ci-dessous, on peut voir que l'on a découvert que le bore, contrairement aux enseignements de l'art antérieur, est avantageux pour la résistance à la rupture sous tension de monocristaux et, en L'absence de carbone, renforce les JDF éventuellement présents dans des monocristaux fabriqués à partir des alliages de L'invention.Dans les figures 3 et 4 ci-annexées et les tableaux III et IV ci-dessous, on mentionne un "pourcentage de la durée de vie du cristal parfait" qui est La durée de vie jusqu'à rupture sous tension d'un alliage de la composition de Base (tableau II) solidifié par SD de manière à ne pas former de JDF et essayé avec sa direction C110] perpendiculaire à la direction de SD (et parallèle à l'axe de tension de l'échantillon) dans les mêmes conditions de tension et de température que le superalliage pour lequel il sert d'échantillon comparatif.Dans certains tableaux,également, on indique à titre comparatif les durées de vie jusqu'à rupture sous tension d'échantillons de la composition de Base qui comportent un JDF ayant le degré de désorientation indiqué pour des échantillons de la composition de Base à L'état solidifié par SD. TABLEAU III-A Propriétés de rupture sous tension transversale Propriétés de rupture sous tension Tempé- Ten- Durée Allon- R dé N Charge B HF JDF rature sion de vie gement A (%) (degré) ( C) (MPA) (h) (x) (%) 1 47 - 0,15 12,6 871 406 24,6 0,4 0,0 2 47 - 0,15 11,9 871 406 10,3 0,6 1,2 3 48 20 0,15 9,2 871 406 146,0 0,6 0 4 48 20 0,15 12,2 77,7 1,3 0 871 406 5 50 30 0,20 12,0 175,1 2,4 1,8 871 ~385 6 49 43 0,15 14,0 816 525 185,02 2,1 2,5 7 49 43 0,15 14,0 304,04 3,8 2,5 871 406 8 49 43 0,15 ~31 48,8 1,3 0,6 871 406 9 49 43 0,15 ~31 46,3 1,8 0,6 871 406 10 49 43 0,15 15 109,8 0,9 1,2 871 406 11 59 75 0,20 13,6 871 406 347,9 1,9 1,8 12 90 46 0,15 11 871 406 380,1 3,9 24,9 13 90 46 0,15 14 871 406 171,4 1,8 2,5 14 90 46 0,15 16 871 406 168,0 2,5 3,7 15 49 40 0,15 14,0 927 315 92,2 2,5 0,7 16 49 43 0,15 14 108,7 1,9 1,3 982 210 17 49 43 0,15 15 124,7 2,5 0,6 982 168 18 49 43 0,15 15 982 210 33,3 0,9 00 19 50 30 0,20 12 234,05 NA6 NA 982 196 20 90 46 0,15 11 982 210 118,8 2,6 0,6 21 90 46 ü 15 14 982 168 296,1 1,8 0 22 90 46 0,15 14 982 210 51,0 1,6 2,5 23 90 46 0915 16 982 210 73,1 3,3 0,8 A A travers les JDF ou JDE et transversale par rapport à la direction de solidification. Pas de rupture dans le temps indiqué - échantillon chargé pro gressivement jusqu'à 733,6 MPa/3 h,puis jusqu'à 942,9 MPa/rupture en 1 min. Dans la section radiale de l'échantillon. 4 Pas de rupture dans le temps indiqué - échantillon chargé pro gressivement jusqu'à 546 MPa/rupture en 4,7 h supplémentaires. Pas de rupture dans le temps indiqué - échantillon chargé pro gressivement jusqu'à 350 MPa/rupture. 6 Pas d'essai. TABLEAU III-B Propriétés comparatives de rupture sous tension Alliage de Alliage de base Alliage de base base sou- R80 Durèe de pas de JDF JDF Durée de mis à SD CC N Charge vie (h) (h) (%) (degré) vie (h) (h) (h) 1 47 24,6 150 16,4 12 2 3 30 2 47 10,3 150 6,9 12 2 3 30 3 48 146,0 150 97,3 10 15 3 30 4 48 77,7 150 51,8 12 2 3 30 5 50 175,1 150 116,7 12 2 3 30 6 49 185,0 150 123,3 NA6 10 45 7 49 304,04 150 202,7 NA 3 30 8 49 48,8 150 JDE NA 3 30 9 49 46,3 150 JDE NA 3 30 10 49 109,8 150 73,2 12 2 3 30 11 59 347,9 150 231,9 12 2 3 20 12 90 380,1 150 253,4 11 2-15 30 13 90 171,4 150 114,3 NA 30 14 90 168,0 150 112,0 NA 30 15 49 92,2 90 102,4 NA 0.5 16 49 108,7 100 108,7 NA 17 49 124,7 375 33,3 NA 18 49 33,3 100 33,3 NA 19 50 234,05 250 93,6 NA 20 90 118,8 100 118,8 11 36 21 90 296,1 375 79,0 NA 22 90 51,0 100 51,0 NA 23 90 73,1 100 73,1 NA La figure 4 ci-annexée montre que les superalliages de L'invention ont des résistances à La rupture sous tension supérieures,par rapport aux superalliages monocristallins classiques à n'importe quel angle donné de désorientation de O à environ 18". De manière semblable, à n'importe quel pourcentage donné de la durée de vie jusqu'à rupture en L'absence de JDF, les superalliages de L'invention peuvent tolérer des degrés de désadaptation plus élevés, de L'ordre d'environ 2 fois, que Les superalliages monocristallins de l'art antérieur. Comme on peut Le remarquer d'après le tableau IV ci-dessous, les superalliages de L'invention ont des résistances à la rupture sous tension supérieures, même Lorsqu'ils sont solidifiés par SD pour former des JDE. TABLEAU IV Résistances à la rupture sous tension (Echantillons à joints des grains à forte désorientation soumis à SD) Durees de vie com paratives jusqu'à rupture sous ten sion (h) Propriétés de rupture sous tension Base Tempé- Ten- Durée ALLon- R pas Base R80 Charge B rature sion de vie gement de A de JDF SD CC (ppm) ( C) (MPa) (h) (%) (%) [110] 47 0 760 630 4,0 0,9 0,0 220 NA 100 871 385 1,9 1,0 0,0 230 45 982 182 2,3 2,1 2,7 250 65 1093 84 3,1 1,0 0,0 250 10 48 20 760 630 3,3 0,8 0,0 220 NA 100 871 385 15,6 0,6 0,8 230 45 982 182 9,2 1,1 0,0 250 65 1093 84 4,5 0,0 0,0 250 10 50 30 760 630 184,4 1,9 3,8 220 NA 100 871 385 69,2 1,5 0,0 230 45 982 182 65,6 1,0 0,0 250 65 11093 84 9,1 1,6 1,3 250 10 49 43 760 630 92,53 3,7 6,2 220 NA 100 871 385 133,8 1,3 2,5 230 45 982 182 50,0 1,2 0,0 250 65 1093 84 2,9 1,9 2,0 250 10 1093 84 1,8 NA5 0,0 250 10 59 75 760 630 92,44 10,8 32,0 220 NA 100 871 385 54,1 0,9 0,0 230 45 982 182 98,1 1,7 0,6 250 65 1093 84 4,1 NA 0,6 250 10 AA 871 350 0,3 - - | - - - 1 Toutes transversalement à la direction de solidification, sauf pour CC. 4 2 Chargé progres- Chargé progres- Chargé progres sivement sivement sivement jusqu'à 700 MPa jusqu'à 770 MPa 770 MPa + 21,8 h + 2,2 h + 21,9 h 840 MPa + 2,2 h jusqu'à 770 MPa 840 MPa + 2,1 h 910 MPA + 0,1 h + 0,8 h 910 MPa + 0,2 h 980 MPa + 0,2 h jusqu'à 840 MPa 980 MPa + 1,3 h + 0,2 h 1050 MPa + G,3 h Pas d'essai. Le tableau V ci-dessous présente Les résultats de tests cycliques d'oxydation sur des échantiLlons de tiges rondes de 6,35 mm x 76,2 mm non revêtus, effectués dans les conditions indiquées dans le tableau en utilisant une flamme à gaz naturel à une vitesse du gaz de Mach 1. On fait tourner les échantiLlons pour une exposition uniforme et on les retire de la flamme une fois par heure pour les refroidir à la température ambiante. On mesure La perte de métal externe sur une coupe transversale par rapport à la dimension longitudinale de L'échantillon. On trouve la perte de métal par côté en divisant par deux la différence entre les diamètres de la tige avant et après le test.Le résultat indiqué dans le tableau est la moyenne de deux de ces mesures effectuées sur des diamètres de L'échantilLon à 90" l'un par rapport à L'autre. Les résultats du tableau V sont représentés graphiquement à la figure 5. On peut noter que, bien que la résistance à l'oxydation cyclique des superalliages de l'invention ne soit pas aussi bonne que celle de l'alliage BB pris comme exemple, les superalliages de l'invention possèdent une résistance à l'oxy- dation cyclique très acceptable qui est une amélioration par rapport à la résistance à L'oxydation cyclique de l'alliage de Base et de l'alliage R125. On pense que la résistance améliorée à L'oxydation cyclique des superalliages de l'invention,par rapport aux superalliages de base, est due principalement au rapport Al/Ti accru. La comparaison des résultats pour Les charges 44 et 49/50 montre La résistance à L'oxydation cyclique encore améliorée produite par L'addition de hafnium. TABLEAU V Tests cycliques d'oxydation (MACH 1) Retour une fois par heure à la température ambiante Perte de métal externe ( m/côté) Durée (h) Tempèrature Charge ( C) 71 89 99 133 157 181 200 207 47 1135 0 6,35 6,35 [190,5] 48 1135 0 [190,5] 12,7 [266,7] 25,4 [490,2] 50 1135 6,35 12,7 25,4 59 1135 0 6,35 12,7 [101,6] Base 1135 381 571,5 927,1 AA 1135 101,6 165,1 254,0 47 1177 12,7 139,7 515,6 596,9 647,7 48 1177 94,0 152,4 541,0 655,3 543,5 49 1177 12,7 144,8 477,5 635,0 688,3 50 1177 7,62 139,7 469,9 629,9 535,9 59 1177 - 342,9 607,0 782,3 863,6 Base 1177 563,9 916,9 1358,9 1859,2 R 125 1177 668,0 1003,3 1521,4 2128,5 Moyenne de plusieurs charges. La valeur entre crochets indique la profondeur d'un creux (piqûre) unique ( m). Le tableau VI ci-dessous présente les résultats de tests de corrosion à chaud sur des échantillons de tiges rondes de 3,175 mm x 50,8 mm de Long non revêtus, effectués dans les conditions indiquées dans le tableau en utilisant une flamme au fuel JP-5 avec addition aux produits de combustion des quantités indiquées de sel en parties par million (10 000 ppm = 1 % en poids). On fait tourner les échantillons pour une exposition uniforme et on les retire de la flamme une fois par jour pour les ramener à la température ambiante. Les données du tableau VI montrent que la présence de carbone dans Les superalliages de L'invention est nécessaire pour la résistance à La corrosion à chaud et que la résistance à la corrosion à chaud des superalliages de l'invention est supérieure à celle des alliages monocristallins AA et BB de la technique antérieure. Les superalliages de L'invention ont donc un équilibre amélioré entre la résistance à L'oxydation cyclique et La résistance à la corrosion à chaud, dû principalement au carbone et au hafnium et à un rapport accru Al/Ti, en comparaison avec l'alliage de base. TABLEAU VI Tests de corrosion à chaud Charge Température Sel Durée Perte de métal ("C) (ppm) (h) (pm/côté) 44 871 1 613 43,18 Base 871 1 613 25,40 18 871 2 402 914,40 44 871 2 620 25,40 Base 871 2 620 38,10 AA 871 2 470 302,26 BB 871 2 620 530,86 44 927 5 478 167,64 Base 927 5 478 287,02 AA 927 5 478 76,45 La description ci-dessus ayant apporté la preuve que les concepts de l'invention d'addition de quantités faibles, mais contrôlées, de bore et de carbone et, facultativement de hafnium pour améLiorer la toLérance aux joints de grains à faibLe angle (JDF) de superalliages à base de nickel coulables en articles monocristaLlins sont applicables à d'autres superalLiages monocristallins à base de nickeL, il est entendu que L'homme de l'art peut apporter à L'invention diverses modifications et divers changements non spécifiquement mentionnés ici et à ses utilisations décrites sans toutefois s'écarter du cadre de l'esprit de L'invention. REVENDICATIONS 1. SuperalLiage à base de nickel consistant essentiel Lement en environ 7 à 12 % en poids de Cr, 5 à 15 % en poids de Co, 0,5 à 5 % en poids de Mo, 3 à 12 % en poids de W, 2 à 6 % en poids de Ta, 2 à 5 % en poids de Ti, 3 à 5 % en poids de AL, O à 2 % en poids de Cb, O à 2,0 % en poids de Hf, 0,03 à 0,25 % en poids de C et 0,002 à 0,050 % en poids de B, Le compLément étant constitué par du nickel et des impuretés accidentelLes. 2. Superlliage selon La revendication 1, caractérisé en ce qu'il consiste essentielLement en 7 à 10 % en poids de Cr, 5 à 10 % en poids de Co, 1 à 3 % en poids de Mo, 4 à 8 % en poids de W, 3 à 5 % en poids de Ta, 3 à 4 % en poids de Ti, 4 à 4,5 % en poids de Al, O à 1 % en poids de Cb, 0,05 à 0,5 % en poids de Hf, 0,03 à 0,1 % en poids de C et 0,002 à 0,020 % en poids de B, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés accidentelles. 3. SuperaLLiage selon La revendication 2, caractérisé en ce qu'il consiste essentieLLement en 9,5 à 10,0 % en poids de Cr, 7,0 à 8,0 % en poids de Co, 1,3 à 1,7 % en poids de Mo, 5,75 à 6,25 % en poids de W, 4,6 à 5,0 % en poids de Ta, 3,4 à 3,6 % en poids de Ti, 4,1 à 4,3 % en poids de Al, 0,4 à 0,6 % en poids de Cb, 0,1 à 0,2 % en poids de Hf, 0,05 à 0,07 % en poids de C et 0,003 à 0,005 % en poids de B, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés accidentelles. 4. Superalliage à base de nickel pour la production d'articles monocristallins ayant une tolérance améliorée aux joints de grains à fable angle, caractérisé en ce qu'iL consiste essentiellement en 7 à 12 % en poids de Cr, 5 à 15 % en poids de Co, 0,5 à 5 % en poids de Mo, 3 à 12 % en poids de W, 2 à 6 % en poids de Ta, 2 à 5 % en poids de Ti, 3 à 5 % en poids de Al, 0 à 2 % en poids de Cb, O à 2,0 5 en poids de Hf, 0,03 à 0,25 % en poids de C et 0,002 à 0,050 % en poids de B, Le complément étant constitué par du nickel et des impuretés accidenteLles. 5. SuperalLiage selon la revendication 4, caractérisé en ce qu'il consiste essentieLlement en 7 à 10 % en poids de Cr, 5 à 10% en poids de Co, 1 à 3 % en poids de Mo, 4 à 8 % en poids de W, 3 à 5 % en poids de Ta, 3 à 4 % en poids de Ti, 4 à 4,5 % en poids de Al, O à 1 % en poids de Cb, 0,05 à 0,5 % en poids de Hf, 0,03 à 0,1 % en poids de C et 0,002 à 0,020 % en poids de B, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés accidentelles. 6. Superalliage selon la revendication 5, caractérisé en ce qu'il consiste essentiellement en 9,5 à 10,0 % en poids de Cr, 7,0 à 8,0 % en poids de Co, 1,3 à 1,7 % en poids de Mo, 5,75 à 6,25 % en poids de W, 4,6 à 5,0 % en poids de Ta, 3,4 à 3,6 % en poids de Ti, 4,1 à 4,3 % en poids de Al, 0,4 à 0,6 % en poids de Cb, 0,1 à 0,2 % en poids de Hf, 0,05 à 0,07 % en poids de C et 0,003 à 0,005 % en poids de B, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés accidentelles. 7. Article fabriqué monocristallin dont la composition globale est un superalliage à base de nickel consistant essentiellement en 7 à 12 % en poids de Cr, 5 à 15 % en poids de Co, 0,5 à 5 % en poids de Mo, 3 à 12 % en poids de W, 2 à 6 % en poids de Ta, 2 à 5 % en poids de Ti, 3 à 5 % en poids de Al, O à 2 % en poids de Cb, O à 2,0 % en poids de Hf, 0,03 à 0,025 % en poids de C et 0,002 à 0,050 % en poids de B, Le complément étant constitué par du nickel et des impuretés accidentelles, caractérisé en ce que Les joints de grains à faible désorientation éventuels dans ledit article sont de plus d'environ 0. 8. Article selon la revendication 7, caractérisé en ce que les joints de grains à faible angle éventuellement présents dans ledit article sont dans La gamme d'environ 0 à environ 20 . 9. Article selon La revendication 8, caractérisé en ce qu'il consiste en un élément de surface de réaction pour un moteur à turbine à gaz. 10. Article selon La revendication 7, caractérisé en ce qu'il consiste essentiellement en 7 à 10 % en poids de Cr, 5 à 10 % en poids de Co, 1 à 3 % en poids de Mo, 4 à 8 % en poids de W, 3 à 5 % en poids de Ta, 3 à 4 % en poids de Ti, 4 à 4,5 % en poids de Al, O à 1 % en poids de Cb, 0,05 à 0,5 % en poids de Hf, 0,03 à 0,1 % en poids de C et 0,002 à 0,020 % en poids de B, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés accidentelles. 11. Article selon la revendication 7, caractérisé en ce qu'il consiste essentiellement en 9,5 à 10,0 % en poids de Cr, 7,0 à 8,0 % en poids de Co, 1,3 à 1,7 % en poids de Mo, 5,75 à 6,25 % en poids de W, 4,6 à 5,0 % en poids de Ta, 3,4 à 3,6 % en poids de Ti, 4,1 à 4,3 % en poids de Al, 0,4 à 0,6 % en poids de Cb, 0,1 à 0,2 % en poids de Hf, 0,05 à 0,07 % en poids de C et 0,003 à 0,005 % en poids de B, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés accidentelles. 12. Article fabriqué, caractérisé en ce que sa composition globale est un superalliage à base de nickel consistant essentiellement en 7 à 12 % en poids de Cr, 5 à 15 % en poids de Co, 0,5 à 5 % en poids de Mo, 3 à 12 % en poids de W, 2 à 6 % en poids de Ta, 2 à 5 % en poids de Ti, 3 à 5 % en poids de AI, O à 2 % en poids de Cb, O à 2,0 % en poids de Hf, 0,003 à 0,25 % en poids de C et 0,002 à 0,050 % en poids de B, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés accidentelles, et dont au moins une portion est un monocristal. 13. Article selon la revendication 12, caractérisé en ce que les joints de grains à faible angle de désorientation éventuellement présents dans ladite portion monocristalline sont de plus d'environ 0 . 14. Article selon La revendication 13, caractérisé en ce que les joints de grains à faible angle éventuellement présents dans ladite portion monocristalline sont dans la gamme d'environ O à environ 20 . 15. Article selon la revendication 13, caractérisé en ce qu'il consiste en un élément de surface de réaction pour un moteur à turbine à gaz dont au moins la portion de surface de réaction est ladite portion monocristalline. 16. Article selon la revendication 13, caractérisé en ce qu'il consiste essentiellement en 7 à 10 % en poids de Cr, 5 à 10 % en poids de Co, 1 à 3 % en poids de Mo, 4 à 8 % en poids de W, 3 à 5 % en poids de Ta, 3 à 4 % en poids de Ti, 4 à 4,5 % en poids de Al, O à 1 % en poids de Cb, 0,05 à 0,5 % en poids de Hf, 0,003 à 0,1 % en poids de C et 0,002 à 0,020 % en poids de B, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés accidentelles. 17. Article selon la revendication 16, caractérisé en ce qu'il consiste essentiellement en 9,5 à 10,0 % en poids de Cr, 7,0 à 8,0 % en poids de Co, 1,3 à 1,5 % en poids de Mo, 5,75 à 6,25 % en poids de W, 4,6 à 5,0 % en poids de Ta, 3,4 à 3,6 % en poids de Ti, 4,1 à 4,3 % en poids de AI, 0,4 à 0,6 % en poids de Cb, 0,1 à 0,2 % en poids de Hf, 0,05 à 0,07 % en poids de C et 0,003 à 0,005 % en poids de B, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés accidentelles. 18. Article fabriqué, caractérisé en ce que sa composition globale est un superaLliage à base de nickel consistant essentiellement en 7 à 12 % en poids de Cr, 7 à 15 % en poids de Co, 0,5 à 5 % en poids de Mo, 3 à 12 % en poids de W, 2 à 6 % en poids de Ta, 2 à 5 % en poids de Ti, 3 à 5 % en poids de AI, O à 2 % en poids de Cb, 0 à 2,0 % en poids de Hf, 0,03 à 0,25 % en poids de C et 0,002 à 0,050 % en poids de B, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés accidentelles. 19. Article selon La revendication 18, caractérisé en ce qu'il est soumis à solidification directionnelle. 20. Article selon la revendication 18, caractérisé en ce qu'il est coulé de manière classique. 21. Article selon La revendication 18, caractérisé en ce que ladite composition consiste essentiellement en 7 à 10 % en poids de Cr, 5 à 10% en poids de Co, 1 à 3 % en poids de Mo, 4 à 8 % en poids de W, 3 à 5 % en poids de Ta, 3 à 4 % en poids de Ti, 4 à 4,5 % en poids de Al, O à 1 % en poids de Cb, 0,05 à 0,5 % en poids de Hf, 0,03 à 0,1 % en poids de C et 0,002 à 0,020 % en poids de B, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés accidentelles. 22. Article selon la revendication 18, caractérisé en ce que ladite composition consiste essentiellement en 9,5 à 10,0 % en poids de Cr, 7,0 à 8,0 % en poids de Co, 1,3 à 1,7 % en poids de Mo, 5,75 à 6,25 % en poids de W, 4,6 à 5,0 % en poids de Ta, 3,4 à 3,6 % en poids de Ti, 4,1 à 4,3 % en poids de AI, 0,4 à 0,6 % en poids de Cb, 0,1 à 0,2 % en poids de Hf, 0,05 à 0,07 % en poids de C et 0,003 à 0,005 % en poids de B, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés accidentelles.