Brevet FR3121453A1 — publié le 20221007

L'invention concerne un superalliage à base de nickel comprenant, en pourcentages massiques, 5,5 à 7,5 % d’aluminium, 1,0 à 4,0 % de tantale, 0,50 à 3,0 % de titane, 3,0 à 7,0 % de cobalt, 8,0 à 12,0 % de chrome, 0 à 2,5 % de molybdène, 0 à 3,0 % de tungstène, 0,50 à 2,8 % de rhénium, 0,05 à 0,25 % de hafnium, 0 à 0,15 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables. L’invention concerne également une aube (20A, 20B) monocristalline comprenant un tel alliage et une turbomachine (10) comprenant une telle aube (20A, 20B). Figure pour l’abrégé : Fig. 1 SUPERALLIAGE A BASE DE NICKEL, AUBE MONOCRISTALLINE ET TURBOMACHINE Le présent exposé concerne des superalliages à base de nickel pour des turbines à gaz, notamment pour les aubes fixes, aussi appelées distributeurs ou redresseurs, ou mobiles d’une turbine à gaz, par exemple dans le domaine de l’aéronautique. Il est connu d’utiliser des superalliages à base de nickel pour la fabrication d’aubes monocristallines fixes ou mobiles de turbines à gaz pour moteurs d’avion ou d’hélicoptère. Ces matériaux ont pour principaux avantages de combiner à la fois une résistance au fluage élevée à haute température ainsi qu’une résistance à l’oxydation et à la corrosion. Au cours du temps, les superalliages à base de nickel pour aubes monocristallines ont subi d’importantes évolutions de composition chimique, dans le but notamment d’améliorer leurs propriétés en fluage à haute température tout en conservant une résistance à l’environnement très agressif dans lesquels ces superalliages sont utilisés. Par ailleurs, des revêtements métalliques adaptés à ces alliages ont été développés afin d’augmenter leur résistance à l’environnement agressif dans lequel ces alliages sont utilisés, notamment la résistance à l’oxydation et la résistance à la corrosion. De plus, un revêtement céramique de faible conductivité thermique, remplissant une fonction de barrière thermique, peut être ajouté pour réduire la température à la surface du métal. Typiquement, un système de protection complet comporte au moins deux couches. La première couche, aussi appelée sous-couche ou couche de liaison, est directement déposée sur la pièce à protéger en superalliage à base de nickel, aussi appelée substrat, par exemple une aube. L’étape de dépôt est suivie d’une étape de diffusion de la sous-couche dans le superalliage. Le dépôt et la diffusion peuvent également être réalisés lors d’une seule étape. Les matériaux généralement utilisés pour réaliser cette sous-couche comprennent des alliages métalliques aluminoformeurs de type MCrAlY (M = Ni (nickel) ou Co (cobalt)) ou un mélange de Ni et de Co, Cr = chrome, Al = aluminium et Y = yttrium, ou des alliages de type aluminiure de nickel (NixAly), certains contenant également du platine (NixAlyPtz). La deuxième couche, généralement appelée barrière thermique ou « TBC » conformément à l’acronyme anglais pour « Thermal Barrier Coating », est un revêtement céramique comprenant par exemple de la zircone yttriée, aussi appelée « YSZ » conformément à l’acronyme anglais pour « Yttria Stabilized Zirconia » ou « YPSZ » conformément à l’acronyme anglais pour « Yttria Partially Stabilized Zirconia » et présentant une structure poreuse. Cette couche peut être déposée par différents procédés, tels que l’évaporation sous faisceau d’électrons (« EB-PVD » conformément à l’acronyme anglais pour « Electron Beam Physical Vapor Deposition »), la projection thermique (« APS » conformément à l’acronyme anglais pour « Atmospheric Plasma Spraying » ou « SPS » conformément à l’acronyme anglais pour « Suspension Plasma Spraying »), ou tout autre procédé permettant d’obtenir un revêtement céramique poreux à faible conductivité thermique. Du fait de l’utilisation de ces matériaux à haute température, par exemple de 650°C à 1100°C, il se produit des phénomènes d’inter-diffusion à l’échelle microscopique entre le superalliage à base de nickel du substrat et l’alliage métallique de la sous-couche. Ces phénomènes d’inter-diffusion, associés à l’oxydation de la sous-couche, modifient notamment la composition chimique, la microstructure et par conséquent les propriétés mécaniques de la sous-couche dès la fabrication du revêtement, puis pendant l’utilisation de l’aube dans la turbine. Ces phénomènes d’inter-diffusion modifient également la composition chimique, la microstructure et par conséquent les propriétés mécaniques du superalliage du substrat sous le revêtement. Dans les superalliages très chargés en éléments réfractaires, notamment en rhénium, il peut ainsi se former dans le superalliage sous la sous-couche une zone de réaction secondaire (ZRS) sur une profondeur de plusieurs dizaines, voire centaines, de micromètres. Les caractéristiques mécaniques de cette ZRS sont nettement inférieures à celles du superalliage du substrat. La formation de ZRS est indésirable car elle conduit à une réduction significative de la résistance mécanique du superalliage. Ces évolutions de la couche de liaison, associées aux champs de contraintes liés à la croissance de la couche d’alumine qui se forme en service à la surface de cette couche de liaison, aussi appelée « TGO » conformément à l’acronyme anglais pour « Thermally Grown Oxide », et aux écarts de coefficients de dilatation thermique entre les différentes couches, génèrent des décohésions dans la zone interfaciale entre la sous-couche et le revêtement céramique, qui peuvent conduire à l’écaillage partiel ou total du revêtement céramique. La partie métallique (substrat en superalliage et sous-couche métallique) est alors mise à nu et exposée directement aux gaz de combustion, ce qui augmente les risques d’endommagement de l’aube et donc de la turbine à gaz. De plus, la complexité de la chimie de ces alliages peut conduire à une déstabilisation de leur microstructure optimale avec l’apparition de particules de phases indésirables lors de maintiens à haute température des pièces formées à partir de ces alliages. Cette déstabilisation a des conséquences négatives sur les propriétés mécaniques de ces alliages. Ces phases indésirables de structure cristalline complexe et de nature fragile sont dénommées phases topologiquement compactes (« PTC ») ou phases « TCP » conformément au sigle anglais pour « Topologically Close-Packed ». En outre, des défauts de fonderie sont susceptibles de se former dans les pièces, telles que des aubes, lors de leur fabrication par solidification dirigée. Ces défauts sont généralement des grains parasites du type « Freckle », dont la présence peut provoquer une rupture prématurée de la pièce en service. La présence de ces défauts, liés à la composition chimique du superalliage, conduit généralement au rejet de la pièce, ce qui entraîne une augmentation du coût de production. Le présent exposé vise à proposer des compositions de superalliages à base de nickel pour la fabrication de composants monocristallins, présentant des performances accrues en terme de durée de vie et de résistance mécanique et permettant de réduire les coûts de production de la pièce (diminution du taux de rebut) par rapport aux alliages existants. Ces superalliages présentent une résistance au fluage à haute température supérieure à celle des alliages existants tout en démontrant une bonne stabilité microstructurale dans le volume du superalliage (faible sensibilité à la formation de PTC), une bonne stabilité microstructurale sous la sous-couche de revêtement de la barrière thermique (faible sensibilité à la formation de ZRS), une bonne résistance à l’oxydation et à la corrosion tout en évitant la formation de grains parasites du type « Freckle ». A cet effet, le présent exposé concerne un superalliage à base de nickel comprenant, en pourcentages massiques, 5,5 à 7,5 % d’aluminium, 1,0 à 4,0 % de tantale, 0,50 à 3,0 % de titane, 3,0 à 7,0 % de cobalt, 8,0 à 12,0 % de chrome, 0 à 2,5 % de molybdène, 0 à 3,0 % de tungstène, 0,50 à 2,8 % de rhénium, 0,05 à 0,25 % de hafnium, 0 à 0,15 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables. Ce superalliage est destiné à la fabrication de composants monocristallins de turbine à gaz, tels que des aubes fixes ou mobiles. Grâce à cette composition du superalliage à base de nickel (Ni), la résistance au fluage est améliorée par rapport aux superalliages existants, en particulier à des températures pouvant aller jusqu’à 1100°C et l’adhérence de la barrière thermique est renforcée par rapport à celle observée sur les superalliages existants. Cet alliage présente donc une résistance au fluage à haute température améliorée. La durée de vie de cet alliage étant ainsi longue, cet alliage présente également une résistance à la corrosion et à l’oxydation améliorée. Cet alliage peut aussi présenter une résistance en fatigue thermique améliorée. Ces superalliages présentent une masse volumique inférieure ou égale à 8,50 g/cm 3 (gramme par centimètre cube), de préférence inférieure ou égale à 8,20 g/cm 3 . Une pièce monocristalline en superalliage à base de nickel est obtenue par un procédé de solidification dirigée sous gradient thermique en fonderie à la cire perdue. Le superalliage monocristallin à base de nickel comprend une matrice austénitique de structure cubique à faces centrées, solution solide à base de nickel, dite phase gamma (« γ »). Cette matrice contient des précipités de phase durcissante gamma prime (« γ’ ») de structure cubique ordonnée L1 2 de type Ni 3 Al. L’ensemble (matrice et précipités) est donc décrit comme un superalliage γ/γ’. Par ailleurs, cette composition du superalliage à base de nickel autorise la mise en œuvre d’un traitement thermique qui remet en solution les précipités de phase γ’ et les phases eutectiques γ/γ’ qui se forment lors de la solidification du superalliage. On peut ainsi obtenir un superalliage monocristallin à base de nickel contenant des précipités γ’ de taille contrôlée, de préférence comprise entre 300 et 500 nanomètres (nm), et contenant une faible proportion de phases eutectiques γ/γ’. Le traitement thermique permet également de contrôler la fraction volumique des précipités de phase γ’ présente dans le superalliage monocristallin à base de nickel. Le pourcentage en volume des précipités de phase γ’ peut être supérieur ou égal à 50%, de préférence supérieur ou égal à 60%, encore plus de préférence égal à 70%. Par ailleurs, une fraction élevée de précipités de phase γ’ entrave le mouvement des dislocations et favorise la tenue en fluage à chaud de l’alliage. D’autre part, à plus basse température ( Les éléments d’addition majeurs sont le cobalt (Co), le chrome (Cr), le molybdène (Mo), le rhénium (Re), le tungstène (W), l’aluminium (Al), le titane (Ti) et le tantale (Ta). Les éléments d’addition mineurs sont le hafnium (Hf) et le silicium (Si), pour lesquels la teneur massique maximale est inférieure à 1 % en masse. Parmi les impuretés inévitables, on peut citer, par exemple, le soufre (S), le carbone (C), le bore (B), l’yttrium (Y), le lanthane (La) et le cérium (Ce). On définit comme impuretés inévitables les éléments qui ne sont pas ajoutés de manière intentionnelle dans la composition et qui sont apportés avec d’autres éléments. Par exemple, le superalliage peut comprendre 0,005 % en masse de carbone. L’addition de tungstène, de chrome, de cobalt, de rhénium ou de molybdène permet principalement de renforcer la matrice austénitique γ de structure cristalline cubique à faces centrées (cfc) par durcissement en solution solide. L’addition d’aluminium (Al), de titane (Ti) ou de tantale (Ta) favorise la précipitation de la phase durcissante γ’-Ni 3 (Al, Ti, Ta). Le rhénium (Re) permet de ralentir la diffusion des espèces chimiques au sein du superalliage et de limiter la coalescence des précipités de phase γ’ en cours de service à haute température, phénomène qui entraîne une réduction de la résistance mécanique. Le rhénium permet ainsi d’améliorer la résistance au fluage à haute température du superalliage à base de nickel. Toutefois, une concentration trop élevée de rhénium peut entraîner la précipitation de phases intermétalliques PTC, par exemple phase σ, phase P ou phase μ, qui ont un effet négatif sur les propriétés mécaniques du superalliage. Une concentration trop élevée en rhénium peut également provoquer la formation d’une zone de réaction secondaire dans le superalliage sous la sous-couche, ce qui a un effet négatif sur les propriétés mécaniques du superalliage. L’addition simultanée de silicium et de hafnium permet d’améliorer la tenue à l’oxydation à chaud des superalliages à base de nickel en augmentant l’adhérence de la couche d’alumine (Al 2 O 3 ) qui se forme à la surface du superalliage à haute température. Cette couche d’alumine forme une couche de passivation en surface du superalliage à base de nickel et une barrière à la diffusion de l’oxygène venant de l’extérieur vers l’intérieur du superalliage à base de nickel. Toutefois on peut ajouter du hafnium sans ajouter également de silicium ou inversement ajouter du silicium sans ajouter également du hafnium et quand même améliorer la tenue à l’oxydation à chaud du superalliage. Par ailleurs, l’addition de chrome ou d’aluminium permet d’améliorer la résistance à l’oxydation et à la corrosion à haute température du superalliage. En particulier, le chrome est essentiel pour augmenter la résistance à la corrosion à chaud des superalliages à base de nickel. Toutefois, une teneur trop élevée en chrome tend à réduire la température de solvus de la phase γ’ du superalliage à base de nickel, c’est-à-dire la température au-dessus de laquelle la phase γ’ est totalement dissoute dans la matrice γ, ce qui est indésirable. Aussi, la concentration en chrome est comprise entre 8,0 à 12,0% en masse afin de conserver une température élevée de solvus de la phase γ’ du superalliage à base de nickel, par exemple supérieure ou égale à 1200°C mais également pour éviter la formation de phases topologiquement compactes dans la matrice γ fortement saturée en éléments d’alliages tels que rhénium, le molybdène ou le tungstène. L’addition de cobalt, qui est un élément proche du nickel et qui se substitue partiellement au nickel, forme une solution solide avec le nickel dans la matrice γ. Le cobalt permet de renforcer la matrice γ, de réduire la sensibilité à la précipitation de PTC et à la formation de ZRS dans le superalliage sous le revêtement de protection. Cependant, une teneur trop élevée en cobalt tend à réduire la température de solvus de la phase γ’ du superalliage à base de nickel, ce qui est indésirable. L’addition d’éléments réfractaires, tels que le molybdène, le tungstène, le rhénium ou le tantale permet de ralentir les mécanismes contrôlant le fluage des superalliages à base de nickel et qui dépendent de la diffusion des éléments chimiques dans le superalliage. Une teneur très basse en soufre dans un superalliage à base de nickel permet d’augmenter la résistance à l’oxydation et à la corrosion à chaud ainsi que la tenue à l’écaillage de la barrière thermique. Ainsi, une faible teneur en soufre, inférieure à 2 ppm en masse (partie par million en masse), voire idéalement inférieure à 0,5 ppm en masse, permet d’optimiser ces propriétés. Une telle teneur massique en soufre peut être obtenue par élaboration d’une coulée mère à bas soufre ou par un procédé de désulfuration réalisé après la coulée. Il est notamment possible de maintenir un bas taux de soufre en adaptant le procédé d’élaboration du superalliage. On entend par superalliages à base de nickel, des superalliages dont le pourcentage massique en nickel est majoritaire. On comprend que le nickel est donc l’élément dont le pourcentage massique dans l’alliage est le plus élevé. Le superalliage peut comprendre, en pourcentages massiques, 5,5 à 6,5 % d’aluminium, 1,0 à 3,0 % de tantale, 0,50 à 1,5 % de titane, 3,0 à 7,0 % de cobalt, 10,0 à 12,0 % de chrome, 0,5 à 1,5 % de tungstène, 0,50 à 1,5 % de rhénium, 0,05 à 0,25 % de hafnium, 0 à 0,15 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables. Le superalliage peut comprendre, en pourcentages massiques, 6,5 à 7,5 % d’aluminium, 1,0 à 3,0 % de tantale, 0,50 à 1,5 % de titane, 3,0 à 7,0 % de cobalt, 10,0 à 12,0 % de chrome, 0,5 à 1,5 % de tungstène, 0,50 à 1,5 % de rhénium, 0,05 à 0,25 % de hafnium, 0 à 0,15 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables. Le superalliage peut comprendre, en pourcentages massiques, 6,0 à 7,0 % d’aluminium, 1,0 à 4,0 % de tantale, 0,50 à 2,5 % de titane, 3,0 à 7,0 % de cobalt, 8,0 à 10,0 % de chrome, 1,5 à 2,5 de molybdène, 0 à 2,5 % de tungstène, 1,5 à 2,5 % de rhénium, 0,05 à 0,25 % de hafnium, 0 à 0,15 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables. Le superalliage peut comprendre, en pourcentages massiques, 6,0 % d’aluminium, 2,0 % de tantale, 1,0 % de titane, 5,0 % de cobalt, 11,0 % de chrome, 1,0 % de tungstène, 1,0 % de rhénium, 0,10 % de hafnium, 0,10 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables. Le superalliage peut comprendre, en pourcentages massiques, 7,0 % d’aluminium, 2,0 % de tantale, 1,0 % de titane, 5,0 % de cobalt, 11,0 % de chrome, 1,0 % de tungstène, 1,0 % de rhénium, 0,10 % de hafnium, 0,10 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables. Le superalliage peut comprendre, en pourcentages massiques, 6,5 % d’aluminium, 3,0 % de tantale, 1,0 % de titane, 5,0 % de cobalt, 9,0 % de chrome, 1,5 % de molybdène, 2,0 % de tungstène, 2,0 % de rhénium, 0,10 % de hafnium, 0,10 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables. Le superalliage peut comprendre, en pourcentages massiques, 6,5 % d’aluminium, 2,0 % de tantale, 2,0 % de titane, 5,0 % de cobalt, 9,0 % de chrome, 2,0 % de molybdène, 2,0 % de rhénium, 0,10 % de hafnium, 0,10 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables. Le présent exposé concerne également une aube monocristalline pour turbomachine comprenant un superalliage tel que défini précédemment. Cette aube présente donc une résistance au fluage à haute température améliorée. Cette aube présente donc une résistance à l’oxydation et à la corrosion améliorée. Dans certains modes de réalisation, l’aube peut comprendre un revêtement de protection comportant une sous-couche métallique déposée sur le superalliage et une barrière thermique céramique déposée sur la sous-couche métallique. Grâce à la composition du superalliage à base de nickel, la formation d’une zone de réaction secondaire dans le superalliage résultant des phénomènes d’inter-diffusion entre le superalliage et la sous-couche est évitée, ou limitée. Dans certains modes de réalisation, la sous-couche métallique peut être un alliage de type MCrAlY ou un alliage de type aluminiure de nickel. Dans certains modes de réalisation, la barrière thermique céramique peut être un matériau à base de zircone yttriée ou tout autre revêtement céramique (à base de zircone) à faible conductivité thermique. Dans certains modes de réalisation, l’aube peut présenter une structure orientée selon une direction cristallographique . Cette orientation confère généralement les propriétés mécaniques optimales à l’aube. Le présent exposé concerne aussi une turbomachine comprenant une aube telle que définie précédemment. D'autres caractéristiques et avantages de l'objet du présent exposé ressortiront de la description suivante de modes de réalisation, donnés à titre d'exemples non limitatifs, en référence aux figures annexées. La est une vue schématique en coupe longitudinale d’une turbomachine. Description détaillée Les superalliages à base de nickel sont destinés à la fabrication d’aubes monocristallines par un procédé de solidification dirigée dans un gradient thermique. L’utilisation d’un germe monocristallin ou d’un sélecteur de grain en début de solidification permet d’obtenir cette structure monocristalline. La structure est orientée par exemple selon une direction cristallographique qui est l’orientation qui confère, en général, les propriétés mécaniques optimales aux superalliages. Les superalliages monocristallins à base de nickel bruts de solidification ont une structure dendritique et sont constitués de précipités γ’ Ni 3 (Al, Ti, Ta) dispersés dans une matrice γ de structure cubique à faces centrées, solution solide à base de nickel. Ces précipités de phase γ’ sont répartis de façon hétérogène dans le volume du monocristal du fait de ségrégations chimiques résultant du procédé de solidification. Par ailleurs, des phases eutectiques γ/γ’ sont présentes dans les régions inter-dendritiques et constituent des sites préférentiels d’amorçage de fissures. Ces phases eutectiques γ/γ’ se forment en fin de solidification. De plus, les phases eutectiques γ/γ’ sont formées au détriment des fins précipités (taille inférieure au micromètre) de phase durcissante γ’. Ces précipités de phase γ’ constituent la principale source de durcissement des superalliages à base de nickel. Aussi, la présence de phases eutectiques γ/γ’ résiduelles ne permet pas d’optimiser la tenue au fluage à chaud du superalliage à base de nickel. Il a en effet été montré que les propriétés mécaniques des superalliages, en particulier la résistance au fluage, étaient optimales lorsque la précipitation des précipités γ’ était ordonnée, c’est-à-dire que les précipités de phase γ’ sont alignés de manière régulière, avec une taille allant de 300 à 500 nm, et lorsque la totalité des phases eutectiques γ/γ’ était remise en solution. Les superalliages à base de nickel bruts de solidification sont donc traités thermiquement pour obtenir la répartition désirée des différentes phases. Le premier traitement thermique est un traitement d’homogénéisation de la microstructure qui a pour objectif de dissoudre les précipités de phase γ’ et d’éliminer les phases eutectiques γ/γ’ ou de réduire de manière significative leur fraction volumique. Ce traitement est réalisé à une température supérieure à la température de solvus de la phase γ’ et inférieure à la température de fusion commençante du superalliage (T solidus ). Une trempe est ensuite réalisée à la fin de ce premier traitement thermique pour obtenir une dispersion fine et homogène des précipités γ’. Des traitements thermiques de revenu sont ensuite réalisés en deux étapes, à des températures inférieures à la température de solvus de la phase γ’. Lors d’une première étape, pour faire grossir les précipités γ’ et obtenir la taille désirée, puis lors d’une seconde étape, pour faire croître la fraction volumique de cette phase jusqu’à environ 70% à température ambiante. La représente, en coupe selon un plan vertical passant par son axe principal A, un turboréacteur à double flux 10. Le turboréacteur à double flux 10 comporte, d’amont en aval selon la circulation du flux d’air, une soufflante 12, un compresseur basse pression 14, un compresseur haute pression 16, une chambre de combustion 18, une turbine haute pression 20, et une turbine basse pression 22. La turbine haute pression 20 comprend une pluralité d’aubes mobiles 20A tournant avec le rotor et de redresseurs 20B (aubes fixes) montés sur le stator. Le stator de la turbine 20 comprend une pluralité d’anneaux 24 de stator disposés en vis-à-vis des aubes mobiles 20A de la turbine 20. Ces propriétés font ainsi de ces superalliages des candidats intéressants pour la fabrication de pièces monocristallines destinées aux parties chaudes des turboréacteurs. On peut donc fabriquer une aube mobile 20A ou un redresseur 20B pour turbomachine comprenant un superalliage tel que défini précédemment. On peut également fabriquer une aube mobile 20A ou un redresseur 20B pour turbomachine comprenant un superalliage tel que défini(e) précédemment revêtu(e) d’un revêtement de protection comprenant une sous-couche métallique Une turbomachine peut notamment être un turboréacteur tel qu’un turboréacteur à double flux 10. La turbomachine peut également être un turboréacteur à simple flux, un turbopropulseur ou un turbomoteur. Exemples Quatre superalliages monocristallins à base de nickel du présent exposé (Ex 1 à Ex 4) ont été étudiés et comparés à sept superalliages monocristallins commerciaux (alliages de référence) : MC2® (CEx 1), AM3® (CEx 2), RR2000® (CEx 3), CMSX-6® (CEx 4), AM1® (CEx 5), CMSX-4 Plus Mod C® (CEx 6) et CMSX-4® (CEx 7). La composition chimique de chacun des superalliages monocristallins est donnée dans le Tableau 1, la composition CEx 3 comportant en outre 1,0 % en masse de vanadium (V). Tous ces superalliages sont des superalliages à base de nickel, c’est-à-dire que le complément à 100 % des compositions présentées est constitué par du nickel et des impuretés inévitables. Al Ta Ti Co Cr Mo W Re Hf Si Ex 1 6,0 2,0 1,0 5,0 11,0 0 10, 1,0 0,10 0,10 Ex 2 7,0 2,0 1,0 5,0 11,0 0 1,0 1,0 0,10 0,10 Ex 3 6,5 3,0 1,0 5,0 9,0 1,5 2,0 2,0 0,10 0,10 Ex 4 6,5 2,0 2,0 5,0 9,0 2,0 0 2,0 0,10 0,10 CEx 1 5,0 6,0 1,5 5,0 8,0 2,0 0 8,0 0 0 CEx 2 6,0 3,5 2,0 5,5 8,0 2,2 0 5,0 0 0 CEx 3 5,5 0 4,0 15,0 10,0 3,0 0 0 0 0 CEx 4 4,85 2,0 4,75 5,0 9,8 3,0 0 0 0,11 0 CEx 5 5,3 8,0 1,2 6,5 7,5 2,0 0 5,5 0,05 0 CEx 6 5,7 8,0 0,85 10,0 3,5 0,60 4,8 6,0 0,10 0 CEx 7 5,6 6,5 1,0 9,0 6,5 0,60 3,0 6,0 0,10 0 Masse volumique La masse volumique à température ambiante de chaque superalliage a été estimée à l’aide d’une version modifiée de la formule de Hull (F.C. Hull, Metal Progress, Novembre 1969, pp139-140). Cette équation empirique a été proposée par Hull. L’équation empirique est basée sur une loi des mélanges et comprend des termes correctifs déduits d’une analyse par régression linéaire de données expérimentales (compositions chimiques et masses volumiques mesurées) concernant 235 superalliages base nickel, base cobalt et base fer. Cette formule de Hull a été modifiée, notamment pour tenir compte d’éléments comme le rhénium et ce, à partir de 272 superalliages base nickel, base cobalt et base fer. La formule de Hull modifiée est la suivante : (1) D = 100 / [∑ (%X/D X )] + ∑ A x x %X où D X sont les masses volumiques des éléments Cr, Ni, …, X et D est la masse volumique du superalliage, les masses volumiques étant exprimées en g/cm 3 , où A x est un coefficient exprimé en g/cm 3 des éléments Cr, Ni, …, X et sont les suivant : A Ni = -0,0011 ; A Al = 0,0622 ; A Ta = 0,0121 ; A Ti = 0,0317 ; A Co = -0,0001 ; A Cr = -0,0034 ; A Mo = 0,0033 ; A W = 0,0033 ; A Re = 0,0036 ; A Hf = 0,0156. où %X sont les teneurs, exprimées en pourcentages massiques, des éléments du superalliage Cr, Ni, ..., X. Les masses volumiques calculées pour les alliages de l’invention sont inférieures à 8,20 g/cm 3 (voir Tableau 2). La masse volumique est de première importance pour les applications de composants rotatifs tels que les aubes de turbine. En effet, une augmentation de la masse volumique de l’alliage des aubes impose un renforcement du disque les portant, et donc un autre surcoût en poids. Des alliages de densité similaire pouvant concurrencer les alliages Ex 1 à Ex 4, du point de vue de la densité, sont les alliages CEx 3 et CEx 4. Les alliages CEx 3 et CEx 4 ne répondent pas aux standards de développement actuels de superalliages pour aubes. Notamment, la composition des alliages CEx 3 et CEx 4 est issue de développements pour fonderie classique et non pour la fonderie par solidification dirigée. Sensibilité à la formation de ZRS Pour estimer la sensibilité de superalliages à base de nickel contenant du rhénium à la formation de ZRS, Walston (document US 5,270,123) a établi l’équation suivante : (2) [ZRS(%)] 1/2 = 13,88 (%Re) + 4,10 (%W) – 7,07 (%Cr) – 2,94 (%Mo) – 0,33 (%Co) + 12,13 où ZRS(%) est le pourcentage linéique de ZRS dans le superalliage sous le revêtement et où les concentrations des éléments d’alliage sont en pourcentages atomiques. Cette équation (2) a été obtenue par analyse par régression linéaire multiple à partir d’observations faites après vieillissement de 400 heures à 1093°C (degré centigrade) d’échantillons de divers superalliages à base de nickel, proches de la composition René N6®, sous un revêtement NiPtAl. Plus la valeur du paramètre [ZRS(%)] 1 /2 est élevée, plus le superalliage est sensible à la formation de ZRS. En particulier, des valeurs négatives sont représentatives d’une faible sensibilité vis-à-vis de ce défaut. Ainsi, comme on peut le voir dans le tableau 2, pour les superalliages Ex 1 à Ex 4, les valeurs du paramètre [ZRS(%)] 1/2 sont toutes significativement négatives et ces superalliages présentent donc une faible sensibilité à la formation de ZRS sous un revêtement NitPtAl, revêtement qui est souvent présent pour les applications d’abubes de turbine (aube tournante et/ou distributeur). N o- Freckles Parameter (NFP) (3) NFP = [%Ta + 1,5 %Hf + 0,5 %Mo – 0,5% %Ti)]/[%W + 1,2 %Re)] où %Cr, %Ni, ...%X sont les teneurs, exprimées en pourcentages massiques, des éléments du superalliage Cr, Ni, ..., X. Le paramètre NFP permet de quantifier la sensibilité à la formation de grains parasites de type « Freckles » au cours de la solidification dirigée de la pièce (document US 5,888,451). Pour éviter la formation de défauts de type « Freckles », le paramètre NFP doit être supérieur ou égal à 0,7. Une faible sensibilité à ce type de défaut est un paramètre important car cela implique un faible taux de rebut lié à ce défaut lors de la fabrication de pièces. Comme on peut le voir dans le tableau 2, les superalliages Ex 1 à Ex 4 présentent tous un paramètre NFP supérieur ou égal à 0,7. Les alliages commerciaux contenant du rhénium tels que CEx 6 ou CEx 7 ont des sensibilités à la formation de ce type de défauts supérieures comme indiqué dans le Tableau 2. Une faible sensibilité à ce type de défaut est un paramètre important car cela implique un faible taux de rebut lié à ce défaut lors de la fabrication de pièces. Coût des super alliages Le coût au kilogramme des superalliages Ex 1 à Ex 4 est calculé sur base de la composition du superalliage et des coûts de chaque composé (mise à jour avril 2020). Ce coût est donné à titre indicatif. Le coût estimé des superalliages Ex 1 à Ex 4 est d’environ 80-100 $/kg. Ce coût est supérieur aux alliages ne contenant pas de rhénium comme CEx 5 ou CEx 1 mais inférieur aux alliages contenant du rhénium tels que le CEx 6 ou CEx 7. Les alliages de l’invention sont compétitifs compte tenu de leur positionnement vis-à-vis des alliages de référence. Le tableau 2 présente différents paramètres pour les superalliages Ex 1 à Ex 4 et CEx 1 à CEx 7. Masse volumique (1) (g/cm 3 ) [ZRS(%)] 1 /2 NFP Coût ($/kg) Ex 1 8,04 -67,0 0,75 82 Ex 2 7,95 -66,0 0,75 82 Ex 3 8,18 -50,0 0,77 106 Ex 4 8,03 -53,0 0,90 104 CEx 1 8,67 -48,3 0,78 50 CEx 2 8,29 -49,8 0,75 46 CEx 3 7,88 -71,6 - 53 CEx 4 8,01 -68,7 - 50 CEx 5 8,64 -47,8 1,54 51 CEx 6 8,93 8,5 0,68 180 CEx 7 8,71 -24,0 0,67 135 Température de solvus de la phase γ’ Le logiciel Thermo-Calc (base de donnée TCNI9.1, Thermo-Calc Software AB, Sweden) basé sur la méthode CALPHAD a été utilisé pour calculer la température de solvus de la phase γ’ à l’équilibre. Comme on peut le constater dans le tableau 3, les superalliages Ex 1 à Ex 4 présentent une température de solvus γ’ supérieure à 1200°C. Intervalle de traitement thermique (TTH) Le logiciel Thermo-Calc (base de donnée TCNI9.1) basé sur la méthode CALPHAD a été utilisé pour calculer l’intervalle de traitement thermique des superalliages. La fabricabilité des alliages de l’invention a été également estimée à partir de la possibilité de remettre en solution industriellement les précipités de phase γ’ pour optimiser les propriétés mécaniques des alliages. L’intervalle de traitement thermique a été estimé à partir du calcul de la température de solidus et de la température de solvus des précipités de phase γ’ des alliages. Les alliages Ex 1 à Ex 4 possèdent tous des fenêtres de traitement thermique élevées, supérieures à 50°C, ce qui est compatible avec les fours industriels. On note que les alliages de référence CEx 7 ou CEx 5 ont des intervalles de traitement thermique beaucoup plus restreints et sont donc moins facilement traitables thermiquement sans risque de brûlure de l’alliage. Fraction volumique de phase γ’ Le logiciel Thermo-Calc (base de donnée TCNI9.1) basé sur la méthode CALPHAD a été utilisé pour calculer la fraction volumique (en pourcentage volumique) de phase γ’ à l’équilibre dans les superalliages Ex 1 à Ex 4 et CEx 1 à CEx 7 à 750°C et 1100°C. Comme on peut le constater dans le tableau 3, les superalliages Ex 1 à Ex 4 contiennent des fractions volumiques de phase γ’ supérieures ou comparables aux fractions volumiques de phase γ’ des superalliages commerciaux CEx 1 à CEx 7. Ainsi, la combinaison d’une température de solvus γ’ élevée et de fractions volumiques de phase γ’ élevées pour les superalliages Ex 1 à Ex 4 est favorable à une bonne résistance au fluage à haute température et très haute température, par exemple à 1100°C. Fraction volumique de PTC de type σ Le logiciel Thermo-Calc (base de donnée TCNI9.1) basé sur la méthode CALPHAD a été utilisé pour calculer la fraction volumique (en pourcentage volumique) de phase σ à l’équilibre dans les superalliages Ex 1 à Ex 4 et CEx 1 à CEx 7 à 750°C (voir tableau 3). Les fractions volumiques calculées de phase σ sont relativement faibles, ce qui traduit une faible sensibilité à la précipitation de PTC. T solvus γ’ (°C) TTH (°C) Fraction volumique de phase γ’ (% vol) Fraction volumique de PTC de type σ (% vol) 750°C 1100°C 750°C Ex 1 1201 151 69,0 26,0 0 Ex 2 1245 90 79,0 42,0 0 Ex 3 1264 69 82,0 45,0 2,8 Ex 4 1260 57 79,0 48,0 3,0 CEx 1 1263 54 70,1 43,6 5,9 CEx 2 1264 53 80,8 50,7 3,3 CEx 3 1201 101 68,7 37,7 4,0 CEx 4 1246 19 69,2 47,7 3,3 CEx 5 1287 20 70,1 47,1 2,9 CEx 6 1304 22 14,0 53,0 2,2 CEx 7 1271 51 62,9 45,8 2,2 A densité similaire (~ 8 g/cm 3 ), les alliages Ex 2 et Ex 4 ont des températures de solvus nettement supérieures à la température de solvus de CEx 3 (+44°C et +59°C respectivement) et des fractions de précipités de phase γ’ supérieures à ce même alliage à 750 °C et 1100 °C (Tableau 2). Par rapport à CEx 4, Ex 2 et Ex 4 ont des solvus respectivement similaires. A 750 °C, les fractions de précipités de phase γ’ des alliages Ex 2 et Ex 4 sont supérieures à celles du CEx 4 (+10 %). A 1100 °C, Ex 2 à une fraction de précipités de phase γ’ légèrement inférieure au CEx 4 (-6 %) tandis que Ex 4 à une fraction de précipités de phase γ’ similaire à CEx 4. De la même façon, Ex 3 a une température de solvus similaire à CEx 2 avec une fraction de précipités de phase γ’ à 750 °C similaire et légèrement inférieure à 1100 °C. Néanmoins, Ex 3 a une densité inférieure de 0,1 g/cm 3 par rapport à CEx 2. Étant donné que la gamme de variation de la masse volumique des superalliages base nickel se situe généralement entre 8 et 9 g/cm 3 , cette différence de 10 % est significative. Les alliages Ex 2 et Ex 4 ont des fractions volumiques de TCP respectivement de 0 et 3 % à 750°C, ce qui est similaire ou inférieur aux fractions de TCP des alliages de référence CEx 1 (5,9 %), CEx 3 (4 %) et CEx 4 (3,3 %). Ex 3 a une teneur en TCP à 750 °C légèrement inférieure à celle de CEx 2. D’après ces prédictions, à densité équivalente, les alliages Ex 2 et Ex 4 ont une composition chimique et une microstructure qui permet d’envisager une tenue mécanique supérieure à celle des alliages de référence CEx 3 et CEx 4. De plus, Ex 3 devrait avoir une tenue mécanique similaire à CEx 2 avec une densité inférieure. Les alliages de l’invention ont été conçus de façon a maintenir une tenue à la corrosion (~900°C) et l’oxydation (~1100°C) élevée à haute température. Le flux qui circule à travers les turbines des turboréacteurs est chargé de produits qui sont en général une résultante de la réaction de combustion du carburant, mais qui intègrent aussi de l’eau, des sables, et des sels contenus dans l’air entrant ingéré par la turbomachine. Le carburant contient également des impuretés et des produits sulfurés (toujours existants quelle que soit la propreté du fuel). Ainsi, d’une part les alliages s’oxydent dans les conditions de fonctionnement imposées par les moteurs (température, pression) par les réactions avec les différents gaz contenus (O 2 (g), CO x , NO x , H 2 O, etc.) dans l’environnement moteur. D’autre part, ils peuvent subir des phénomènes de corrosion accélérée (dite corrosion chaude) par réaction avec des sulfates alcalins M 2 SO 4 (M = Na, K, Ca) liquides aux alentours de 900°C qui peuvent être présents dans les dépôts qui se forment à la surface des pièces. Pour une meilleure tenue à ces deux phénomènes, oxydation et corrosion, on cherche à former des oxydes protecteurs de type alumine (Al 2 O 3 ) pour l’oxydation et la chromine (Cr 2 O 3 ) pour la corrosion. Ainsi, les propriétés en corrosion et oxydation des alliages de l’invention ont été estimées à partir de la teneur en chrome et aluminium des alliages. Les alliages de l’invention ont des teneurs en chrome similaires à celles des alliages CEx 3 et CEx 4 et supérieure à celles des autres alliages de référence. Les teneurs en aluminium des alliages de l’invention sont supérieures ou égales à celles des alliages de référence. La tenue en oxydation et corrosion de ces alliages est supposée similaire ou supérieure à celle des alliages de référence CEx 3 et CEx 4 et supérieure à celle des autres alliages de référence. D’après les différents critères pris en compte, les alliages exemples de l'invention présentent ainsi un fort potentiel pour des applications haute température, notamment pour la fabrication d’aubes de turbines, alliant un compromis adéquat alliant faible densité, tenue mécanique élevée, faible sensibilité à la formation de défauts (PTC, ZRS, défauts de fonderie), tout en conservant une résistance à l’oxydation et à la corrosion élevée. Quoique le présent exposé ait été décrit en se référant à un exemple de réalisation spécifique, il est évident que des différentes modifications et changements peuvent être effectués sur ces exemples sans sortir de la portée générale de l'invention telle que définie par les revendications. En outre, des caractéristiques individuelles des différents modes de réalisation évoqués peuvent être combinées dans des modes de réalisation additionnels. Par conséquent, la description et les dessins doivent être considérés dans un sens illustratif plutôt que restrictif. Superalliage à base de nickel comprenant, en pourcentages massiques, 5,5 à 7,5 % d’aluminium, 1,0 à 4,0 % de tantale, 0,50 à 3,0 % de titane, 3,0 à 7,0 % de cobalt, 8,0 à 12,0 % de chrome, 0 à 2,5 % de molybdène, 0 à 3,0 % de tungstène, 0,50 à 2,8 % de rhénium, 0,05 à 0,25 % de hafnium, 0 à 0,15 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables. Superalliage selon la revendication 1, comprenant, en pourcentages massiques, 5,5 à 6,5 % d’aluminium, 1,0 à 3,0 % de tantale, 0,50 à 1,5 % de titane, 3,0 à 7,0 % de cobalt, 10,0 à 12,0 % de chrome, 0,5 à 1,5 % de tungstène, 0,50 à 1,5 % de rhénium, 0,05 à 0,25 % de hafnium, 0 à 0,15 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables. Superalliage selon la revendication 1, comprenant, en pourcentages massiques, 6,5 à 7,5 % d’aluminium, 1,0 à 3,0 % de tantale, 0,50 à 1,5 % de titane, 3,0 à 7,0 % de cobalt, 10,0 à 12,0 % de chrome, 0,5 à 1,5 % de tungstène, 0,50 à 1,5 % de rhénium, 0,05 à 0,25 % de hafnium, 0 à 0,15 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables. Superalliage selon la revendication 1, comprenant, en pourcentages massiques, 6,0 à 7,0 % d’aluminium, 1,0 à 4,0 % de tantale, 0,50 à 2,5 % de titane, 3,0 à 7,0 % de cobalt, 8,0 à 10,0 % de chrome, 1,5 à 2,5 de molybdène, 0 à 2,5 % de tungstène, 1,5 à 2,5 % de rhénium, 0,05 à 0,25 % de hafnium, 0 à 0,15 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables. Superalliage selon la revendication 1, comprenant, en pourcentages massiques, 6,0 % d’aluminium, 2,0 % de tantale, 1,0 % de titane, 5,0 % de cobalt, 11,0 % de chrome, 1,0 % de tungstène, 1,0 % de rhénium, 0,10 % de hafnium, 0,10 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables. Superalliage selon la revendication 1, comprenant, en pourcentages massiques, 7,0 % d’aluminium, 2,0 % de tantale, 1,0 % de titane, 5,0 % de cobalt, 11,0 % de chrome, 1,0 % de tungstène, 1,0 % de rhénium, 0,10 % de hafnium, 0,10 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables. Superalliage selon la revendication 1, comprenant, en pourcentages massiques, 6,5 % d’aluminium, 3,0 % de tantale, 1,0 % de titane, 5,0 % de cobalt, 9,0 % de chrome, 1,5 % de molybdène, 2,0 % de tungstène, 2,0 % de rhénium, 0,10 % de hafnium, 0,10 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables. Superalliage selon la revendication 1, comprenant, en pourcentages massiques, 6,5 % d’aluminium, 2,0 % de tantale, 2,0 % de titane, 5,0 % de cobalt, 9,0 % de chrome, 2,0 % de molybdène, 2,0 % de rhénium, 0,10 % de hafnium, 0,10 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables. Aube (20A, 20B) monocristalline pour turbomachine comprenant un superalliage selon l’une quelconque des revendications 1 à 8. Aube (20A, 20B) selon la revendication 9, comprenant un revêtement de protection comportant une sous-couche métallique déposée sur le superalliage et une barrière thermique céramique déposée sur la sous-couche métallique. Aube (20A, 20B) selon la revendication 9 ou 10, présentant une structure orientée selon une direction cristallographique . Turbomachine comprenant une aube (20A, 20B) selon l’une quelconque des revendications 9 à 11.