Brevet FR3160706A1 — publié le 20251003

Superalliage base nickel spécifique, lingots et pièces réalisé s en ce superalliage La présente invention concerne un superalliage base nickel de composition suivante, les teneurs des divers éléments étant exprimées en pourcentages massiques : - 1,3% ≤ Al ≤ 2,8% ; - traces ≤ Co ≤ 11% ; - 14% ≤ Cr ≤ 17% ; - traces ≤ Fe ≤ 12% ; - 2,0% ≤ Mo ≤ 5,0 % ; - 0,5% ≤ Nb + Ta ≤ 2,5% ; - 2,5% ≤ Ti ≤ 4,5% ; - 1,0% ≤ W ≤ 4,0% ; - 0,0030% ≤ B ≤ 0,030% ; - traces ≤ C ≤ 0,018% ; - 0,01% ≤ Zr ≤ 0,06% ; - traces ≤ N ≤ 0,0047%, et - 0 ≤ P ≤ 0,03%, le reste étant constitué de nickel et d’impuretés résultant de l’élaboration, et telle que la composition satisfait aux équations suivantes, dans lesquelles les teneurs sont exprimées en pourcentages atomiques : 8,0 at% ≤ Al at% + Ti at% + Nb at% + Ta at% ≤ 11,0 at% 0,7 ≤ (Ti at%+ Nb at% + Ta at%) / Al% at% ≤ 1,3. Figure pour l'abrégé : Aucune Superalliage base nickel spécifique, lingots et pièces réalisés en ce superalliage La présente invention concerne le domaine des superalliages à base nickel, destinés notamment à la fabrication de pièces pour turbines terrestres ou aéronautiques, par exemple des disques de turbines. L’amélioration des performances des turbines passe notamment par le développement d’alliages capables de supporter des températures de fonctionnement de l’ordre de 700°C. Des superalliages permettant de garantir de hautes propriétés mécaniques à ces températures (résistance à la traction, résistance au fluage et à l’oxydation, tenue à la propagation de fissures) tout en préservant une bonne stabilité microstructurale ont donc été développés. Il s’agit en particulier des superalliages gamma/ gamma’. Certains de ces superalliages sont généralement très chargés en éléments favorisant la présence de la phase gamma’ Ni 3 (Al,Ti), et ne peuvent donc pas être mis en œuvre par la voie conventionnelle (voie lingot) de manière satisfaisante, où la coulée d’un lingot à partir de métal liquide est suivie par une série de traitements de mise en forme et de traitements thermiques. Ces alliages ne peuvent être obtenus que par métallurgie des poudres, avec l’inconvénient majeur d’un coût d’obtention très élevé. On distingue notamment le superalliage base nickel connu sous la dénomination UDIMET 720, tel que décrit notamment dans les documents US-A-3 667 938 et US-A-4 083 734. Ce superalliage conserve de bonnes propriétés mécaniques à hautes températures, notamment parce qu’il comprend entre 13% et 19% en masse de cobalt. Cependant, cet alliage, connu par l'homme du métier, pour être à la limite de faisabilité de la voie conventionnelle, présente un risque important de formation de freckles, ce qui limite la taille des lingots obtenables à partir de cet alliage. C’est dans ce contexte que la Demanderesse a développé un alliage ayant un faible coût d’obtention, c'est-à-dire avec un coût en éléments d’alliage moins important que celui d’alliages du type de l’UDIMET 720, et dont l’aptitude au forgeage est accrue par rapport à des alliages du type de l’UDIMET 720, tout en présentant à hautes températures (700°C) des propriétés mécaniques élevées. Le document WO 2011/20976 décrit une composition de superalliage base nickel comprenant (les teneurs des divers éléments étant exprimées en pourcentages pondéraux) : - 1,3 % ≤ Al ≤ 2,8 % ; - traces ≤ Co ≤ 11 % ; - 14 % ≤ Cr ≤ 17 % ; - traces ≤ Fe ≤ 12 % ; - 2 % ≤ Mo ≤ 5 % ; - 0,5 % ≤ Nb + Ta ≤ 2,5 % ; - 2,5 % ≤ Ti ≤ 4,5 % ; - 1 % ≤ W ≤ 4 % ; - 0,0030 % ≤ B ≤ 0,030 % ; - traces ≤ C ≤ 0,1 % ; - 0,01 % ≤ Zr ≤ 0,06 % ; le reste étant constitué de nickel et d’impuretés résultant de l’élaboration, la composition satisfaisant aux équations suivantes, dans lesquelles les teneurs sont exprimées en pourcentages atomiques : 8 at% ≤ Al at% + Ti at% + Nb at% + Ta at% ≤ 11 at% 0,7 ≤ (Ti at%+ Nb at% + Ta at%) / Al% at% ≤ 1,3. Bien que présentant à la fois de bonnes propriétés mécaniques, une facilité de forgeage et un coût matière de l’alliage aussi modéré que possible, cet alliage n’est pas toujours adapté pour la préparation de lingots présentant un diamètre élevé (typiquement présentant un diamètre supérieur à 450 mm, de préférence supérieur à 480 mm). En effet, quand le diamètre du lingot augmente, le temps de solidification augmente, ainsi que le nombre et/ou la taille des défauts, en particulier les alignements de particules endogènes (précipités et inclusions non métalliques) de type « stringers » augmentent également, jusqu’à devenir rédhibitoire car trop délétère pour les performances mécaniques du superalliage, notamment la résistance à la fatigue. De plus, l’augmentation du diamètre des lingots augmente également le risque de former des freckles, dont la présence est également rédhibitoire pour les performances mécaniques, en particulier la résistance à la fatigue. « Stringers » est un anglicisme couramment utilisé par l’homme de métier pour désigner des « alignements de carbonitrures », et « freckles » est un anglicisme couramment utilisé par l’homme de métier pour désigner des « veines ségrégées » ou des « canaux ségrégés ». Il existe donc un besoin pour de nouveaux superalliages base nickel pouvant être obtenus sous la forme de lingots de diamètre élevé, typiquement des lingots dont le diamètre est supérieur à 450 mm, de préférence supérieur ou égal à 480 mm. Il existe en particulier un besoin pour de nouveaux superalliages base nickel pouvant être obtenus sous la forme de lingots de diamètre élevé présentant peu voire pas de défauts, notamment peu ou pas de stringers, et pas de freckles. Il existe en particulier un besoin pour de nouveaux superalliages base nickel pouvant être obtenus sous la forme de lingots de diamètre élevé présentant à la fois de bonnes propriétés mécaniques, par exemple une résistance à la fatigue élevée, en particulier à hautes températures (typiquement autour de 700 °C), une facilité de forgeage et un coût aussi modéré que possible. A cet effet, l’invention a pour objet un superalliage base nickel de composition suivante, les teneurs des divers éléments étant exprimées en pourcentages massiques : - 1,3 % ≤ Al ≤ 2,8 % ; - traces ≤ Co ≤ 11 % ; - 14 % ≤ Cr ≤ 17 % ; - traces ≤ Fe ≤ 12 % ; - 2,0 % ≤ Mo ≤ 5,0 % ; - 0,5 % ≤ Nb + Ta ≤ 2,5 % ; - 2,5 % ≤ Ti ≤ 4,5 % ; - 1,0 % ≤ W ≤ 4,0 % ; - 0,0030 % ≤ B ≤ 0,030 % ; - traces ≤ C ≤ 0,018 % ; - 0,01 % ≤ Zr ≤ 0,06 % ; - traces ≤ N ≤ 0,0047 %, et - 0 ≤ P ≤ 0,03%, le reste étant constitué de nickel et d’impuretés résultant de l’élaboration, et telle que la composition satisfait aux équations suivantes dans lesquelles les teneurs sont exprimées en pourcentages atomiques : 8,0 at% ≤ Al at% + Ti at% + Nb at% + Ta at% ≤ 11,0 at% 0,7 ≤ (Ti% at%+ Nb% at% + Ta%at) / Al% at% ≤ 1,3. De préférence, la différence Δρ entre la densité de la phase liquide au point du processus de solidification du superalliage auquel il est sous la forme d’un mélange de 50% en masse de phase liquide et 50% en masse de phase solide, et la densité de la phase liquide du superalliage au liquidus, est supérieure ou égale à -47 kg/m 3 , de préférence supérieure ou égale à -42 kg/m 3 , de préférence comprise entre -47 kg/m 3 et 0 kg/m 3 , de préférence comprise entre -47 kg/m 3 et -5 kg/m 3 . De préférence, le superalliage base nickel présente une fraction massique en carbures et carbonitrures au solidus inférieure ou égale à 0,08%, de préférence comprise entre 0,0001% et 0,08%. Les carbures sont en particulier les carbures de titane et de niobium, et les carbonitrures sont en particulier le carbonitrure de titane. Une telle faible fraction massique en carbures et carbonitrures au solidus permet de limiter le nombre de carbures et de carbonitrures de taille supérieure à 10 µm. De préférence, le superalliage base nickel comprend de 0,0001% à 0,0047% de N, de préférence de 0,0001% à 0,0040% de N, de préférence de 0,0001% à 0,0035% de N, de préférence de 0,0001% à 0,0030% de N, de préférence de 0,0001% à 0,0025% de N. De préférence, le superalliage base nickel comprend de 0,0001% à 0,018% de C, de préférence de 0,001% à 0,015%, de préférence de 0,002% à 0,015%, de préférence de 0,005% à 0,015%. De préférence, le superalliage base nickel comprend de 1,0% à 3,8% de W, de préférence de 1,0% à 3,3%, de préférence de 1,0% à 3,0%, de préférence de 1,5% à 3,0%. De préférence, le superalliage base nickel comprend de 2,5% à 4,2% de Ti, de préférence de 2,5% à 4,0%, de préférence de 2,7% à 3,8%, de préférence de 2,8 % à 3,8%, de préférence de 3,0% à 3,8%. De préférence, le superalliage base nickel comprend de 0,6% à 2,5% de Nb + Ta, de préférence de 0,7% à 2,5%, de préférence de 0,8% à 2,0%, de préférence de 0,8% à 1,8%, de préférence de 0,8% à 1,6%. De préférence, le superalliage base nickel comprend de 2,2% à 5,0% de Mo, de préférence de 2,5% à 5,0%, de préférence de 2,7% à 4,5%, de préférence de 2,7% à 4,1%, de préférence de 2,7% à 4,0%. De préférence, le superalliage base nickel comprend de 1,5% à 2,8% de Al, de préférence de 1,8% à 2,8%, de préférence de 2,0% à 2,8%. De préférence, la composition du superalliage base nickel satisfait à l’équation suivante, dans laquelle les teneurs sont exprimées en pourcentages atomiques : 8,5 at% ≤ Al at% + Ti at% + Nb at% + Ta at% ≤ 10,8 at%, de préférence 8,8 at% ≤ Al at% + Ti at% + Nb at% + Ta at% ≤ 10,5 at%, de préférence 9,2 at% ≤ Al at% + Ti at% + Nb at% + Ta at% ≤ 10,1 at%. En effet, les inventeurs ont découvert de manière surprenante que la diminution de la teneur en carbone et en azote (en-dessous d’un certain seuil) permet d’augmenter le diamètre des lingots sans effet délétère sur les propriétés mécaniques du superalliage, en particulier sur sa résistance à la fatigue. Sans vouloir être lié par une quelconque théorie, les inventeurs estiment que cette réduction conjointe de la teneur en carbone et en azote permet d’une part de diminuer la taille et le nombre de carbonitrures, et donc de réduire drastiquement la taille et le nombre de stringers (les stringers de grandes tailles étant particulièrement nocifs), et d’autre part de réduire voire supprimer le risque de freckles. En effet, pendant la solidification du lingot, les éléments chimiques de la composition se partagent entre la phase solide qui progresse et la phase liquide qui régresse. Au cours de la solidification, la phase liquide présente donc une composition variable en fonction de sa position dans la zone pâteuse (zone mixte composée de liquide et de solide), qui entraîne des différences locales de la masse volumique du liquide constituant une force motrice et à l’origine d’initiation de mouvements de liquide dans la zone pâteuse du superalliage en train de solidifier, et l’apparition de canaux d’écoulement privilégiés au sein de la structure dendritique perméable formant la zone pâteuse. Après solidification complète, il en résulte des veines ségrégées, appelées « freckles » et formées par l’écoulement localisé du liquide ségrégé dans la zone pâteuse constituant des hétérogénéités chimiques et donc microstructurales marquées et extrêmement néfastes pour les propriétés d’usage ciblées. Selon les inventeurs, cet effet est exacerbé par la présence de teneurs élevées en certains éléments, en particulier le carbone, et au contraire, est donc réduit en diminuant la teneur en ces éléments. De manière optimisée, des compositions préférées de l’invention présentent une différence Δρ entre la densité de la phase liquide au point du processus de solidification du superalliage auquel il est sous la forme un mélange de 50% en masse de phase liquide et 50% en masse de phase solide, et la densité de la phase liquide du superalliage au liquidus, supérieure ou égale à -47 kg/m 3 . Les inventeurs ont en effet découvert qu’il s’agit d’un paramètre clé permettant de déterminer les compositions les plus optimales pour obtenir des lingots de diamètre élevé, car plus le Δρ se rapproche de 0, plus le risque de former des freckles diminue, voire disparait. Les inventeurs ont aussi découvert que l’obtention de lingots de diamètre élevé est notamment liée à la teneur en certains éléments de la composition. Les inventeurs estiment que ces éléments ont une tendance plus prononcée que d’autres à influer sur la valeur du Δρ. Ceci est principalement lié à deux paramètres caractérisant les éléments d’alliages : leur coefficient de partage entre le liquide et le solide k, et leur coefficient de dilatation volumique solutal. Un coefficient de partage k éloigné de 1 appauvrit ou enrichit fortement le liquide pendant la solidification de l’alliage et va donc fortement influer sur le Δρ. Deux cas s’avèrent particulièrement défavorables car conduisant à une augmentation en valeur absolue du Δρ : si k 1, et que la différence de masse volumique entre l'élément d'alliage pur à l'état liquide et celle de l'alliage à la température de liquidus est élevée et positive (cas de W, ou Co dans une moindre mesure). Il existe donc en théorie quatre types d’éléments d’alliage influant sur la valeur du Δρ : - des éléments qui enrichissent le liquide et sont moins denses que le liquide donc allègent le liquide (exemples : Al, Ti et C), - des éléments qui enrichissent le liquide et sont plus denses que le liquide donc alourdissent le liquide (exemples : Nb, Ta, et Mo dans une moindre mesure), - des éléments qui appauvrissent le liquide et sont moins denses que le liquide donc alourdissent le liquide, et - des éléments qui appauvrissent le liquide et sont plus denses que le liquide donc allègent le liquide (exemples : W et Co). La valeur du Δρ peut être calculée selon la méthode suivante : Au cours de la solidification du superalliage, il est possible d’estimer la masse volumique du liquide interdendritique à une fraction liquide donnée ( ) en fonction de la température et de la composition du liquide en appliquant l’approximation de Boussinesq : avec et , les masses volumiques, respectivement du liquide interdendritique à la fraction liquide gl et du liquide à l’état de référence, et , les coefficients de dilatation, respectivement thermique et solutaux, du liquide et , les températures, respectivement du liquide interdendritique à la fraction liquide gl et du liquide à l’état de référence, et , les fractions massiques du soluté i, respectivement dans le liquide interdendritique à la fraction liquide gl et dans le liquide à l’état de référence. Dans la suite, l’état de référence sera défini comme étant le liquide à la température de liquidus ( ), à la composition nominale (fraction massique ou volumique du soluté i) et de masse volumique . L’approximation de Boussinesq s’écrit alors : Cette formule développée et simplifiée devient : Ainsi, la masse volumique du liquide à une fraction liquide donnée, , peut être évaluée en ajoutant à la masse volumique de l’état de référence , les contributions dites thermique – effet de la variation de température en fonction de la fraction liquide – et solutales – effet de la variation de teneur de chaque soluté i en fonction de la fraction liquide. La formule proposée pour évaluer la propension de l’alliage à l’initiation de défauts de type freckles est le calcul de la différence entre la masse volumique du liquide interdendritique à une fraction liquide gl donnée et la masse volumique du liquide à la température de liquidus ( , ) : La formule a été appliquée à différentes compositions de superalliages. Pour chaque alliage, un calcul Thermo-Calc détermine l’évolution de la fraction de liquide ( ) et de la composition de la phase liquide (fraction massique ou volumique de l’élément i) en fonction de la température ( ) au cours de la solidification. Contribution thermique : La contribution thermique se calcule de la manière suivante : avec obtenu par régression linéaire des prédictions Thermo-Calc décrivant l’évolution de densité du liquide pour des températures supérieures au liquidus. Contribution solutale : En considérant un mélange idéal, peut s’écrire sous la forme : avec et , la fraction volumique de l’élément i, respectivement à la fraction liquide gl et au liquidus, et , la masse volumique du liquide pur de chaque élément prise au point de fusion de ce dernier. Dans toute cette demande, sauf si spécification différente, les teneurs sont exprimées en pourcentage massique par rapport à la masse totale du superalliage. Les expressions « de … à … » et « entre … et … » incluent les bornes. De préférence, la composition du superalliage base nickel satisfait à l’équation suivante, dans laquelle les teneurs sont exprimées en pourcentages atomiques : 1,0 ≤ (Ti% at%+ Nb%at% + Ta%at) / Al% at% ≤ 1,3. De préférence, le superalliage base nickel comprend de 3% à 12% de Fe. De préférence, le superalliage base nickel comprend, exprimée en pourcentages massiques : - 1,3% ≤ Al ≤ 2,8 % ; - 7% ≤ Co ≤ 11 % ; - 14% ≤ Cr ≤ 17 % ; - 3% ≤ Fe ≤ 9 % ; - 2,0% ≤ Mo ≤ 5,0 % ; - 0,5% ≤ Nb + Ta ≤ 2,5 % ; - 2,5% ≤ Ti ≤ 4,5 % ; - 1,0% ≤ W ≤ 4,0% ; - 0,0030% ≤ B ≤ 0,030% ; - traces ≤ C ≤ 0,018% ; - 0,01% ≤ Zr ≤ 0,06 % ; - traces ≤ N ≤ 0,0047 %, et - 0 ≤ P ≤ 0,03%, préférentiellement 0,005% ≤ P ≤ 0,02%, et sa composition satisfait aux équations suivantes, dans lesquelles les teneurs sont exprimées en pourcentages atomiques : 8,0 at% ≤ Al at% + Ti at%+ Nb at% + Ta at% ≤ 11,0 at% 0,7 ≤ (Ti at% + Nb at% + Ta at%) / Al at% ≤ 1,3 le reste étant constitué de nickel et d’impuretés résultant de l’élaboration. De préférence, pour ce superalliage, 1,0 ≤ (Ti at% + Nb at% + Ta at%) / Al at% ≤ 1,3. Plus préférentiellement, le superalliage base nickel comprend, exprimée en pourcentages massiques : - 1,8% ≤ Al ≤ 2,8% ; - 7% ≤ Co ≤ 10,5% ; - 14% ≤ Cr ≤ 17% ; - 3,6% ≤ Fe ≤ 7% ; - 2,0% ≤ Mo ≤ 4,0% ; - 0,5% ≤ Nb + Ta ≤ 2,0 % ; - 2,8% ≤ Ti ≤ 4,2 % ; - 1,5% ≤ W ≤ 3,5% ; - 0,0030% ≤ B ≤ 0,030% ; - traces ≤ C ≤ 0,018% ; - 0,01% ≤ Zr ≤ 0,06% ; - traces ≤ N ≤ 0,0047 %, et - 0 ≤ P ≤ 0,03%, préférentiellement 0,005% ≤ P ≤ 0,02%, et sa composition satisfait aux équations suivantes, dans lesquelles les teneurs sont exprimées en pourcentages atomiques : 8,0 at% ≤ Al at% + Ti at%+ Nb at% + Ta at% ≤ 11,0 at% 0,7 ≤ (Ti at% + Nb at% + Ta at%) / Al at% ≤ 1,3 le reste étant constitué de nickel et d’impuretés résultant de l’élaboration. Dans certains cas, pour ce superalliage, 0,7 ≤ (Ti at% + Nb at% + Ta at%) / Al at% ≤ 1,15 Dans certains cas, pour ce superalliage, 1,0 ≤ (Ti at% + Nb at% + Ta at%) / Al at% ≤ 1,3. De préférence, le superalliage base nickel selon l’un quelconque des modes de réalisation ci-dessus comprend une fraction de phase gamma’ comprise entre 30% et 45% de préférence entre 32% et 42 %, et le solvus de la phase gamma’ du superalliage est inférieur à 1145°C. De préférence, le superalliage base nickel selon l’un quelconque des modes de réalisation ci-dessus présente une teneur en Cr (exprimée en pourcentage atomique) dans la matrice gamma à 700°C, supérieure à 24 at%. De préférence, le superalliage base nickel selon l’un quelconque des modes de réalisation ci-dessus présente une teneur en Mo + W (exprimée en pourcentage atomique) ≥ 2,8 at% dans la matrice gamma. De préférence, le superalliage base nickel selon l’un quelconque des modes de réalisation ci-dessus présente : - de 0,0001% à 0,0047% de N, de 0,0001% à 0,0040% de N, de préférence de 0,0001% à 0,0035%, de préférence de 0,0001% à 0,0030%, de préférence de 0,0001% à 0,0025% ; et/ou - de 0,0001% à 0,018% de C, de préférence de 0,001% à 0,015% de C, de préférence de 0,002% à 0,015%, de préférence de 0,005% à 0,015% ; et/ou - de 1,0% à 3,8% de W, de préférence de 1,0% à 3,3%, de préférence de 1,0% à 3,0%, de préférence de 1,5% à 3,0% ; et/ou - de 2,5% à 4,2% de Ti, de préférence de 2,5% à 4,0%, de préférence de 2,7% à 3,8%, de préférence de 2,8 % à 3,8%, de préférence de 3,0% à 3,8% ; et/ou - de 0,6% à 2,5% de Nb + Ta, de préférence de 0,7% à 2,5%, de préférence de 0,8% à 2,0%, de préférence de 0,8% à 1,8%, de préférence de 0,8% à 1,6% ; et/ou - de 2,2% à 5,0% de Mo, de préférence de 2,5% à 5,0%, de préférence de 2,7% à 4,5%, de préférence de 2,7% à 4,1%, de préférence de 2,7% à 4,0% ; et/ou - éventuellement du P, en une teneur allant de 0% à 0,03%, de préférence de 0,005% à 0,02%, et/ou - une composition satisfaisant aux équations suivantes, dans lesquelles les teneurs sont exprimées en pourcentages atomiques : 8,5 at% ≤ Al at% + Ti at% + Nb at% + Ta at% ≤ 10,8 at%, de préférence 8,8 at% ≤ Al at% + Ti at% + Nb at% + Ta at% ≤ 10,5 at%, de préférence 9,2 at% ≤ Al at% + Ti at% + Nb at% + Ta at% ≤ 10,1 at%. La présente invention concerne également un lingot en superalliage base nickel selon l’invention. De préférence, le lingot est sous la forme d’un cylindre, présentant généralement une hauteur allant de 2 à 6 fois son diamètre. De préférence, le lingot présente un diamètre supérieur ou égal à 450 mm, de préférence supérieur ou égal à 480 mm, de préférence supérieur ou égal à 490 mm, de préférence supérieur ou égal à 570 mm, de préférence compris entre 450 mm et 800 mm. En effet, la dimension limitante pour le refroidissement du lingot et donc les défauts est son diamètre, tandis que sa hauteur permet d'ajuster le poids du lingot. La présente invention concerne en outre une pièce en superalliage de nickel, caractérisée en ce que sa composition est selon l’invention. De préférence, la pièce est un composant de turbine à gaz aéronautique ou terrestre. Outre l’intérêt principal de pouvoir produire des lingots de diamètre élevé, le superalliage selon l’invention a de bonnes aptitudes au forgeage, grâce aux teneurs limitées en éléments générant de la phase gamma’, et notamment en Nb, pour éviter également des problèmes de ségrégation lors de l’élaboration. Un alliage selon l’invention est par exemple forgeable dans le domaine du supersolvus de l’alliage ce qui permet d’assurer une meilleure homogénéité du métal et de réduire significativement les coûts liés au procédé de forgeage. De plus, le superalliage selon l’invention permet de réduire les coûts relatifs aux procédés d’élaboration et aux procédés de traitement thermomécaniques (forgeage et matriçage) d’une pièce réalisée dans ce superalliage. Par exemple, l’abaissement de la teneur en Co à une valeur inférieure ou égale à 11% permet de diminuer considérablement le coût de l’alliage, le Co étant, parmi les éléments significativement présents dans la composition du superalliage, le plus onéreux. Pour maintenir de bonnes propriétés mécaniques en fluage et en traction, l’abaissement de la teneur en Co est, d’une part, compensée par un ajustement des teneurs en Ti, Nb, et Al formant la phase durcissante gamma’ et, d’autre part, compensée par un ajustement des teneurs en W et Mo qui viennent durcir la matrice gamma de l’alliage. Les inventeurs ont pu constater qu’une part du Co peut être substitué par du Fe, ce qui abaisse significativement le coût du superalliage. Les inventeurs ont pu constater qu’une teneur optimale de Co était comprise entre 7% et 11%, mieux 7% à 10%, pour atteindre un accroissement significatif des propriétés mécaniques telle que la résistance au fluage tout en maintenant un faible coût en matières premières, de préférence par l’ajout de 3% à 9% de Fe, mieux de 3,6% à 7%, dans la composition. Au-delà de 11% de Co les inventeurs ont pu constater que les performances de l’alliage n’étaient pas significativement améliorées. Le ratio de la somme des teneurs atomiques en Ti, Nb et Ta et de la teneur atomique en Al requis pour la composition de superalliage de l’invention permet d’assurer un durcissement par solution solide de la phase gamma’ tout en évitant le risque d’apparition d’une phase aiguillée dans l’alliage qui pourrait altérer sa ductilité. Une fraction minimale de phase gamma’ (de préférence 30%, mieux 32%) est souhaitée pour obtenir une très bonne tenue en fluage et en traction à 700°C. La fraction et le solvus de la phase gamma’ doivent être cependant, de préférence, respectivement inférieurs à 45% (mieux 42%) et à 1145°C pour que l’alliage conserve une bonne forgeabilité, et aussi pour que l’alliage puisse être en partie forgé dans le domaine supersolvus, c’est-à-dire à une température comprise entre le solvus gamma’ et la température de début de fusion. Les proportions des phases présentes dans l’alliage, telles que les fractions volumiques de phases gamma’ et les concentrations molaires des phases TCP (dont la définition sera donnée plus loin), ont été déterminées, par les inventeurs et en fonction de la composition, en ayant recours à des diagrammes de phases obtenus par des calculs thermodynamiques (au moyen du logiciel THERMOCALC couramment utilisé par les métallurgistes). Les conditions précitées sur la teneur en Mo + W dans la matrice gamma sont justifiées pour éviter la précipitation de composés intermétalliques fragiles de type sigma ou mu. Les phases sigma et mu lorsqu’elles se développent en quantité excessive, entraînent une réduction importante de la ductilité et de la résistance mécanique des alliages. Il a également été observé que des teneurs excessives en Mo et W altèrent fortement la forgeabilité de l’alliage et réduisent considérablement le domaine de forgeabilité, c’est-à-dire le domaine de température où l’alliage tolère des déformations importantes pour la mise en forme à chaud. Ces éléments ont en outre des masses atomiques élevées, et leur présence se traduit par une augmentation notable de la masse volumique de l’alliage qui pour les applications aéronautiques est un critère prépondérant. La composition du superalliage selon l’invention permet de maintenir une valeur de TCP (« Topologically close-packed » = phases topologiquement compactes telles que les phases mu + sigma dont la teneur est exprimée en pourcentage molaire de phase) inférieure à 6% à 700°C dans l’alliage. Cette valeur permet de confirmer que le superalliage selon l’invention possède une très bonne stabilité microstructurale aux hautes températures. En résumé, les équations respectées obligatoirement ou optimalement par la composition du superalliage selon l’invention sont : (1) (optimalement) Cr ≥ 24 at% dans la matrice gamma à 700°C pour optimiser la résistance à l’oxydation (optimisation résultant de calculs thermodynamiques). (2) (obligatoirement) 0,7 ≤ (Ti at% + Nb at% + Ta at%) / Al at% ≤ 1,3 pour assurer un durcissement de la phase γ’ et limiter le risque d’apparition d’une phase aiguillée, et optimalement 1 ≤ (%Ti + %Nb + %Ta) / %Al ≤ 1,3 pour un meilleur durcissement, et optimalement 0,7 ≤ (Ti at% + Nb at% + Ta at%) / Al at% ≤ 1,15 pour éviter le risque d’apparition d’une phase aiguillée. (3) (obligatoirement) 8,0 at% ≤ Al at% + Ti at% + Nb at% + Ta at% ≤ 11,0 at% pour assurer une fraction adéquate de phase gamma’, et optimalement 8,5 at% ≤ Al at% + Ti at% + Nb at% + Ta at% ≤ 10,8 at%, de préférence 8,8 at% ≤ Al at% + Ti at% + Nb at% + Ta at% ≤ 10,5 at%, de préférence 9,2 at% ≤ Al at% + Ti at% + Nb at% + Ta at% ≤ 10,1 at% pour en outre renforcer la possibilité de former des lingots de grandes dimensions, en particulier de diamètre élevé. (4) (optimalement) 30% (5) (optimalement) % molaire de phases TCP ≤ 6% à 700°C pour assurer une bonne stabilité microstructurale aux hautes températures (optimisation résultant de calculs thermodynamiques). (6) (optimalement) Mo at% + W at% dans la phase gamma à 700°C ≥ 2,8 at% pour assurer un bon durcissement de la matrice gamma (optimisation résultant de calculs thermodynamiques), mais sans dépasser des teneurs massiques en Mo de 5% et en W de 4% pour éviter la précipitation de composés intermétalliques fragiles de type sigma ou mu. (7) (optimalement) la teneur massique en Nb + Ta va de 0,6% à 2,5%, de préférence de 0,7% à 2,5%, de préférence de 0,8% à 2,0%, de préférence de 0,8% à 1,8%, de préférence de 0,8% à 1,6%, pour optimiser la possibilité de former des lingots de grandes dimensions, en particulier de diamètre élevé. (8) (optimalement) la teneur massique en Ti va de 2,5% à 4,2%, de préférence de 2,5% à 4,0%, de préférence de 2,7% à 3,8%, de préférence de 2,8 % à 3,8%, de préférence de 3,0% à 3,8%, pour optimiser la possibilité de former des lingots de grandes dimensions, en particulier de diamètre élevé. (9) (optimalement) la teneur massique en W va de 1,0% à 3,8%, de préférence de 1,0% à 3,3%, de préférence de 1,0% à 3,0%, de préférence de 1,5% à 3,0% pour optimiser la possibilité de former des lingots de grandes dimensions, en particulier de diamètre élevé. (10) (optimalement) la teneur massique en Mo va de 2,2% à 5,0%, de préférence de 2,5% à 5,0%, de préférence de 2,7% à 4,5%, de préférence de 2,7% à 4,1%, de préférence de 2,7% à 4,0%, pour optimiser la possibilité de former des lingots de grandes dimensions, en particulier de diamètre élevé. (11) (obligatoirement) la teneur massique en carbone allant de traces à 0,018% de C, et optimalement allant de 0,0001% à 0,018%, de préférence de 0,001% à 0,015%, de préférence de 0,002% à 0,015%, de préférence de 0,005% à 0,015%, et la teneur en azote allant obligatoirement de traces à 0,0047% de N, et optimalement de 0,0001% à 0,0047%, de préférence de 0,0001% à 0,0040%, de préférence de 0,0001% à 0,0035%, de préférence de 0,0001% à 0,0030%, de préférence de 0,0001% à 0,0025%, pour réduire voire supprimer la présence de défauts qui limitent le diamètre des lingots. (12) (optimalement) la différence Δρ entre la densité de la phase liquide au point du processus de solidification du superalliage auquel il est sous la forme d’un mélange de 50% en masse de phase liquide et 50% en masse de phase solide, et la densité de la phase liquide du superalliage au liquidus, est supérieure ou égal à -47 kg/m 3 , de préférence supérieure ou égale à -42 kg/m 3 , de préférence comprise entre -47 kg/m 3 et 0 kg/m 3 , de préférence comprise entre -47 kg/m 3 et -5 kg/m 3 , pour renforcer la possibilité de former des lingots de grandes dimensions, en particulier de diamètre élevé. Détail s des éléments et leur teneur de la composition du superalliage base nickel Cobalt La teneur en cobalt a été limitée à des teneurs inférieures ou égales à 11%, mieux inférieures à 10%, pour des raisons économiques, dans la mesure où cet élément est un des plus onéreux de ceux entrant dans la composition de l’alliage. Avantageusement, une teneur minimale de 7% est souhaitée afin de conserver une très bonne tenue en fluage. Fer La substitution du nickel ou du cobalt par le fer présente l’avantage de réduire significativement le coût de l’alliage. L’ajout de fer favorise cependant la précipitation de la phase sigma nocive pour la ductilité et la sensibilité à l’entaille. La teneur en fer de l’alliage doit donc être ajustée de manière à obtenir une réduction de coût significative tout en garantissant un alliage très stable à haute température. La teneur en Fe est, dans le cas général, comprise entre des traces et 12%, mais est de préférence comprise entre 3% et 12%, mieux entre 3% et 9%, mieux entre 3,6% et 7%. Aluminium, Titane, Niobium, Tantale Les teneurs pondérales de ces éléments sont : - de 1,3% à 2,8%, mieux de 1,8% à 2,8%, de préférence de 2,0% à 2,8% pour Al, - de 2,5% à 4,5%, de préférence de 2,5% à 4,2%, de préférence de 2,5% à 4,0%, de préférence de 2,7% à 3,8%, de préférence de 2,8 % à 3,8%, de préférence de 3,0% à 3,8% pour Ti, - de 0,5 à 2,5%, de préférence de 0,6% à 2,5%, de préférence de 0,7% à 2,5%, de préférence de 0,8% à 2,0%, de préférence de 0,8% à 1,8%, de préférence de 0,8% à 1,6% pour la somme Nb + Ta. Bien que la précipitation de la phase gamma’ dans les alliages à base de nickel relève essentiellement de la présence d’aluminium en concentration suffisante, les éléments Ti, Nb et Ta, peuvent favoriser l’apparition de cette phase s’ils sont présents dans l’alliage avec une concentration suffisante : les éléments aluminium, titane, niobium et tantale sont des éléments dits « gamma’-gènes ». Le domaine de stabilité de la phase gamma’ (dont le solvus gamma’ de l’alliage est représentatif) et la fraction de phase gamma’ sont donc fonction de la somme des concentrations atomiques at% en aluminium, titane, niobium et tantale. Ces éléments ont été ainsi ajustés de manière à obtenir, optimalement, une fraction de phase γ’ comprise entre 30% et 45%, mieux entre 32% et 42%, et un solvus de phase gamma’ inférieur à 1145°C. Une fraction adéquate de phase gamma’ dans les alliages de l’invention est obtenue avec une somme des teneurs en Al, Ti, Nb et Ta supérieure ou égale à 8,0 at% et inférieure ou égale à 11,0 at%. Une fraction minimale de phase gamma’ est souhaitée pour obtenir une très bonne tenue en fluage et en traction à 700°C. La fraction et le solvus de la phase gamma’ doivent être cependant, de préférence, inférieurs respectivement à 45% et à 1145°C pour que l’alliage conserve une bonne forgeabilité, et aussi puisse être en partie forgé dans le domaine supersolvus, c’est-à-dire à une température comprise entre le solvus gamma’ et la température de début de fusion. Une fraction de phase γ’ et une température de solvus excédant les limites supérieures précédemment citées rendraient plus difficile la mise en œuvre de l’alliage par la voie lingot conventionnelle, ce qui risquerait d’atténuer l’un des avantages de l’invention. Au sein de cette plage de 8,0 at% à 11,0 at%, la somme des teneurs en Al, Ti, Nb et Ta peut être encore optimisée entre 8,5 at% et 10,8 at%, de préférence entre 8,8 at% et 10,5 at%, de préférence entre 9,2 at% et 10,1 at%, afin d’optimiser le compromis entre bonnes propriétés mécaniques à 700°C et forgeabilité. Il en va également de la teneur massique en Nb + Ta, qui peut être de préférence de 0,6% à 2,5%, de préférence de 0,7% à 2,5%, de préférence de 0,8% à 2,0%, de préférence de 0,8% à 1,8%, de préférence de 0,8% à 1,6% pour optimiser le compromis entre bonnes propriétés mécaniques à 700°C et forgeabilité. Selon un aspect remarquablement avantageux de l’invention, les teneurs en aluminium, titane, niobium et tantale sont telles que le rapport entre la somme des pourcentages atomiques en titane, niobium et tantale, et le pourcentage atomique en aluminium, est supérieur ou égal à 0,7 et inférieur ou égal à 1,3. En effet, le durcissement en solution solide dans la phase gamma’ apporté par Ti, Nb et Ta est d’autant plus élevé que le rapport (Ti at% + Nb at%+ Ta at%) / Al at% est élevé. Un rapport supérieur ou égal à 1,0 sera préféré pour garantir un meilleur durcissement. Cependant, pour une même teneur en aluminium, des teneurs trop élevées en Ti, Nb ou Ta favorisent la précipitation de phases aiguillées de type eta (Ni 3 Ti) ou delta (Ni 3 (Nb,Ta)) qui ne sont pas souhaitées dans le cadre de l’invention : ces phases si elles sont présentes en quantités trop importantes, peuvent altérer la ductilité à chaud de l’alliage en précipitant sous forme d’aiguilles aux joints de grains. Le rapport (Ti at% + Nb at% + Ta at %) / Al at% ne doit donc, pas excéder 1,3, et de préférence 1,15 pour prévenir la précipitation de ces phases néfastes. La teneur en Nb + Ta est, d’autre part, inférieure ou égale à la teneur en titane pour que la densité de l’alliage reste acceptable (inférieure à 8,35), en particulier pour les applications aéronautiques. Il est également connu de l’homme du métier que des teneurs trop élevées en niobium sont néfastes à la résistance à la propagation de fissures à chaud (650-700°C). Les équations (2), (3), (7) et (8) rendent compte de ces conditions. Molybdène et Tungstène La teneur en Mo doit être comprise entre 2,0% et 5,0% et la teneur en W entre 1,0% et 4,0%. Optimalement, la teneur en Mo va de 2,2% à 5,0%, de préférence de 2,5% à 5,0%, de préférence de 2,7% à 4,5%, de préférence de 2,7% à 4,1%, de préférence de 2,7% à 4,0%, et optimalement la teneur en W va de 1,0% à 3,8%, de préférence de 1,0% à 3,3%, de préférence de 1,0% à 3,0%, de préférence de 1,5% à 3,0%. L’optimisation des teneurs en Mo et W contribue à maximiser le diamètre des lingots obtenables. Par ailleurs, le molybdène et le tungstène apportent un fort durcissement de la matrice gamma par effet de solution solide. Les teneurs en Mo et W doivent être soigneusement ajustées pour obtenir un durcissement optimal sans provoquer la précipitation de composés intermétalliques fragiles de type sigma ou mu. Ces phases, lorsqu’elles se développent en quantité excessive, entraînent une réduction importante de la ductilité et de la résistance mécanique des alliages. Il a également été observé que des teneurs excessives en Mo et W altèrent fortement la forgeabilité de l’alliage et réduisent considérablement le domaine de forgeabilité, c’est-à-dire le domaine de température où l’alliage tolère des déformations importantes pour la mise en forme à chaud. Ces éléments ont, en outre, des masses atomiques élevées, et leur présence se traduit par une augmentation notable de la masse volumique de l’alliage, ce qui n’est pas souhaitable pour les applications aéronautiques notamment. Les équations (5), (6), (9) et (10) rendent compte de ces conditions. Chrome Le chrome est indispensable à la tenue à l’oxydation et à la corrosion de l’alliage et joue ainsi un rôle essentiel pour la résistance de l’alliage aux effets de l’environnement à haute température. La teneur en chrome (14% à 17% en masse) des alliages de l’invention a été déterminée de manière à introduire une concentration minimale de 24 at% de Cr dans la phase gamma à 700°C, en tenant compte du fait qu’une teneur trop élevée en chrome favorise la précipitation de phases néfastes telles que la phase sigma et détériore donc la stabilité à chaud. Les équations (1) et (5) rendent compte de ces conditions. Bore, Zirconium, Carbone et Azote La teneur en B est comprise entre 0,0030% et 0,030%. La teneur en Zr est comprise entre 0,01% et 0,06%. La teneur en C est comprise entre des traces et 0,018%, de préférence entre 0,0001% et 0,018%, de préférence entre 0,001% et 0,015%, de préférence entre 0,002% et 0,015%, de préférence entre 0,005% et 0,015%. La teneur en N va de traces à 0,0047%, de préférence de 0,0001% à 0,0047%, de préférence de 0,0001% à 0,0040%, de préférence de 0,0001% à 0,0035%, de préférence de 0,0001% à 0,0030%, de préférence de 0,0001% à 0,0025%. Il est essentiel pour la présente invention que la teneur en carbone ne dépasse pas les 0,018% en masse et que la teneur en azote ne dépasse pas les 0,0047% en masse, afin, comme expliqué plus haut, de favoriser la fabrication ou production de lingots de diamètre élevé en limitant voire supprimant l’apparition de défauts, en particulier de stringers, et en diminuant voire supprimant le risque de freckles. De plus, les éléments dits mineurs que sont le carbone, le bore et le zirconium forment des ségrégations aux joints de grains, par exemple sous forme de borures ou de carbures. Ils contribuent à accroître la résistance et la ductilité des alliages en piégeant des éléments nocifs comme le soufre et en modifiant la composition chimique au niveau des joints de grains. Leur absence serait préjudiciable. Toutefois, des teneurs excessives entraînent une réduction de la température de fusion et altèrent fortement la forgeabilité. Phosphore La composition de superalliage selon l’invention peut, selon certains modes de réalisation, comprendre du phosphore, en une teneur en pourcentage massique allant de 0% à 0,03%, de préférence de 0,005% à 0,02%. La présence ou l’ajout de phosphore peut améliorer la tenue en fluage et réduire la sensibilité à l’effet d’entaille en fluage. L'effet d'entaille correspond à la rupture prématurée dans l'entaille sur des essais de fluage avec éprouvette mixte (partie lisse et entaillée). La présente invention va maintenant être décrite par des exemples, non limitatifs. EXEMPLES Les tableaux 1 et 2 ci-dessous indiquent les compositions de différents superalliages base nickel. Les teneurs des différents éléments sont exprimées en pourcentage massique, sauf quand il est précisé que c’est en pourcentage atomique. ref Ni Cr Mo W Al Co Ti Fe Nb Ta Zr B C N Al+Ti+Nb+Ta (%at) (Ti+Nb+Ta)/Al ** Δρ (kg/m 3 ) pour gl=0.5 Critère freckles % massique de carbures + carbonitrures au solidus Critère carbures / carbonitrures 1 Reste 16,5 4,0 1,5 2 6 3,5 6 1,5 0 0,035 0,011 0,010 0,0025 9,36 1,2 -22 OK 0,024 OK 2 Reste 16,0 3,5 2,0 2,3 7 3,2 5 1,3 0 0,035 0,011 0,008 0,0030 9,5 0,95 -26 OK 0,023 OK 3 Reste 15,0 3,0 1,0 2,8 11 3,0 1 1 0 0,035 0,011 0,014 0,0020 10,02 0,71 -22 OK 0,017 OK 4 Reste 16,0 3,5 2,0 2,3 7 3,2 5 0 1,3 0,035 0,011 0,008 0,0020 9,15 0,87 -13 OK 0,016 OK 5* Reste 16,5 4,0 1,5 2 6 3,5 6 1,5 0 0,035 0,011 0,020 0,0050 9,34 1,2 -38 OK 0,109 NOK 6* Reste 15,0 2,0 3,5 2,5 7 4,5 5 0,5 0 0,035 0,011 0,060 0,0050 10,94 1,07 -64 NOK 0,333 NOK 7 Reste 15,0 2,5 4,0 2,8 11 3,8 3 0,8 0 0,035 0,011 0,014 0,0020 11,0 0,85 -55 NOK 0,035 OK * : comparative ** : teneur en chaque élément étant considérée en pourcentage atomique ref Ni Cr Mo W Al Co Ti Fe Nb Ta Zr B C N Al+Ti+Nb+Ta (%at) (Ti+Nb+Ta)/Al ** % massique de carbures + carbonitrures au solidus Critère carbures / carbonitrures 8 Reste 15,0 3,0 1,0 2,3 11 3,8 1 2,5 0 0,035 0,011 0,014 0,0045 10,93 1,25 0,064 OK 9* Reste 16,5 4,0 1,5 2 6 3,5 6 1,5 0 0,035 0,011 0,020 0,0050 9,34 1,20 0,109 NOK * : comparative ** : teneur en chaque élément étant considérée en pourcentage atomique Le Δρ et la fraction massique en carbonitrures de chaque composition ont été déterminés en utilisant le logiciel Thermo-Calc. Les exemples 1 à 4, 7 et 8 correspondent à des compositions selon l’invention. Les exemples 5, 6 et 9 sont des compositions comparatives. Ces résultats montrent qu’une teneur en C inférieure ou égale à 0,018% en masse, et une teneur en azote inférieure ou égale à 0,0047% sont nécessaires pour obtenir des lingots dont le diamètre est supérieur à 450 mm, de préférence supérieur à 480 mm, conformes, c’est-à-dire présentant une taille et/ou un nombre de stringers suffisamment faible pour ne pas altérer significativement leurs propriétés mécaniques. On cherche donc à limiter la densité de carbures (Ti,Nb)C et de carbonitrures Ti(C,N) grossiers (diamètre équivalent > 10µm), c’est-à-dire limiter le % massique de carbures/carbonitrures qui précipitent au-dessus du solidus. Une limite acceptable de teneur en carbures + carbonitrures est de 0,08% massique à T = T solidus . En particulier, la comparaison entre la composition 8 selon l’invention et 9* comparative montre qu’une teneur en C inférieure ou égale à 0,018% en masse, et une teneur en azote inférieure ou égale à 47 ppm permettent d’obtenir une fraction massique en carbures et carbonitrures au solidus en-dessous de 0,08% massique. De manière optimisée, il est aussi préférable que le Δρ soit supérieur ou égal à -47 kg/m 3 , et/ou que la teneur en Nb + Ta soit supérieure ou égale à 0,8%, et/ou que la teneur en W soit inférieure ou égale à 3,0%, et/ou que la teneur en Ti soit inférieure ou égale à 3,8%, et/ou que la teneur en Mo soit supérieure ou égale à 2,5%, afin de limiter en outre la présence de « freckles », qui sont aussi délétères pour les propriétés mécaniques, en particulier celles de lingots de diamètre élevé. Superalliage base nickel de composition suivante, les teneurs des divers éléments étant exprimées en pourcentages massiques : - 1,3% ≤ Al ≤ 2,8% ; - traces ≤ Co ≤ 11% ; - 14% ≤ Cr ≤ 17% ; - traces ≤ Fe ≤ 12% ; - 2,0% ≤ Mo ≤ 5,0% ; - 0,5% ≤ Nb + Ta ≤ 2,5% ; - 2,5% ≤ Ti ≤ 4,5% ; - 1,0% ≤ W ≤ 4,0% ; - 0,0030% ≤ B ≤ 0,030% ; - traces ≤ C ≤ 0,018% ; - 0,01% ≤ Zr ≤ 0,06% ; - traces ≤ N ≤ 0,0047%, et - 0 ≤ P ≤ 0,03%, le reste étant constitué de nickel et d’impuretés résultant de l’élaboration, et telle que la composition satisfait aux équations suivantes, dans lesquelles les teneurs sont exprimées en pourcentages atomiques : 8,0 at% ≤ Al at% + Ti at% + Nb at% + Ta at% ≤ 11,0 at% 0,7 ≤ (Ti at%+ Nb at% + Ta at%) / Al% at% ≤ 1,3. Superalliage base nickel selon la revendication 1, dans lequel la différence Δρ entre la densité de la phase liquide au point du processus de solidification du superalliage auquel il est sous la forme un mélange de 50% en masse de phase liquide et 50% en masse de phase solide, et la densité de la phase liquide du superalliage au liquidus, est supérieure ou égal à -47 kg/m 3 , de préférence supérieure ou égale à -42 kg/m 3 , de préférence comprise entre -47 kg/m 3 et 0 kg/m 3 , de préférence comprise entre -47 kg/m 3 et -5 kg/m 3 . Superalliage base nickel selon la revendication 1 ou 2, présentant une fraction massique en carbures et en carbonitrures au solidus inférieure ou égale à 0,08%. Superalliage base nickel selon l’une quelconque des revendications précédentes, comprenant de 0,0001% à 0,0047% de N, de préférence de 0,0001% à 0,0040%, de préférence de 0,0001% à 0,0035%, de préférence de 0,0001% à 0,0030 %, de préférence de 0,0001% à 0,0025%. Superalliage base nickel selon l’une quelconque des revendications précédentes, comprenant de 0,0001% à 0,018% de C, de préférence, de 0,001% à 0,015%, de préférence de 0,002% à 0,015%, de préférence de 0,005% à 0,015%. Superalliage base nickel selon l’une quelconque des revendications précédentes, comprenant de 1,0% à 3,8% de W, de préférence de 1,0% à 3,3%, de préférence de 1,0% à 3,0%, de préférence de 1,5% à 3,0%. Superalliage base nickel selon l’une quelconque des revendications précédentes, comprenant de 2,5% à 4,2% de Ti, de préférence de 2,5% à 4,0%, de préférence de 2,7% à 3,8%, de préférence de 2,8% à 3,8%, de préférence de 3,0% à 3,8%. Superalliage base nickel selon l’une quelconque des revendications précédentes, comprenant de 0,6% à 2,5% de Nb + Ta, de préférence de 0,7% à 2,5%, de préférence de 0,8% à 2,0%, de préférence de 0,8% à 1,8%, de préférence de 0,8% à 1,6%. Superalliage base nickel selon l’une quelconque des revendications précédentes, comprenant de 2,2% à 5,0% de Mo, de préférence de 2,5% à 5,0%, de préférence de 2,7% à 4,5%, de préférence de 2,7% à 4,1%, de préférence de 2,7% à 4,0%. Superalliage base nickel selon l’une quelconque des revendications précédentes, comprenant de 1,5% à 2,8% de Al, de préférence de 1,8% à 2,8%, de préférence de 2,0% à 2,8%. Superalliage base nickel selon l’une quelconque des revendications précédentes, dont la composition satisfait à l’équation suivante, dans laquelle les teneurs sont exprimées en pourcentages atomiques : 8,5 at% ≤ Al at% + Ti at% + Nb at% + Ta at% ≤ 10,8 at%, de préférence 8,8 at% ≤ Al at% + Ti at% + Nb at% + Ta at% ≤ 10,5 at%, de préférence 9,2 at% ≤ Al at% + Ti at% + Nb at% + Ta at% ≤ 10,1 at%. Lingot en superalliage base nickel selon l’une quelconque des revendications 1 à 11. Lingot selon la revendication 12, présentant un diamètre supérieur ou égal à 450 mm, de préférence supérieur ou égal à 480 mm, de préférence supérieur ou égal à 490 mm, de préférence supérieur ou égal à 570 mm. Pièce en superalliage de nickel, sa composition étant selon l’une quelconque des revendications 1 à 11. Pièce en superalliage de nickel selon la revendication 14, étant un composant de turbine à gaz aéronautique ou terrestre.