FR 2555609 A1 19850531 FR 8411876 A 19840726 - 1 - Les alliages à base de nickel, à la fois coulés et forgés, sont abondamment utilisés dans la fabrication de composants de turbines demandant une aptitude au soudage et une résistance aux températures élevées, et cela est particulièrement vrai pour les alliages qui offrent une bonne combinaison de résistance et de ductilité. Les superalliages à base de nickel de forte résistance, qui contiennent habituellement de l'aluminium et du titane comme éléments renforçateurs principaux, sont renforcés. par la précipitation de la phase gamma-prime avec une structure ordonnée fcc. Lorsque l'aluminium et le titane sont partiellement ou totalement remplacés par du niobium ou du tantale, une phase de précipitation différente peut être produite, avec une structure ordonnée bct désignée par gamma-seconde. Les systèmes d'alliage gamma-seconde- renforcés offrent des propriétés de résistance à la traction remarquablement bonnes aux températures intermédiaires. L'Inconel 718 (IN 718), auquel on se référera dans la suite par "l'alliage de base", contient grosso-modo 25 % en volume de la phase gamma-seconde ainsi qu'une petite quantité de précipités gamma-prime ordonnés fcc. Des recherches utilisant la microscopie électronique par trans- mission ont établi que des précipités cohérents gamma- seconde ont une morphologie en disque avec un plan de développement (100) et ont une relation d'orientation cubique-cubique avec la matrice fcc. Des caractéristiques plus détaillées de la chimie des phases gamma-prime et gamma-seconde sont données dans "Phase Chemistries in Precipitation-Strengthening Supperalloy" de E.L. Hall, Y.M. Kouh, et K.M. Chang (paru dans Proc. Electron Microscopy Society of America, Août 1983). La composition chimique de l'alliage IN 718 est indiquée dans le Tableau I ci-après o "wt %" signifie "pourcentage pondéral" et "at %" signifie "pourcentage atomique": - 2 - Tableau I Elément (wt %) at % Ni QSP 100 QSP 100 Cr 18,6 20,7 Fe 18,5 19,2 Mo 3,1 1, 9 Nb 5,0 3,1 Ti 0,9 1,1 A1 0,4 0,9 C 0,04 0,19 En dépit du volume relativement faible de la fraction de phase de renforcement (environ 25 %), l'alliage IN 718, lorsqu'il est forgé et traité thermiquement, a une limite d'élasticité à la température ambiante de 1136 MPa, ce qui est supérieur à celle de l'Udimet 700 (environ 965 Mpa) qui contient 45 % en volume de précipité gamma-prime. C'est à cette caractéristique, unique en son genre, que l'on peut attribuer l'usage répandu de l'alliage IN-718 dans de nombreuses applications de moteurs à turbines. En plus de ses capacités de résistance et de ductilité, une autre propriété importante de l'alliage IN-718 est son excellente soudabilité, caractéristique qui apparaît liée à la lente cinétique de -précipitation de la phase de renforcement cohérente gamma-seconde. Cette caractéristique a une importance particulière car certains procédés de soudage sont obligatoires dans la fabrication et la réparation de certains composants de moteurs à turbines. La plupart des superalliages à durcissement par précipita- tion, lorsqu'ils sont soudés, subissent des fissures dans la zone affectée par la chaleur et dans le métal de soudure pendant le soudage ou pendant le traitement thermique post-soudage. La fissuration accompagnant l'opération de soudage ou le traitement thermique ultérieur nécessite une reprise excessive et coûteuse des composants soudés et limite la latitude de conception pour les composants t - 3 - demandant une réunion pendant la fabrication. On sait que l'alliage IN-718 est le seul alliage non sensible qui offre également une résistance adéquate. C'est pour cette raison que l'alliage IN-718 a été choisi comme alliage de base par rapport auquel doit être apprécié un perfectionnement. Malheureusement, la résistance à la traction de l'al- liage IN-718 est relativement sensible à la température, comparée aux alliages classiques gamma-prime-renforcés. En outre, la durée de vie avant rupture sous contrainte de I'IN-718 se détériore rapidement à des températures excédant 650 C. Il existe une demande continuelle pour de nouveaux superalliages forgeables, coulables, et soudables ayant une forte résistance et une capacité de supporter des températu- res élevées, leur permettant d'être utilisés à des tempéra- tures supérieures à 6500C, en raison de l'augmentation continuelle de la température de fonctionnement dans les moteurs à turbines. Le brevet des Etats-Unis n 4 336 312 au nom de Clark et al concerne le problème de la soudabilité d'un alliage coulé à base de nickel. Selon l'invention de Clark et al, des superalliages classiques coulables à base de nickel sont modifiés en réduisant leur teneur en aluminium et en augmentant leur teneur en carbone. En outre, des composants en alliage à base de nickel modifié, tels que coulés, sont soumis à un cycle de conditionnement thermique de présoudage qui, selon les inventeurs, débouchent sur la formation d'un précipité qui conserve une ductilité adéquate dans les grains. Le brevet des Etats-Unis n 3 046 108 au nom d'Eiselstein concerne un alliage à base de nickel-chrome durcissable par vieillissement et maléable dont la caracté- ristique est la présence de "quantités maîtrisées et coordonnées d'éléments alliés" (colonne 1, lignes 46 et 46). La composition du IN-718 tombe dans l'enseignement de ce brevet. L'exclusion du fer, l'inclusion du tantale et l'inclusion du cobalt ne sont que des options possibles. Pour décrire l'invention, en particulier à l'égard des éléments de durcissement par précipitation, tels que -4- l'aluminium, le titane, le tantale, et le niobium, on utilisera certaines terminologies et relations. Les conver- sions approximatives entre les pourcentages pondéraux (wt %) et les pourcentages atomiques (at %) pour les superalliages à base de nickel sont indiquées ci-après: Aluminium (wt%) x 2,1 = Aluminium (at%) Titane (wt%) x 1,2 = Titane (at%) Niobium (wt%) x 0,66 = Niobium (at%) Tantale(wt%) x 0,33 = Tantale (at%) On donne, ci-après, des définitions utiles pour la compréhension de l'invention. - Par "at % total" on entend la teneur totale en aluminium, titane, niobium et tantale, exprimée en pourcentage atomique. - Par "R gdp" on entend la valeur de la somme des gdp teneurs en niobium et en tantale (en pourcentage atomique) divisée par at % total. Lorsque cette valeur est de 0,62 ou plus, la seule phase de renforcement par précipitation présente est la phase gamma-seconde. Les brevets des EtatsUnis ci-après décrivent diverses compositions d'alliages à base de nickel:2 570 193 2 621 122; 3 061 426; 3 151 981; 3 166 412; 3 322 534; 3 343 950; 3 575 734; 4 207 098 et 4 336 312. Les brevets des- Etats-Unis précités sont représentatifs des nombreux alliages rapportés à ce jour dans lesquels un grand nombre des mêmes éléments sont combinés pour obtenir des relations fonctionnelles différentes entre les éléments, de telle sorte que des phases donnant au système d'alliage différen- tes caractéristiques physiques et mécaniques sont obtenues. Néanmoins, en dépit de la grande quantité de données disponibles sur les alliages à base de nickel, il n'est toujours pas possible au métallurgiste de prédire avec précision les propriétés physiques et mécaniques d'une nouvelle combinaison d'éléments connus, même si une telle combinaison peut tomber dans un enseignement vaste et généralisé de la technique antérieure. Les principales modifications de l'alliage de base ont débouché sur de nouveaux alliages pour la production de pièces coulées soudables et, en outre, d'alliages soudables, coulables et forgeables, susceptibles de subir un traitement thermique pour donner un matériau perfectionné, adapté à supporter des températures de 55,60C supérieures par rapport à l'alliage de base. On a déterminé un certain nombre de critères pour que ce nouveau système d'alliage soit soudable: at% total doit être compris entre environ 5,0 et environ 8,0; la valeur de Rgdp doit être égale ou supérieure à environ 0,62 et égale ou inférieure à environ 0,95; la somme des teneurs en aluminium et en titane (c'est-à-dire Al + Ti) doit être égale ou inférieure à environ 3,0 at% et égale ou supérieure à environ 0, 5 at%, et la somme des teneurs en niobium et tantale (c'est-à-dire Nb + Ta) doit être égale ou supérieure à environ 3,0 at% et égale ou inférieure à environ 7,5 at%, ce qui garantit que l'alliage sera dépourvu de phase gamma prime. Pour ajouter à la propriété de soudabilité, certaines capacités voulues à température élevée (une résistance aux hautes températures et une résistance à la rupture sous contrainte), on préfère éliminer le fer comme constituant, celui-ci pouvant toute- fois être présent comme impureté. Des quantités limitées de 2) fer (c'està-dire inférieures à environ 5,0 % en poids) peuvent être tolérées tout en sachant qu'il peut en résulter une réduction mineure des propriétés à température élevée. Pour augmenter au maximum la résistance aux températures élevées et la durée de vie avant rupture sous contrainte, on ajoute, selon l'invention, Cr, Co et Ta dans des quantités comprises entre environ 18 % en poids et environ 22 % en poids de Cr, entre environ 8,0 % en poids et environ 14,0 % en poids de Co, et un minimum d'environ 2,0 % en poids de Ta. Dans cette définition de composition globale, l'alliage à base de nickel selon l'invention contient (en pourcentage pondérai) environ 12 % à environ 24 % de chrome, environ 5 % à environ 20 % de cobalt, environ 1 % à environ 8 % d'un - 6 - composant choisi dans le groupe comprenant le molybdène, le tungstène, le rhénium, et leurs mélanges, environ 2,0 % à environ 23 % de tantale, jusqu'à environ 10,5 % de niobium, jusqu'à environ 2,7 % d'aluminium, jusqu'à environ 3,7 % de titane, environ 0,003 % à environ 0, 05 % de bore, jusqu'à environ 0,10 % de carbone, jusqu'à environ 0,1 % de zirconium, jusqu'à environ 5,0 % de fer, jusqu'à environ 0,5 % de silicium, jusqu'à environ 0,5 % de manganèse, le complément étant apporté essentiellement par le nickel. En ce qui concerne le complément apporté essentiellement par le nickel, il peut s'agir, en plus du nickel, de petites quantités d'impuretés ou d'éléments accidentels qui, quant à leur caractère et/ou leur quantité, n'affectent pas de manière nuisible les aspects avantageux de l'alliage. Le molybdène peut être remplacé en tout ou partie par une quantité égale de tungstène et/ou de rhénium. Le fer est un élément indésirable dans les alliages selon l'invention et sa teneur ne doit pas excéder environ 5,0 % en poids. Dans une définition de composition globale préférée, l'alliage nickel-base selon l'invention contient, en pour- centage pondéral, d'environ 16 % à environ 24 % de chrome, d'environ 8 % à environ 16 % de cobalt, d'environ 1 % à environ 8 % d'un composant choisi dans le groupe comprenant le molybdène, le tungstène, et leurs mélanges, d'environ 2,25 % à environ 22,5 % de tantale, jusqu'à environ 10,1 % de niobium, jusqu'à environ 1,45 % d'aluminium, jusqu'à environ 2, 54 % de titane, d'environ 0,005 % à environ 0,02 % de bore, jusqu'à environ 0,04 % de carbone, le complément étant essentiellement apporté par du nickel. La teneur minimum en Al + Ti est d'environ 0,24 % et la teneur minimum en Nb + Ta est d'environ 4,70 %. La teneur maximale en A1 + Ti est d'environ 2,54 % et la teneur maximale en Nb + Ta est d'environ 22,5 %. Les impuretés, qui peuvent être présentes dans les alliages selon l'invention, peuvent comprendre le fer, le silicium, le manganèse, le soufre, le cuivre et le phosphore. Les concentrations maximales tolérables de ces éléments, en tant qu'impuretés, sont les suivantes: -7- Fer 1,00 % en poids Silicium 0,35 % en poids Manganèse 0,35 % en poids Soufre 0,015 % en poids Cuivre 0,30 % en poids Phosphore 0,015 % en poids. L'invention est décrite ci-après, en détail, par référence aux dessins annexés dans lesquels: - la Figure 1 est une représentation graphique de la résistance à la traction et de la limite d'élasticité mesurées et comparées entre (1) l'alliage de base et (2) l'alliage de base modifié en éliminant le fer et en introduisant 1 at% de tantale; - la Figure 2 est une représentation graphique des recher- ches effectuées pour étudier l'effet des modifications dans l'alliage de base sur les propriétés de rupture au fluage; - la Figure 3 est une représentation graphique de la relation entre la durée de vie avant rupture et la limite d'élasticité d'une composition d'alliage optimale coulée, soumise à un certain nombre de processus thermiques; - la Figure 4 est un graphique montrant schématiquement la relation entre (Al + Ti) et (Nb + Ta) exprimée en at%, nécessaire pour la production d'alliage soudable selon l'invention; - la Figure 5 est un agrandissement de la portion de la Figure 4 limitée par les points A, B, C, D, A; - la Figure 6 est une représentation graphique des données de limite d'élasticité (limite d'élasticité conventionnel- le à 0,2 %, en abrégé 0,2 % YS) obtenue à partir d'essais accomplis à 704 C sur les compositions HW-16 à HW-20 disposées dans la région ABCDA de la figure 4; - la Figure 7 est une représentation graphique des données de résistance à la traction (en abrégé UTS) à 704 C pour les compositions de la Figure 6; - la Figure 8 est une représentation graphique de la limite d'élasticité (0,2 % YS) obtenue pour les compositions HW-10 à HW-15 pour montrer les modifications de ce -8- paramètre qui varie avec la teneur en cobalt, les essais étant effectués à 704 C sur un échantillon préalablement recuit et vieilli; - la Figure 9 est une représentation graphique des données de résistance à la traction (UTS) obtenue pour les mêmes compositions qu'à la Figure 8, les essais étant effectués à 704 C sur des échantillons préalablement recuits et vieillis; - la Figure 10 est une représentation graphique des données de durée de vie avant rupture obtenues pour les mêmes compositions qu'à la Figure 8, les essais étant accomplis à 704 C sous 620 MPa sur des échantillons préalablement recuits et vieillis; - la Figure 11 est une représentation graphique des données de limite d'élasticité (0,2 % YS) dans des essais similai- res à ceux effectués pour la Figure 8, les essais étant effectués à 704 C sur des échantillons préalablement exposés à 704 C pendant 1000 heures; la Figure 12 est une représentation graphique des données de résistance à la traction (UTS) obtenues avec les mêmes compositions que pour la Figure 11, les essais étant effectués à 704 C sur des échantillons préalablement exposés à 704 C pendant 1000 heures; - la Figure 13 est une représentation graphique des données de durée de vie avant rupture pour les mêmes compositions que la Figure 11, les essais étant effectués à 704 C sous 620 MPa sur des échantillons préalablement exposés à 704 C pendant 1000 heures; - la Figure 14 est une représentation graphique des données de limite d'élasticité (0,2 % YS) pour les compositions HW-40 à HW-45 en vue de démontrer les modifications de ce paramètre qui varie avec la teneur en chrome, les essais étant effectués à 704 C sur des échantillons préalablement recuits et vieillis; - la Figure 15 est une représentation graphique des données de résistance à la traction (UTS) obtenues pour les mêmes compositions qu'à la Figure 14, les essais étant effectués à 704 C sur des échantillons préalablement recuits et - 9 - vieillis, et - la Figure 16 est une représentation graphique des données de durée de vie avant rupture pour les mêmes compositions qu'à la Figure 14, les essais étant effectués à 704 C sous 620 Mpa sur des échantillons précédemment recuits et vieillis. Dans la mise au point de l'alliage de base, du fer (18-20 % en poids) a été ajouté pour augmenter au maximum la limite d'élasticité à la température ambiante. L'effet principal de l'introduction du fer dans l'alliage de base est de régler la solubilité des éléments de durcissement à la température de vieillissement. Si l'on n'introduit pas de fer, le degré de sur-saturation est réduit. Il s'ensuit une réduction de la quantité de phases de précipitation qui peut se former, et, par suite, un abaissement de la limite d'élasticité. On a constaté, dans la réalisation de l'invention décrite ici, que la réduction de la sur- saturation provenant de l'absence de fer peut être restaurée en ajoutant davantage d'éléments formateurs de précipité. Ainsi, il a été constaté que le tantale ainsi que le niobium (colombium), peut former la phase gamma-seconde des super- alliages à base de nickel. Il suffit de 1 at% de tantale pour compenser l'abaissement de la limite d'élasticité provoquée par l'élimination du fer de l'alliage de base. ETUDE COMPARATIVE DE PIECES FORGEES Les mesures des propriétés à la traction d'un article forgé à partir d'un tel alliage (c'est-à-dire -Fe + 1 at% Ta) sur la gamme de températures allant de la température ambiante (c'est-à-dire 20-21 C) à 760OC sont tracées graphiquement à la Figure 1 qui comprend également les données requises pour l'alliage de base dans la condition forgée. Les résultats des essais de résistance à la traction et de limite d'élasticité de l'article forgé (-Fe + Ta) sont respectivem- ent représentés par les courbes a et c. Les courbes b et d représentent respectivement la résistance à la traction et la limite d'élasticité de l'alliage de base. On utilise des - 10 - pratiques de forgeage classiques. Comme on peut le voir d'après la Figure 1, dans le système d'alliage dépourvu de fer et modifié au tantale: 1. avec la même limite d'élasticité à la température ambiante, on obtient une plus grande résistance à la traction extrême, grâce à quoi ce système d'alliage peut supporter une plus grande déformation plastique (voir la courbe a par rapport à la courbe b); 2. avec la même limite d'élasticité à la température ambiante, on obtient un meilleur niveau de résistance aux températures intermédiaires, c'est-à-dire que le système d'alliage devient moins sensible à la température (voir la courbe c par rapport à la courbe d). Des recherches poussées ont été accomplies pour étudier les effets des éléments d'alliage individuels sur la rupture au fluage des éléments forgés en alliage de base. Les résultats de certaines de ces études sont représentés à la Figure 2 o des comparaisons sont faites avec l'alliage de base. L'axe vertical de la Figure 2 indique des valeurs d'efforts à la rupture et l'axe horizontal donne les valeurs du paramètre de rupture Larson-Miller (F). Ce dernier terme est défini par la relation: P = (9T/5 + 492.) x (22 + log t)/1000 o T est la température ( C) t est le temps avant rupture (h). Les propriétés de rupture de la pièce forgée en alliage de base sont représentées par la courbe m. En fixant t = 100 heures, on trace les courbes de rupture n, o, p, qui donnent une mesure comparative d'un alliage par rapport à l'alliage de base et qui montrent si l'alliage comparé donne de meilleurs résultats à des températures élevées. Comme on le voit, les courbes sont tracées à intervalles de 27,80C. Les données des essais provenant de ces études sont superposées à la Figure 2 et l'étendue de l'amélioration vis-à-vis de la température peut être facilement vue. A partir de ces données, on peut tirer les conclusions suivantes: - 11 - 1. l'addition de cobalt à l'alliage (-Fe + Ta) en quantité convenable peut améliorer remarquablement la durée de vie avant rupture; ainsi, en introduisant 12 % en poids de cobalt on obtient une augmentation de la durée de vie avant rupture sous contrainte à 650 C de plus d'un aodre de grandeur, et 2. l'augmentation de la teneur en éléments de durcissement (par exemple, Ti, Ta) peut améliorer la résistance de l'alliage et, par conséquent, allonger sa durée de vie avant rupture. Cependant, le perfectionnement provenant de l'addition de titane ou de tantale (sans addition de cobalt) est limité; 3. des éléments réfractaires (Mo, W, Re) ont un très petit effet sur les propriétés de rupture sous contrainte. ETUDES COMPARATIVES DE PIECES COULEES En raison des difficultés rencontrées dans le cas des spécimens forgés, mais non dans celui des spécimens coulés, dans la mise en relation des résultats obtenus dans les essais sur une des compositions par rapport à une composi- tion différente, les études les plus complètes des effets individuels et combinés des éléments d'alliage ont été effectuées en utilisant des alliages tels que coulés après des traitements thermiques appropriés. Les conclusions tirées de l'essai des alliages coulés sont applicables aussi bien aux alliages forgés. Dans les efforts tendant à modifier l'alliage de base coulé pour produire un nouveau système d'alliage donnant (1) un alliage coulé soudable, (2) un alliage coulé soudable ayant des capacités améliorées aux températures élevées (c'est-à-dire alliage de base + 55 C), on a sélectionné quatre compositions d'alliage. On a fondu un lingot cylindrique de 88,90 mm de diamètre et de 13,61 kg dans un four de fusion par induction sous vide (FIV). Les composi- tions chimiques de ces quatre alliages sont indiquées dans le Tableau II. TABLEAU II Désignation at% de l'alliage Ni Cr Co Mo W A1 Ti Ta Nb Zr 8 C TOTAL Soudabilité CH-21 QSP 100 19,0 13,0 4,0 1,0 2,0 - 3,0 0,05 0,01 0,025 21,14 12,76 2,41 - 2,14 2,42 - 1,87 0,03 0,05 0,12 6,43 Bonne CH-22 QSP 100 18,0 12,0 3,0 - 0,5 1,0 3,0 5,0 - 0,01 0,015 ,70 12,18 1,87 - 1,11 1,25 0,99 3,22 - 0,06 0,075 6,57 Excellente CH-23 QSP 100 19,0 11,0 9,75 - 1,5 3,15 - - 0,05 0,01 0,02 21,20 10,83 5,90 - 3,23 3,82 - - 0,03 0,05 0,10 7,05 A la limite CH-24 QSP 100 14,0 15,0 6,0 3,0 3,8 2,5 - - 0,05 0,01 0,02 ,42 14,58 3,58 0,93 8,07 2,99 - - 0,03 0,05 0,095 11,06 Médiocre at% TOTAL = atAl + atTi + atTa + atNb. t., ou I sI - 13 - La composition de chacun des alliages est indiquée à la fois en wt %(jeu supérieur de chiffres) et en at% (jeu inférieur de chiffres). CH-21 est un alliage à faible volume de fraction gamma-prime de précipitation renforçatrice; CH-22 est une variante de l'alliage de base dans laquelle (a) le fer a été supprimé, (b) du cobalt a été ajouté (12 % en poids) et (c) du tantale a été ajouté (3 % en poids). Ces modifications de l'alliage de base coulé augmente les résistances à la traction et au fluage à une température élevée sans diminuer les caractéristiques de lent vieillis- sement du mécanisme renforçateur gamma-seconde. Une tranche épaisse (5,72 mm) a été coupée au centre de chacun des lingots de 88,90 mm de diamètre. Une tranche adjacente à la tranche initiale a été coupée dans la base de la moitié supérieure de chaque lingot et une tranche adjacente à la tranche initiale a été coupée dans la partie supérieure de la moitié inférieure de chaque lingot. La moitié supérieure de chaque lingot a été homogénéisée à 1177 C/4 h et refroidi à l'air. La moitié inférieure de chaque lingot a été pressée isostatiquement à chaud (en abrégé, HIP) à 1163-1177 C/2 h/103 MPa. Ensuite, les tranches ont été soumises au même traitement d'homogénéisa- tion ou de pressage isostatique à chaud et conservées pour des études ultérieures. De petites coupes de chaque moitié de lingot ont été chauffées pour déterminer la température de solvus gamma-prime ou gammaseconde. On a effectué des traitements thermiques d'une heure en partant de 1037 C, la température étant élevée de 14 en 14 jusqu'à un maximum de 1121 C. Des examens métallographiques optiques de ces spécimens ont révélé que la température de solvus du CH-21 et du CH-22 est inférieure à 1037 C, tandis que la température de solvus du CH-23 est comprise dans la gamme 1093 C-1121 C, et la température de solvus du CH-24 est supérieure à 1121 C. En se basant sur la température de solvus, les alliages coulés ont été soumis au traitement thermique suivant: les alliages CH-21 et CH-22 ont été traités à chaud sous vide à 1066 C/1 h, puis à 7600C/5 h, suivi d'un refroidissement - 14 - dans le four jusqu'à 6490C à raison de 55 C/h. Lorsqu'ils ont atteint 6490C, les alliages ont été maintenus à cette température pendant 1 heure. L'alliage CH-23 a été traité à chaud, sous vide, à 1121 C/1 h, refroidi à l'air, puis chauffé à 871 C/4 h, suivi d'un refroidissement à l'air. L'alliage CH-24 a été traité à chaud, sous vide, à 1177 C/1 h, refroidi à l'air, chauffé à 871 C/4 h, refroidi à l'air, puis chauffé à 760 C/16 h, et refroidi à l'air. Les éprouvettes pour essais de résistance au fluage et à la traction ont été fabriquées à partir des lingots après le traitement thermique. Ces éprouvettes ont été fabriquées à partir des lingots, de telle sorte que l'axe central des éprouvettes terminées soit parallèle à l'axe du cylindre des lingots. La géométrie et les dimensions des spécimens ont été les mêmes pour chaque éprouvette fabriquée. Les propriétés de résistance à la traction ont été évaluées à la température ambiante et à 704 C; les propriétés de résistance au fluage ont été évaluées à 704oC/620 MPa. Les résultats des essais de traction et de rupture au fluage sont résumés dans les Tableaux III et IV. L'alliage CH-22 offre les meilleures propriétés de résistance à la traction à la température ambiante et -à 704 C parmi les quatre alliages expérimentaux essayes. - 15 - TABLEAU III Limite d'élasticité Alliage Conditions Spécimen Température UTS 0,2% YS 0, 02% YS ELONG R.A. du no C (MPa) (MPa) (MPa) (%) (%) procédé CH-21 Homog. 21-T1 T.A. 1001 743 670 21,9 23,8 HIP 21-5B T.A. 1015 747 688 27,4 27,5 1 0 Homog. 21-5T 704 688 584 516 9,2 18,3 HIP 21-lB 704 723 636 566 10,4 23,2 CH-22 Homog. 22-1T T.A. 1109 999 899 12,6 27,5 HIP 22-58 T.A. 1085 977 887 15,7 24,0 1 5 Homog. 22-5T 704 878 799 668 8,9 18,0 HIP 22-18 704 867 818 726 6,8 21,2 CH-23 Homog. 23-1T T.A. 790 664 603 7,7 10,6 HIP 23-58 T.A. 818 674 630 8,6 6,7 Homog. 23-5T 704 807 619 558 8,5 14,3 HIP 23-18 704 916 606 543 17,5 18,9 CH-24 Homog. 24-1T T.A. 947 784 716 7,9 14,7 HIP 24-5B T.A. 945 759 721 12,3 15,5 Homog. 24-5T 704 885 703 629 7,3 12,0 2 5 HIP 24-18 704 1011 727 648 12,6 15,5 IN T.A. 1137 978 689 10,0 15,0 718 649 909 820 620 6,0 15,0 La moitié supérieure de chaque lingot a été homogénéisée à 1177 C/4 h et refroidie à l'air. La moitié supérieure a été pressée isostatiquement (HIP) à 1163-1177 C/2 h/103 MPa. Les alliages CH-21 et CH-22 ont été traités à chaud sous vide à 1066 C/1 h + 760 C/5 h, refroidis dans le four à 649 C à raison de 55,6 C/h + 760 C/10 h. L'alliage CH-23 a été traité à chaud à 1121 C/1 h, refroidi à l'air + 871 C/4 h. refroidi à l'air. L'alliage CH-23 a été traité à chaud à 1177 C/1 h. refroidi à l'air + 871 C/4 h. refroidi à l'air + 760 C/5 h, refroidi à l'air. T.A. = température ambiante - 16 - TABLEAU IV Conditions Spéc P.O.L.* 0,2% Rupt. Elong R.A. Alliage du procédé n % h h (%) (%) CH-21 Homog.**x 21-4T 0,2 -- 26,5 4,6 -- HIP 21-48 0,18 8,6 27,5 4,4 11,7 CH-22 Homog. 22-4T 0 38,0 54,7 2,0 7,1 HIP 22-48 O 59,00 97,1 2,8 6,3 CH-23 Homog. 23-4T 0,3 -- 95,0 4,2 6,3 HIP 23-4B 0,33 -- 56,1 3,2 2,4 z$ CH-24 Homog. 24-4T O 22,8 1,6 8,7 HIP 24-4B O 43,5 232,5 2,7 6,3 2O NOTE: * Allongement plastique sous charge. * Echoue avant d'atteindre un fluage plastique à 0,2 % *** La moitié supérieure de chaque lingot a été homogénéisée à 1177oC/4 h/refroidie à l'air. La moitié inférieure a été pressée à chaud isostatiquement à 1163oC-1177oC/2 h/103 MPa. Les alliages CH-21 et CH-22 ont été traités à chaud sous vide à 1066 C/1 h + 760 C/5 h, refroidis dans le four jusqu'à 6490 C à raison de 55,6 C/h + 649 C/1 h. L'alliage CH-23 a été traité à chaud à 1121oC/1 h, refroidi à l'air + 760 C/4 h, refroidi à l'air. L'alliage CH-24 a été traité à chaud à 1177 C/1 h, refroidi à l'air + 760oC/4 h, refroidi à l'air + 760oC/16 h. refroidi à l'air. - 17 - L'alliage CH-22 à 704 C donne des valeurs de résistance à la traction extrême (UTS), de limite d'élasticité conventionnelle à 0,2 % (YS), d'allongement (ELONG), et de réduction de surface (R.A.), comparables aux valeurs obtenues sur des spécimens d'IN-718 préparés tant "coulés à la taille" (C.T.S.), que "coupés à partir d'une pièce coulées" (C.F.C.), et essayés à 6490C. Il est clair que les données indiquées présentement utilisent des spécimens C.F.C. du CH-22. Les données pour 1'IN-718 coulé sont des données C.T.S., qui sont connues pour être des valeurs d'essai supérieures aux valeurs C.F.C. Ainsi, même sur cette base désavantageuse de comparaison, l'alliage CH-22 offre un avantage de 55,56oC par rapport au IN-718 coulé. L'alliage CH-21 montre de plus faibles propriétés de résistance à la traction que le CH-22 bien qu'il ait une forte ductilité à la traction, ce qui indique une bonne soudabilité. Les alliages CH-23 et CH-24, qui sont respecti- vement des modifications de composition du Rene '41 et Rene '63, donnent des propriétés de résistance à la traction et au fluage équivalentes aux alliages Rene coulés. Il est à noter que les plus faibles teneurs en carbone de ces alliages ne paraissent pas abaisser leurs propriétés de résistance à la traction et au fluage. Les données des essais de rupture au fluage rapportées dans le Tableau IV sont les résultats dans les conditions d'essai à 704 C/620 MPa au cours desquels la durée a varié de 22,8 h à 232,5 h. Ayant établi la supériorité de l'alliage coulé CH-22 par rapport aux trois autres alliages coulés essayés, on a fait une comparaison de propriétés avec 1'IN-718 en essayant ces deux superalliages coulés en parallèle. Comme il est établi par les essais de résistance à la traction à une température élevée et de durée de vie avant rupture sous contrainte indiqués dans les Tableaux V et VI, l'alliage CH-22 montre un net avantage par rapport à 1'IN-718. On doit noter que des charges significativement supérieures ont été appliquées au spécimen CH-22 qu'au spécimen IN-718 dans les essais de rupture sous contrainte. - 18 - On indique, ci-après, la composition, le traitement du lingot et le traitement thermique. Les essais ont été effectués sur des spécimens de 5,75 mm d'épaisseur. Composition de l'alliage CH-22 (n 33) Ni - 18 Cr - 12 Co - 3,0 Mo - 5,0 Nb 3,0 Ta - 1,0 Ti - 0,5 A1 - 0,01 B 0,015 C. IN 718 (n 34) Ni - 19 Cr - 19 Fe - 3,0 Mo - 5,1 Nb 0,9 Ti - 0,05 A1 - 0, 006 B - 0,003 C. Traitement du lingot Fusion par induction-sous vide. Coulage: moule en cuivre cylindrique de 92,8 mm de diamètre et de 215,9 mm de long. HIP: 1150 C/103 MPa/4 h. Traitement thermique CH-22 (n 33) 1075 C, 1 h/trempe à l'eau + 750 C 8 h/refroidissement dans le four 6500C h/trempe à l'eau. IN 718 (n 34) 950 C, 1 h/trempe à l'eau + 720 C 8 h/refroidissement dans le four 6200C h/trempe à l'eau. TABLEAU V Résistance à la traction Alliage Essai 0,2% YS UTS ELONG R.A. Temp. MPa MPa (%) (%) (OC) CH-22 538 868 916 7,3 60 (n 33) 649 930 958 13 43 IN 718 538 765 834 16 19 (n 34) 649 792 813 12 62 255'5609 - 19 - TABLEAU VI Rupture sous contrainte Condition Durée de L.M.* ELONG R.A. Alliage de l'essai vie avant ( 25) (%) (%) rupture (h) CH-22 7040C/620 MPa 118 47,65 6,0 7,4 (n 33) 649oC/689 MPa 811'* 46,33 0,22 --- IN 718 704 C/517 MPa 20 46,29 5,1 7,8 (n 34) 649oC/620 MPa 214 45,37 6,7 9,8 * Paramètre de rupture Larson-Miller épuisé En plus des perfomances supérieures de l'alliage CH-22 par rapport au IN 718 ressortant des essais parallèles rapportés dans les Tableaux V et VI, une comparaison des Tableaux III et V donne un aperçu supplémentaire sur les possibilités améliorées offertes par les alliages selon l'invention. Ainsi, l'alliage CHI-22 à 704 C (Tableau III) donne des valeurs de résistance à la traction extrême (UTS), une limite d'élasticité conventionnelle à 0,2 % (YS), un allongement (ELONG), et une réduction de surface (R.A.) comparables aux valeurs données par les spécimens d'IN 718 à 6490C. Il est manifeste que l'alliage coulé CH-22 (tel que traité à chaud pour les essais du Tableau III) offre un avantage de plus de 55,56 C par rapport au IN 718 coulé (tel que traité à chaud pour les essais du Tableau V) en ce qui concerne ces paramètres. Des études de stabilité de phases ont été faites sur - 20 - les échantillons soumis à des contraintes après leur exposition à diverses températures et pendant diverses durées. Après l'exposition au traitement thermique, les éprouvettes d'essais de traction ont été usinées et essayées à 704 C pour vérifier l'effet du temps et de la température sur la stabilité de l'alliage CH-22. Les propriétés de résistance à la traction de l'alliage CH-22, après une exposition prolongée à des températures élevées, sont indiquées dans le Tableau VII ci-dessous: TABLEAU VII Exposition UTS 0,2% YS ELONG R.A. prolongée (MPa) (MPa) (%) (%) 704 C/1000 h 861 854 6,4 40 909 903 8,3 40 760o C/216 h 923 868 7,8 7,7 760oC/500 h 813 744 3,3 5,2 On a effectué deux essais de rupture à 704OC/620 MPa sur les échantillons CH-22 exposés aux températures élevées provenant du lingot préparé pour les essais rapportés dans les Tableaux III et IV, et les résultats (indiqués dans le Tableau VIIa) de ces essais indiquent que les durées de vie avant rupture sont plus longues que celles des échantillons de CH-22 non exposés aux températures (Tableau IV). Ces observations établissent que les alliages selon l'invention offrent une excellente stabilité thermique à des températu- res pouvant atteindre 704 C. - 21 - TABLEAU VIIa Exposition Durée de vie ELONG R.A. prolongée avant (%) (%) rupture (h) 704 C/1000 h 194 5,6 12 159 2,7 5,3 La comparaison des Tableaux VII et VIIa avec les Tableaux III et V suggère que les alliages selon l'invention peuvent être traités à chaud pour améliorer encore, à la fois leur résistance aux températures élevées et leurs propriétés de résistance à la rupture. Ces deux types de propriétés ont un grand intérêt pour les alliages utilisés pour la fabrication des pièces de moteurs à turbines. Des études de traitement thermique et de vieillissement ont été effectuées sur l'alliage CH-22 pour identifier et standardiser les paramètres de traitement thermique permet- tant d'améliorer les propriétés de résistance et la durée de vie avant rupture sous contrainte des alliages visés par la présente invention. Les résultats des effets de deux traitements thermiques (procédures A et B) sur les proprié- tés de résistance à la traction et de rupture du CH-22 sont rapportés dans le Tableau VIII. Ces résultats, ainsi que les données obtenues pour le CH-22 et rapportées dans les tableaux III, IV et VIIa, sont indiqués à la Figure 3. Le traitement thermique (la trempe en solution plus le vieillissement) de la procédure B est considéré comme une séquence de traitement thermique réalisable et très efficace pour les alliages selon l'invention. Les résultats de l'essai du IN 718 sont représentés sous la forme d'un point sur la Figure 3. En dépit des conditions d'essais de rupture beaucoup plus sevères utilisées pour l'alliage CH-22, le traitement thermique de la procédure B produit, par rapport au IN 718, un alliage ayant une résistance plus grande et *- 22 - une durée de vie avant rupture significativement plus longue. TABLEAU VIII s Traitement thermique: Procédure A - 1075 C, 1 h/T.E. + 750 C, 8 h/R.F. 650 C, h/T.E. Procédure B: 1075 C, 1 h/T.E. + 7750C, 4 h/R.F. - 700 C, 10 h/T.E. (T.E. = trempe à l'eau R.F. = refroidissement dans le four). Résistance à la traction (704 C): 0,2% YS UTS ELONG R.A. (MPa) (MPa) (%) (%) Procédure A 765 799 16 44 744 765 12 46 Procédure B 834 841 7 13 854 889 26 64 Essais de rupture (704 C/620 MPa) - Durée de Paramètre ELONG R.A. vie (h) L.-S. (%) (%) P.25 Procédure-A 48,1 46,96 4,7 11 33,7 46,69 5,3 16 Procédure B 89,6 47,43 5,8 10 247,4 48,21 5,1 12 Les essais de soudabilité ont été effectués sur des plaques coupées (d'environ 5,72 mm d'épaisseur), à partir de chacun des lingots préparés pour les essais rapportés aux Tableaux III et IV, tant à l'état homogénéisé qu'à l'état pressé à chaud isostatique. Deux rainures, ayant chacune 19 mm de large, ont été usinées dans l'une des surfaces de chacune des plaques, et deux rainures additionnelles ont été usinées à l'écart sur la face opposée de la plaque, les rainures supérieure et inférieure étant alignées. La matière - 23 - restant dans les régions creusées juxtaposées avaient environ 1,52 mm d'épaisseur. On a fait une série de soudures par faisceau d'électrons (EB) et au gaz inerte de tungstène (TIG) le long de la matière de 1,52 mm d'épaisseur. On a inspecté visuellement les fissures de soudage avant et après chaque passage de soudage et chaque traitement thermique effectués après le soudage. Le Tableau 9 rapporte les résultats de ces essais de soudabilitë. TABLEAU IX Nombre de fissures constatées Alliage lère série Soudures après 2ème série Soudures après 3ème série Soudures après de soudure traitement de soudure traitement de soudure traitement thermique thermique thermique EB TIG EB TIG EB TIG EB TIG EB TIG EB TIG CH-21T* Néant Néant Néant Néant Néant Néant Néant Néant Néant 5 Néant 11 CH-21BH** 1 4 1 4 s CH-22T Néant Néant Néant Néant Néant Néant Néant Néant Néant 1 Néant 1 CH-22BH Néant Néant Néant Néant Néant Néant Néant Néant Néant Néant Néant 2 CH-23T Néant 4 Néant 5 CH-23BH Néant Néant Néant Néant CH-24T Néant 9 Néant 10 CH-24BH 9 2 1 10 * La moitié supérieure de chaque lingot a été homogénéisée à 1777oC/4 h, puis refroidie à l'air. X* La moitié inférieure a été soumise au traitement HIP à 1163-1177 C/2 h/103 HPa. N Les alliages CH-21 et CH-22 ont été traités à chaud sous vide à 1066 C/1 h + 760 C/5 h, puis refroidis dans le four jusqu'à 6490C à raison de 55,60C/h + 649oC/1 h. L'alliage CH-23 a été traité thermiquement à 11210C/1 h, refroidi à l'air + 871 C/4 h, refroidi à l'air. C L'alliage CH-24 a été traité thermiquement à 1177oC/1 h, refroidi à l'air + 871 C/4 h, refroidi à l'air, + 760oC/16 h, refroidi à l'air. - 25 - L'alliage CH-22 est l'alliage le plus soudable. Il n'a été observé qu'une fissure dans le soudage TIG après le troisième cycle de traitement thermique + soudure. L'alliage CH-21 vient ensuite, puis les alliages CH23 et CH-24. On a préparé, sous forme de plaques, un autre jeu de spécimens pour des essais de soudabilité comme décrit ci-dessus et les a homogénéisés à 1177 C pendant 4 heures. On a fait une série de soudures EB et TIG au cours de passages perpendiculaires aux rainures, avec toutes les soudures pénétrant dans les plaques. Les passages EB sont tous passés d'une rainure à l'autre; les passages TIG sont tous passés au travers de l'une des rainures. On a procédé à un examen visuel pour identifier d'éventuelles fissures de soudure après chaque passage de soudure. Le Tableau X résume les résultats de ces essais de soudabilité en indiquant, le cas échéant, le nombre de fissures, compté pour chaque passage. Ces alliages identifiés dans le Tableau X sous la forme du at% total et du Rgd sont indiqués dans la Figure 5 qui est une vue à plus grande échelle d'une partie de la Figure 4. Le complément des teneurs de ces compositions d'alliage est constitué substantiellement de la même façon que pour l'alliage CH-22 excepté que les modifications dans l'ensemble (Al + Ti + Nb + Ta) sont compensées par des variations de teneur en Ni. - 26 - TABLEAU X Fissures Fissures dans les dans les Alliage at% total Rgdp soudures soudures Rgdp EB TIG HW-16 5,5 0,63 0 2 HW-20 5,5 0,91 0 1 HW-17 7,5 0,64 0 6 HW-18 7,5 0,73 0 2 HW-19 7,5 0,93 0 2 CH-22 1 1 CH-22 0 1 (n 33) IN 718 9 3 (n 34) - 27 - I1 est intéressant de noter que les taux de Ai + Ti dans les alliages à base de nickel, peuvent être la variable la plus importante qui affecte la soudabilité. Plus la teneur en A1 + Ti est basse, meilleure est la soudabilité des alliages à base de nickel. L'abaissement de la teneur A1 + Ti au-dessous de 2 % en poids apparaît bénéfique à une bonne soudabilité. Des différences de soudabilité paraissent exister entre les spécimens pressés isostatiquement à chaud et les spécimens homogénéisés selon l'alliage étudié. Les bénéfices du système d'alliage selon l'invention sont optimisés dans la combinaison spécifique d'éléments dans laquelle des quantités de cobalt et de tantale remplacent la teneur en fer de l'alliage de base, le seul mécanisme de renforcement par précipitation étant le matériau en phase gamme-prime ayant une relation atomique présélectionnée entre le pourcentage atomique (A1 + Ti) et (Nb + Ta). Les relations particulières entre at% (A1 + Ti) et at% (Nb + Ta), qui contribuent à donner d'excellentes caracté- ristiques de soudabilité au système d'alliage selon l'inven- tion, sont définies aux Figures 4 et 5 et par la description qui s'y rapporte. On doit noter que chacune des lignes de définition représentées aux Figures 4 et 5 représentent en fait une bande mince s'étendant longitudinalement pour prendre en compte les erreurs inévitables rencontrées dans les analyses chimiques faites pour obtenir les données établissant ces lignes. Les lignes W et Y, qui passent par l'origine du système d'abscisse et d'ordonnée, définissent trois mécanismes différents de renforcement par précipita- tion (c'est-à-dire tout r', Y' mélangé avec e", et tout s"). Le mécanisme 3' + " prévaut lorsque la valeur de Rgdp est gdp comprise entre environ 0,35 et environ 0,62 et le IN-718 tombe dans cette région de la Figure 4. En plus de n'avoir que de la phase " comme matériau renforcateur de précipita- tion, un autre critère représenté aux Figures 4 et 5 doit être satisfait pour les alliages selon l'invention, lorsque l'on désire obtenir une soudabilité optimale. Ainsi, la valeur de at% total pour ces alliages doit être égale à, ou -28- supérieure à, environ 5,0 (ligne T) ou être égale à, ou inférieure à, environ 8,0 (ligne Z). En appliquant ces critères, on peut voir, d'après les Figures 4 et 5, que les relations (A1 + Ti): (Nb + Ta) rentrant dans le cadre de l'invention tombent approximative- ment dans la zone ABCDA. Les compositions préférées tombent approximativement dans la zone du quadrilatère A, B, E, F, A. Des alliages soudables représentatifs, en plus du CH-22, sont indiqués dans le Tableau XI. Ces alliages ont été coulés et soumis à un examen microscopique, grace à quoi il a été déterminé que la phase " était la seule phase renforçatrice de précipitation comprise dans les alliages en cause. Cette information a été utilisée pour tracer la ligne Y. La. Figure 4 indique, non seulement l'emplacement des points pour PE, PF, PG et CH-22, mais également les points pour IN 718, Waspalloy et IN 706. TABLEAU XI Désignation AI+Ti Nb+Ta at% R du précipité Ni Cr Co Fe Mo Ai TI Ta Nb Zr B (at%) (at%) TOTAL gdp y " PE wt% QSP 100 19,0 13,0!! 4,0 0,5 1,0 6,0 3, 0 0,05 0,01 at% 22,22 13,42 -- 2,54 1,13 1,27 2,02 1,96 0,03 0,06 2,40 3, 98 6,38 0,62 y " PF wt% QSP 100 18,0 -- 18,0 3,0 0,5 1,0 3,0 5,0 -- 0,01 at% 20,51 -- 19,1 1,85 1,10 1,24 0,98 3,19 -- 0,06 2,34 4,17 6,51 0,64 y" PG wt% QSP 100 18,0 -- -- 3,0 0,5 1,0 3,0 5,0 -- 0,01 at% 20,71 -- -- 1, 87 1,11 1,25 0,99 3,22 -- 0,06 2,36 4,21 6,57 0,64 I utt NOt N - 30 - L'expression numérique des relations indiquées dans les Figures 4 et 5 pour ABCDA sont les suivantes: at% wt% Al 0 à environ 3,05 0 à environ 1, 45 Ti 0 à environ 3,05 0 à environ 2,54 Al + Ti 0,5 à environ 3,05 0,24 à environ 2,54 Nb 0 à environ 6,75 0 à environ 10,1 Ta 0,75 à environ 7,50 2,25 à environ 22,5 Nb + Ta 3,1 à environ 7,50 4,70 à environ 22,5 De même, les expressions numériques pour les relations que l'on préfère dans la zone A, B, E, F, A, sont les suivantes: at% wt% Al + Ti 1,0 à environ 3,05 0,48 à environ 2,54 Nb 0 à environ 5,65 0 à environ 8,56 Ta 0,75 à environ 6,4 2,25 à environ 19,4 Nb + Ta 3,1 à environ 6,4 4,70 à environ 19,4 Les valeurs que l'on préfère entre toutes sont les suivantes, dans lesquelles le rapport Al:Ti est d'environ 1:1 et le rapport Nb:Ta est d'environ 1:0,3: at% wt% Al 0,95 à 1,50 0,45 à 0,71 Ti 0,95 à 1,50 0,79 à 1,25 Nb 2,38 à 4,69 3,61 à 7,11 Ta 0,75 à 1,41 2,25 à 4,27- Les essais de limite d'élasticité, de résistance à la traction et de durée de vie avant rupture, ont été effectués en effectuant les alliages depuis HW-16 jusqu'à HW-20 qui se trouvent à l'intérieur de la zone ABCDA (Figure 5) et qui sont également identifiés dans le Tableau IX à la fois en ce qui concerne leur at% total que leur Rgdp. - 31 - Les modifications dans la teneur (A1 + Ti + Nb + Ta) sont compensées en faisant varier la teneur en Ni. Des modifications en teneur (Nb + Ta) sont tracées en tant que R gdp en fonction de at% total dans les graphiques des Figures 6 et 7. On a effectué deux essais à 704 C pour chaque composition essayée et les résultats des essais de limite de rupture et de traction effectués sont indiqués dans le Tableau XII et représentés dans les Figures 6 et 7 respectivement. La température et le degré du traitement thermique pour chaque alliage sont indiqués ci- dessous dans le tableau XII: TABLEAU XII Traitement thermique at% 0,2% YS UTS ELONG ALLIAGE TOTAL Rgdp (MPa) (MPa) (%) HW-16 5,5 0,63 547 637 14,2 567 680 17,0 HW-20 5,5 0,91 865 881 2,9 837 850 7,5 HW-17 7,5 0,64 846 853 5,3 922 948 5,2 HW-18 7,5 0,73 1042 1052 5,9 1044 1056 5,2 HW-19 7,5 0,93 881 1060 10,7 934 1111 7,8 TRAITEMENT THERMIQUE HW-16 HW-17 HW-18 HW-19 HW-20 Solution 975 C 1100 C 1125 C 1075 C 1025 C (lh) Veillissement 775 C/4 h + 700 C/10 h. - 32 - Les résultats des essais de rupture sont indiqués dans le Tableau XIII. Les conditions de l'essai étaient de 704 C et de 620 MPa. Les données des essais sont rappelées dans le tableau XIV pour mieux refléter les régions de la zone ABCDA dans lesquelles, la teneur (Nb + Ta) et le at% total donnent une durée améliorée de vie avant rupture. TABLEAU XIII Durée de vie Allongement R.A. ALLIAGE avant rupture (%) (%) (h) HW-16 115 6,2 19 (J) 6,6 4,0 9,2 HW-20 34,5 3,6 7,5 (N) 1,0 3,8 8,0 HW-17 99,1 2,9 5,3 (K) 78,7 2,4 2,4 HW-18 69,8 2,0 3,8 (Q) 65,8 2,0 8,6 HW-19 53,4 5,6 10 (P) 45,3 6,0 13 TABLEAU XIV Durée de vie avant Durée de vie avant rupture rupture (h) pour (h) pour Rgd -3gdp at% TOTAL = 5,5 at% TOTAL = 7,5 0,63 115/6,6 99,1/78,7 0,73 69,8/65,8 0,93 34,5/1,0 5,34/45,3 - 33 - Des essais ont été effectués pour déterminer la gamme optimale de Co. Le complément de la teneur de ces alliages (de HW-10 à HW-15) est substantiellement le même que pour l'alliage CH-22 excepté que les modifications de la teneur en Co sont compensées en faisant varier la teneur en Ni. Les résultats des essais de limite de résistance et de résistance à la traction sont rapportées dans le Tableau XV et représentés aux Figures 8 et 9 respectivement. Des échantillons ont été recuits et vieillis comme indiqué ci-dessous dans le Tableau XV et les essais ont été effectués à 704 C. Les résultats des essais de rupture sont indiqués dans le Tableau XVI et représentés à la Figure 10. - 34- TABLEAU XV Cobalt 0,2% YS UTS ELONG Alliage (wt%) (MPa) (MPa) (%) HW-10 0,00 875 920 20,9 HW-11 4,00 870 909 10,6 HW-12 8,oo00 876 908 10,0 HW-13 12,00 865 898 8,1 *10 HW-14 16,oo00 896 934 9,9 HW-15 20,00 757 833 14,4 TRAITEMENT THERMIQUE: 1075 C/1 h + 750OC/8 h + 650O C/10 h. TABLEAU XVI Cobalt Durée de ELONG (wt%) vie avant (%) Alliage rupture (h) HW-10 0,00 20,27 5,8 HW-11 4,00 47,14 4,7 HW-12 8,oo00 85,15 3,8 HW-13 12,00 138,18 5,3 HW-14 16,00 42,23 5,6 37,46 4,2 HW-15 20,00 22,78 7,1 71,37 5,1 TRAITEMENT THERMIQUE: 1075 C/1 h + 7500C/8 h + 650oc/10 h. Des échantillons de la même composition ont été essayés à 704 C, les échantillons ayant été soumis à une température de 704 C pendant 1000 h. Les résultats des essais d'élasti- cité et de traction sont indiqués dans le Tableau XVII et représentés aux Figures 11 et 12 respectivement. Les essais de rupture sous contrainte des échantillons ayant la même composition soumises au même traitement thermique sont 25556'09 - 35 - rapportés dans le Tableau XVIII et représentés à la Figure 13. Ces essais ont été effectués à 704 C sous 620 MPa. TABLEAU XVII Cobalt 0,2 % YS UTS ELONG Alliage (wt%) (MPa) (MPa) (%) HW-10 0,00 831 887 14,5 836 883 20,6 HW-11 4,00 883 924 9,0 903 909 12,2 HW-12 8,00 957 977 8,1 923 954 8,8 HW-13 12,00 920 948 3,7 HW-14 16,00 933 963 6,0 905 931 7,0 TABLEAU XVIII Cobalt Durée de ELONG Alliage (wt%) vie avant (%) rupture (h) HW-10 0,00 51,14 3,8 27,95 4,4 HW-11 4,00 60,58 4,0 79,53 2,4 HW-12 8,00 107,12 4,4 67,94 2,9 HW-13 12,00 112,72 3,3 147,64 4,2 HW-14 16,00 60,41 3,3 93,18 2,7 - 36 - Des essais supplémentaires ont été effectués en utilisant les alliages HW40 à HW-45. Le complément des teneurs des alliages HW-40 à HW-44 était substantiellement le même que pour le CH-22, excepté que les teneurs en Nb et Ta de ces alliages étaient respectivement de 6,5 % en poids et de 0 % en poids, tandis que la composition du HW-45 était la même que celle de la composition CH-22. Les données de limite d'élasticité et de résistance à la traction pour tous ces alliages sont indiquées dans le Tableau XIX et dans les Figures 14 et 15 respectivement. Les données des essais de durée de vie avant rupture effectués à 704 C et 620 MPa sont rapportées dans le Tableau XX et à la Figure 16. TABLEAU XIX Chrome 0,2 % YS UTS ELONG Alliage (wt%) (MPa) (MPa) (%) HW-40 12,0 366 478 39,2 378 465 32,4 HW-41 15,0 728 810 19,7 726 738 9,0 HW-42 18,0 768 808 12,8 855 892 9,3 HW-43 21,0 816 853 7,2 859 881 6,1 HW-44 24,0 776 781 6,4 846 867 10,8 HW-45 18,0 820 854 7,5 704 803 4,5 TRAITEMENT THERMIQUE: 1075 C/1 h + 750 C/8 h + 650O C/10 h. - 37 - TABLEAU XX Chrome Durée de ELONG Alliage (wt%) vie (%) _ _ _ _ _ _ (h) HW-40 12,0 0,00 28,0 0,00 19,0 HW-41 15,0 2,20 5,6 1,95 3,1 HW-42 18,0 88,75 15,0 14,94 3,1 HW-43 21,0 91,86 3,1 74,05 8,4 HW-44 24,0 12,48 3,6 14,43 4,2 HW-45 18,0 165,18 7,8 ,24 3,1 TRAITEMENT THERMIQUE: 1075 C/1 h + 750 C/8 h + 650 C/10 h. Dans la composition que l'on préfère, l'alliage à base de nickel selon l'invention est substantiellement dépourvu de fer et il contient (en pourcentage pondérai) environ 16 % à environ 22 % de chrome, environ 8 % à environ 14 % de cobalt, environ 2,8 % à environ 3,0 % de molybdène, environ 2,5 % à environ 3,5 % de tantale, environ 4,5 % à environ ,5 % de niobium, environ 0,3 % à environ 0,7 % d'aluminium, environ 0,8 % à environ 1,2 % de titane, environ 0,005 % à environ -0,015 % de bore, jusqu'à 0,03 % de carbone, le complément étant apporté par du nickel. Dans les conditions optimales (avec Rgd égal à ou supérieur à 0,62, et égal à ou inférieur à 0,95, et at% total compris entre environ 5,0 et environ 8,0) la teneur minimale (en at%) de A1 + Ti est d'environ 1,9 % et la teneur minimale (en at%) de Nb + Ta est d'environ 3,1 %. La teneur maximale (en at%) de A5 + Ti est d'environ 3,1 %. Let la teneur maximale (en at%) de A + Ti est d'environ 0,3 % et la teneur maximale (en ate) de - 38 - Nb + Ta est d'environ 6,1%. Dans la composition optimisée, le complément des teneurs de l'alliage est substantiellement le même que pour l'alliage CH-22 (excepté que W peut être substitué à une partie de Mo), le complément étant essentiellement apporté par Ni. Le meilleur mode de mise en oeuvre de l'invention, tel qu'il est connu actuellement, est la composition du CH-22 (en wt%): Ni-18Cr-12Co-3Mo-5Nb- 3Ta-lTi-0,5A1-0,O01B-0,015C. Les relations de composition que l'on préfère entre l'aluminium et le titane et entre le niobium et le tantale, lorsqu'elles sont exprimées en at%, sont les suivantes: Al:Ti est d'environ 1:1 et Nb:Ta est d'environ 1:0,3. Les données présentées ici définissent les relations suivantes entre la soudabilité et le at% total et le Rgdp (la teneur de Al, Ti, Nb et Ta étant fixée ainsi) à l'intérieur de la zone ABCDA: 1. la soudabilité s'améliore lorsque at% total décroît et 2. la soudabilité s'améliore lorsque Rgdp augmente. De même, l'effet de la teneur en Co et Cr sur la limite d'élasticité (0,2 % YS), la résistance à la traction (UTS) et la durée de vie avant rupture sous contrainte, établit que pour la teneur en autres composants de la composition CH-22, la résistance optimale aux températures élevées et la durée de vie avant rupture sous contrainte optimale sont obtenues en utilisant des teneurs de Co comprises dans la gamme allant d'environ 8 à environ 14 % en poids et/ou en utilisant des teneurs en Cr dans la gamme allant de 16 à environ 22 % en poids. Sauf indication contraire, les pourcentages indiqués sont des pourcentages pondéraux. - 39 - REVENDICATIONS 1. Alliage à base de nickel, formé essentiellement (en pourcentages pondéraux) d'environ 12 % à environ 24 % de chrome; d'environ 5 % à environ 20 % de cobalt; d'environ 1 % à environ 8 % d'un élément choisi dans le groupe comprenant le molybdène, le tungstène, le rhénium et leurs mélanges; d'environ 2,0 % à environ 23,0 % de tantale, jusqu'à environ '10,5 % de niobium, jusqu'à environ 2,7 % d'aluminium; jusqu'à environ 3, 7 % de titane; d'environ 0,003 % à environ 0,05 % de bore; jusqu'à environ 0,10 % de carbone; jusqu'à environ>1 % de zirconium; jusqu'à environ % de fer; jusqu'à environ 0,5 % de silicium; jusqu'à environ 0,5 % de manganèse; le complément étant apporté essentiellement par du nickel et ledit alliage étant caractérisé par la présence d'une fraction volumique substantielle de phase gamma-seconde et par l'absence de phase gamma-prime. 2. Alliage à base de nickel selon la revendication 1, caractérisé en ce qu'il est constitué essentiellement (en pourcentages pondéraux) d'environ 16 % à environ 24 % de chrome; d'environ 8 % à environ 16 % de cobalt; d'environ 2,25 % à environ 22,5 % de tantale; jusqu'à environ 10,1 % de niobium; jusqu'à environ 1,45 % d'aluminium; jusqu'à environ 2,54 % de titane; d'environ 0,005 % à environ 0,02 % de bore; jusqu'à environ 0,04 % de carbone, le complément étant apporté essentiellement par du nickel, la teneur en fer dudit alliage étant inférieure à environ 0,5 %, la somme des teneurs en aluminium et en titane étant comprise entre environ 0,24 % et environ 2,54 % et la somme des teneurs en niobium et en tantale étant comprise entre environ 4,70 % et environ 22,5 %. 3. Alliage à base de nickel selon la revendication 2, caractérisé en ce que la somme des teneurs en aluminium et en titane est comprise entre environ 0,48 % et environ 2,54 % et en ce que la somme des teneurs en niobium et en tantale est comprise entre environ 4,70 % et environ 19,4 %. 4. Alliage à base de nickel selon la revendication 3, - 40 - caractérisé en ce que l'alliage contient de l'aluminium, du titane et du niobium, le rapport en pourcentage atomique entre l'aluminium et le titane étant d'environ 1:1 et le rapport en pourcentage atomique entre le niobium et le tantale étant d'environ 1:0,3. 5. Alliage à base de nickel selon la revendication 2, caractérisé en ce que la teneur en cobalt est comprise dans la gamme allant d'environ 8 à environ 14 %. 6. Alliage à base de nickel selon la revendication 2, caractérisé en ce que la teneur en chrome est comprise dans la gamme allant d'environ 16 % à environ 22 %. 7. Alliage à base de nickel selon la revendication 2, caractérisé en ce qu'il est formé essentiellement d'environ 16 à environ 22 % de chrome, d'environ 8 % à environ 14 % de cobalt, d'environ 2,8 % à environ 3,0 % de molybdène, d'environ 4,5 % à environ 5,5 % de niobium, d'environ 2,5 % à environ 3,5 % de tantale, d'environ 0,8 % à environ 1,2 % de titane, d'environ 0,3 % à environ 0,7 % d'aluminium, d'environ 0,005 % à environ 0,015 % de bore, jusqu'à environ 0,03 % de carbone, le complément étant apporté essentielle- ment par du nickel. 8. Alliage à base de nickel selon la revendication 7, caractérisé à ce qu'il est formé essentiellement d'environ 18 % de chrome, d'environ 12 % de cobalt, d'environ 3 % de molybdène, d'environ 5 % de niobium, d'environ 3 % de tantale, d'environ 1 % de titane, d'environ 0,5 % d'alumi- nium, d'environ 0,01 % de bore, d'environ 0,015 % de carbone, le complément étant apporté essentiellement par du nickel. 9. Alliage à base de nickel selon la revendication 2, caractérisé en ce que ledit alliage à l'état coulé et traité thermiquement a une limite d'élasticité conventionnelle à 0,2 % d'au moins 792 MPa et une résistance à la traction extrême d'au moins 861 MPa à 704 C. 10. Alliage à base de nickel selon la revendication 9, caractérisé en ce que ledit alliage a une durée de vie avant rupture d'au moins 100 heures lorsqu'il est soumis à une contrainte de 620 MPa à 704 C. - 41 - 11. Alliage à base de nickel selon la revendication 2, caractérisé en ce que ledit alliage contient de l'aluminium, du titane et du niobium ainsi que du tantale, le rapport en pourcentage atomique entre l'aluminium et le titane étant d'environ 1:1 et le rapport en pourcentage atomique entre le niobium et le tantale étant d'environ 1:0,3. 12. Alliage à base de nickel selon la revendication 1, caractérisé en ce que ledit alliage, à l'état forgé et traité thermiquement, a une durée de vie avant rupture d'au moins 1800 heures lorsqu'il est soumis à une contrainte de 827 MPa à 6490C. 13. Alliage à base de nickel selon la revendication 1, caractérisé en ce qu'il est formé essentiellement d'environ 19 % de chrome, d'environ 13 % de cobalt, d'environ 4 % de molybdène, d'environ 0,5 % d'aluminium; d'environ 1 % de titane, d'environ 6 % de tantale, d'environ 3 % de niobium, d'environ 0,05 % de zirconium, d'environ 0,01 % de bore, le complément étant essentiellement apporté par le nickel. 14. Alliage à base de nickel ayant une teneur en tantale d'au moins environ 2,25 % en poids et une teneur en fer maximale d'environ 5,0 % en poids, caractérisé par la présence d'une fraction volumique substantielle de phase gamma seconde et l'absence de phase gamma prime, la somme des teneurs en pourcentage atomique de l'aluminium et du titane étant égale ou inférieure à environ 3,0 % et égale ou supérieure à environ 0,5 %, la somme des teneurs en pourcentage atomique du niobium et du tantale étant égale ou inférieure à environ 7,5 % et égale ou supérieure à environ 3,0 % et la teneur totale en aluminium, titane, nobium et tantale en pourcentage atomique total étant. égale à ou supérieure à environ 5,0 et égale ou inférieure à environ 8,0. 15. Alliage à base de nickel selon la revendication 14, caractérisé en ce que la teneur en cobalt est comprise entre environ 8 et environ 14 % en poids. 16. Alliage à base de nickel selon la revendication 15, caractérisé en ce que la teneur en cobalt est comprise entre environ 10 et environ 14 % en poids et en ce que la teneur - 42 - en tantale est comprise entre environ 2,5 et 3,5 % en poids. 17. Alliage à base de nickel selon la revendication 16, caractérisé en ce que la teneur en fer est inférieure à environ 0,5 % en poids. 18. Alliage à base de nickel selon la revendication 14, caractérisé en ce que la somme des teneurs en pourcentage atomique de l'aluminium et du titane est comprise entre environ 1,0 % et environ 3,0 % et en ce que la somme des teneurs en pourcentage atomique du niobium et du tantale est comprise entre environ 3,0 % et 6,4 %. 19. Alliage à base de nickel selon la revendication 18, caractérisé en ce que l'alliage contient de l'aluminium, du titane et du niobium, ainsi que du tantale, le rapport en pourcentage atomique entre l'aluminium et le titane étant d'environ 1:1 et le rapport en pourcentage atomique entre le niobium et le tantale est d'environ 1:0,3. 20. Alliage à base de nickel selon la revendication 14, caractérisé en ce que la teneur en fer est inférieure à environ 0,5 % en poids; 21. Alliage à base de nickel selon la revendication 20, caractérisé en ce que la somme des teneurs en pourcentage atomique de l'aluminium et du titane est égale ou inférieure à environ 2,5 % et égale ou supérieure à environ 2,0 % et en ce que la somme des teneurs en pourcentage atomique du niobium et du tantale est égale ou inférieure à environ 4,6 % et égale ou supérieure à environ 4,1%. 22. Alliage à base de nickel selon la revendication 14, caractérisé en ce que la composition comprend d'environ 8 à environ 14 % de cobalt et en ce qu'elle est substantiel- lement dépourvue de fer. 23. Alliage à base de nickel selon la revendication 22, caractérisé en ce que la composition renferme d'environ 16 à environ 22 % de chrome.