FR 2599759 A1 19871211 FR 8707450 A 19870526 La présente invention concerne des superalliages monocristallins de composition eutectique ou presque eutectique. Les propriétés mécaniques à haute température des superalliages selon l'invention sont améliorées par précipitation de matières disper5 sées d'une phase de l'eutectique dans la matrice monocristalline pendant le traitement thermique après la solidification du monocristal à partir de la phase fondue du superalliage. Au cours de la solidification, la croissance de la phase dispersée est supprimée. Le rendement des moteurs à turbine à gaz dépend de façon notable de la température de fonctionnement des divers composants du moteur, des températures de fonctionnement accrues fournissant des rendements accrus. La recherche de rendements accrus a conduit et continue à conduire à des progrès dans l'amélioration 15 des superalliages à base de nickel résistant à la température qui peuvent supporter des températures de plus en plus élevées tout en maintenant leurs propriétés de matériaux de base. Les procédés de moulage utilisés avec les premières générations de superalliages à base de fer, de cobalt et de 20 nickel, couramment appelés superalliages moulés classiques, ont généralement produit des composants de moteurs à turbine à gaz dont les microstructures ont consisté en une multitude de grains isoaxiques d'orientations cristallographiques aléatoires avec des frontières de grains entre les grains. Des améliorations dans la capacité des superalliages classiques à supporter des températures plus élevées sans nuire à d'autres qualités nécessaires, telles que la résistance aux contraintes et la résistance à l'oxydation, ont été obtenues par des 5 recherches sur les alliages et l'introduction de techniques de traitement améliorées. Ces perfectionnement ont découlé de la découverte du fait que la résistance aux contraintes de tels superalliages et d'autres caractéristiques importantes dépendaient de la résistance des frontières de grains. Pour renforcer ces superal10 liages classiques, des efforts initiaux ont tendu à renforcer les frontières de grains par addition de divers éléments de renforcement de frontière de grains tels que le carbone (C), le bore (B), le zirconium (Zr) et l'hafnium (Hf) et par la suppression d'impuretés néfastes telles que le plomb (Pb) ou le bismuth (Bi) 15 qui tendaient à distendre et à affaiblir les frontières de grains. Des efforts pour augmenter encore les valeurs de résistance aux contraintes dans les superalliages classiques à base de nickel en orientant de façon préférentielle les frontières de grains parallèlement à la croissance, c'est-à-dire la direction de 20 solidification, ont ensuite été entrepris. L'orientation préférentielle des grains entraîne généralement une structure de grains entre grains longs et élancés en forme de colonnes orientées sensiblement parallèlement à une direction cristallographique unique et minimise ou élimine les frontières de grains transverses à la 25 direction de croissance. Le procédé utilisé, appelé solidification directionnelle (DS), est décrit par exemple dans le brevet des Etats-Unis d'Amérique 3 897 815, Smashey. Les descriptions de tous les brevets américains mentionnées ici seront considérés comme connues. En comparaison des produits à superalliages moulés classiques, les produits solidifiés de façon directionnelle ont présenté une résistance aux contraintes accrue quand les grains en forme de colonnes étaient alignés parallèlement à la fois à la direction de solidification et à l'axe de contrainte principale 35 par suite de l'élimination ou de la minimisation des frontières de grains transverses à l'axe des contraintes principales. En outre, la solidification directionnelle (DS) assure une amélioration d'autres propriétés telles que la ductilité et la résistance au vieillissement à faible cycle de répétition, par suite de l'orien5 tation préférée des grains. Toutefois, des propriétés de résistance et ductilité réduite existent encore dans les directions transverses par suite de ia présence de fontières de grains en colonnes longitudinales dans de tels produits à solidification directionnelle. L'addition d'HF, C, B, et Zr a été utilisée pour 10 améliorer la résistance des frontières de grains transverses de tels alliages comme cela était fait précédemment dans des superalliages isoaxiques classiques à base de nickel. Toutefois, une addition importante de tels éléments agissait pour réduire le point de fusion et entraînait des limitations au traitement 15 thermique qui ne permettaient pas l'obtention de microstructures souhaitées pour obtenir des rigidités maximum dans de tels superalliages solidifiés de façon directionnelle. Il a été noté depuis quelque temps que des produits pouvaient être moulés selon diverses formes en tant que mono20 cristaux, éliminant ainsi les frontières de grains. Une étape logique a alors consisté à modifier le processus DS pour permettre la solification des produits de superalliages en tant que monocristaux pour éliminer les frontières de grains d'angles élevés s'étendant longitudinalement précédemment observées dans les 25 produits à solidification directionnelle. On a alors tenté d'autres'efforts pour améliorer les processus de moulage de produits monocristallins, tels que des ailettes et des vannes utiles dans des moteurs à turbine à gaz, et pour former des superalliages particulièrement adaptés à de tels 30 processus de moulage et à de telles applications. Des exemples de telles améliorations de procédés et d'alliages peuvent être trouvés par exemple dans les brevet des Etas-Unis d'Amérique 3 494 709, Piearcey; 3 915 761, Tschinkel et al.; 4 116 723, Gell et al.; 4 209 348, Duhl et al.; 4 453 588, Goulette et 35 al.; et 4 459 160, Meetham et al. D'autres types d'alliages présentant des résistances aux contraintes élevées à haute température, en combinaison avec une bonne résistance à la corrosion et à l'oxydation à chaud, et en conséquence utiles comme composants, en particulier ailettes et 5 vannes, pour moteurs à turbine à gaz sont les alliages eutectiques. Des alliages eutectiques appropriés peuvent être moulés en utilisant un procédé de solidification directionnelle, quelquefois appelé solidification à front plan, de façon à produire des produits composites anisotropes, polycristallins, et à grains en 10 colonnes, présentant une matrice de superalliage avec des fibres de renforcement qui y sont logées et qui sont alignées sensiblement parallèlement à la direction de solidification. De façon illustrative, dans le superalliage eutectique à base de nickel décrit dans le brevet des Etats-Unis d'Amérique 15 4 305 761, Bruch et al. ; des fibres alignées de carbure métallique de renforcement d'eutectique sont logées dans une matrice gamma-gamma prime dans laquelle la phase de renforcement gamma prime est dispersée dans la phase gamma. Les fibres de carbure métalliques de renforcement (MC ou monocarbure) sont celles dont 20 le métal est essentiellement Ta, mais peuvent comprendre, en outre, des métaux tels que Mo, W, V, Re et Cb selon que l'on peut les inclure dans l'alliage. D'autres superalliages eutectiques à base de nickel sont décrits par exemple dans les brevet des EtatsUnis d'Amérique 4 284 430, Henry, et 4 292 076, Gigliotti et al. Dans le cas d'un alliage nickel-aluminium-molybdènetantale décrit dans le brevet des Etats-Unis d'Amérique 4 288 259, Pearson et al., la structure comprend une matrice gamma prime [Ni3(Al,Ta)] et une seconde phase cubique centrée à corps alpha (Mo) sous forme fibreuse. Dans le brevet des Etats-Unis d'Amérique 30 3 985 582, Bibring et al., il est décrit des produits en superalliages eutectiques dans lesquels des fibres de carbure sont logées selon une matrice polycristalline à grains en colonnes d'un superalliage réfractaire complexe et dans lesquels la matrice contient également des précipités fins de carbure de même nature que les 35 fibres. Un inconvénient notable de l'utilisation de superalliages eutectiques dans des applications à des moteurs à turbine à gaz réside dans leur coût élevé associé aux vitesses de croissance requises, proches de l'équilibre, généralement très lentes, typi5 quement de l'ordre de 0,6 cm (un quart de pouce) à l'heure. Selon la présente invention, il s'est avéré que la résistance, en particulier à haute température de superalliages monocristallins de composition eutectique ou presque eutectique peut être notablement accrue en induisant thermiquement la précipi10 tation de matières dispersées d'une phase de l'eutectique dans la matrice monocristalline après la solidification du monocristal à partir du mélange fondu de l'alliage. Pendant la solidification, la croissance de la phase dispersée est supprimée. L'-invention s'applique tout particulièrement à des superalliages monocris15 tallins tels que ceux présentant une base à prédominance de nickel, de fer ou de cobalt et est particulièrement adaptée à la fabrication de produits, en particulier des ailettes et des vannes, destinés à être utilisés dans des régions de très haute température de moteurs à turbine à gaz. De tels produits présen20 tent beaucoup des propriétés souhaitables de résistance à haute température des superalliages eutectiques solidifies, comme cela était précédemment effectué, contenant une phase de renforcement fibreuse dans la matrice de superalliages mais sont plus intéressants d'un point de vue économique puisque des vitesses de crois25 sance lentes ne sont pas nécessaires. Avec le procédé selon l'invention, un eutectique ou un presque eutectique formant un superalliage est choisi; l'alliage est solidifié de façon directionnelle pour former une matrice monocristalline à une vitesse suffisante pour supprimer la croissance 30 dans la matrice de toute phase comprenant l'eutectique; et ensuite, on amène le monocristal à une température et pendant une durée suffisante pour précipiter les matières dispersées de la phase ou des phases précédemment supprimées. Le produit résultant est un produit monocristallin 35 présentant une matrice de superalliage de composition eutectique ou presque eutectique avec une dipersion d'au moins une phase de l'eutectique. Ces objets, caractéristiques et avantages ainsi que d'autres de la présente invention seront exposés plus en détail dans la description suivante de modes de réalisation particuliers faite en relation avec les figures jointes parmi lesquelles: la figure 1 est une microphotographie à un grossissement de 100 d'un superalliage monocristallin à base de nickel selon l'invention contenant du TaC dispersé; la figure 2 représente le superalliage de la figure 1 à un grossissement de 500; la figure 3 représente le superalliage de la figure 1 avec des matières dispersées de TaC représentées à un grossissement de 1000; la figure 4 est une microphotographie par balayage électronique de la figure 1 représentant les matières dispersées 15 de monocarbure à un grossissement de 1000 en relief; la figure 5 est une microphotographie par balayage électronique du superalliage de la figure 1 représentant des matières dipersées de carbure dans une zone différente de celle de la figure 4 avec un grossissement de 2000; la figure 6 est une microphotographie à un grossissement de 1000 d'un superalliage à base de nickel selon l'invention différente de celui de la figure 1 avec des carbures dipersés MC; et la figure 7 est un graphique de force de rupture en 25 fonction du paramètre de Larson-Miller sur lequel les forces de rupture des alliages sur la présente invention sont comparées à celles des superalliages utilisés commercialement de l'art antérieur. La présente invention concerne des superalliages de 30 composition eutectique ou presque eutectique solidifiés sous force de monocristaux alors que la croissance ou précipitation d'une ou plusieurs phases discrètes de l'eutectique est supprimée. La suppression de la croissance de phases discrètes dans la matrice est essentielle puisque de telles phases forment des cycles de 35 nucléation pour une croissance de grains supplémentaires empêchant ainsi la croissance d'un grain unique. Pour supprimer une telle croissance pendant la solidification, des compositions d'alliage sont choisies de sorte qu'elles soient de préférence d'une composition hypo- eutectique ou eutectique, mais généralement non hyper5 eutectique, et la matrice monocristalline est solidifiée à une vitesse relativement rapide d'environ 10 à 50 cm ou plus à l'heure. Une vitesse trop rapide entraînerait l'impossibilité de maintenir une croissance monocristalline. Le monocristal résultant métastable en solution solide est ensuite chauffé à une tempé10 rature suffisante pour précipiter une dispersion de la phase précédemment supprimée de l'eutectique dans la matrice. Une exigence supplémentaire souhaitable mais non nécessaire pour réaliser la dispersion dans la matrice monocristalline est que la structure cristalline de la matrice de superalliage et celle de la phase 15 supprimée soient identiques. Les matières dispersées qui sont précipitées dans la matrice d'alliage monocristallin selon l'invention prennent généralement la forme de plaquelettes plutôt que de fibres discrètes typiquement formées quand ces all.ages sont formés par solidifi20 cation en front plan. De telles matières dispersées contribuent de façon notable au renforcement des structures d'alliages monocristallins, en particulier aux températures élevées o ces structures sont fréquemment utilisées. En outre, les monocristaux renforcés de matières dispersées selon l'invention peuvent être amenés à 25 croitre à une vitesse relativement rapide, les rendant ainsi économiquement intéressants, contrairement aux alliages eutectiques renforcés par fibres de l'art antérieur. Des compositions de superalliages typiques à base de nickel (en pourcents pondéraux) appropriées à la présente inven30 tion sont les suivantes: BASE NICKEL Préféré Plus particulièrement Aluminium Chrome Tungstène Rhénium Tantale Cobalt Colombium Molybdène Carbone Bore Zirconium 15 Hafnium Titane Yttrium Vanadium 4,0 - 8,0 3,0 - 9,0 4,0 - 8,0 0 - 6,0 5,0 - 12,0 4,0 - 10,0 0 - 2,0 0 - 4, 0 0,1 - 0,5 0 - 0,04 0 - 0,2 0 - 1,0 0 - 2,0 0 - 0,05 0 - 3,0 préféré ,5 - 6,5 4,0 - 7,5 5,0 - 6,0 3,0 - 6,0 6,5 - 8,5 4,0 - 6,0 0,5 - 1,5 0,5 2,0 0,15 - 0,25 0 - 0,02 0 - 0,1 0 - 0,2 o - 1,0 0 - 0,04 0 - 1,0 et des impuretés acciden- Le reste étant du nickel telles. Alors qu'elle est décrite sous forme de superalliage à base de nickel, on considère que l'invention s'applique également à des superalliages basés sur d'autres éléments, par exemple des superalliages à base de fer et de cobalt. Des matières dispersées préférées selon l'invention sont des carbures tels que TaC, NbC, TiC, Cr2C3, Cr3C7, ZrC, HfC, ReC, WC et MoC ou leurs mélanges. Des matières dispersées supplémentaires utiles sont le molybdène et Ni3Nb. Bien que la présente invention soit décrite à partir 30 d'alliages eutectiques et de réaction du type eutectique, on estime actuellement que la présente invention s'applique également à des systèmes d'alliages présentant des réactions de transformation différente, par exemple des systèmes péritectiques. Certains superalliages présentent une réaction de 35 précipitation qui survient dans la matrice et la renforce. Cette réaction et son produit doivent être distingués de la réaction de précipitation de matière dispersée dont le produit est une dispersion de précipité d'une ou plusieurs phases de l'eutectique. La réaction des matières dispersées peut être autorisée à prendre place avec la réaction de renforcement de la matrice ou, de préfé5 rence, les réactions peuvent être amenées à survenir séparément. Par exemple, un superalliage eutectique à base de nickel renforcé gamma/gamma prime comprenant du TaC gamma et en forme de fibres (ou en forme de barreaux) en tant que phases d'équilibre continues (matricielles) et discrètes, respectivement, de l'eutectique et 10 qui présente également une réaction gamma prime, est choisi. Le gamma prime précipitera dans la matrice gamma quand la température chute en dessous de la température de dissolution gamma prime. Ceci peut survenir alors que le motocristal est à une température élevée, par exemple à une distance éloignée du front de solidifi15 cation, et de façon plus certaine par suite d'un refroidissement du monocristal solidifié à température ambiante. Dans une séquence non optimisée, le monocristal est chauffé à une température (solution gamma prime) suffisante pour amener le gamma prime précipité en solution, température à laquelle la réaction de précipitation 20 de matière dispersée surviendra également. Ensuite, la matrice supersaturée (par rapport au gamme prime) avec les matières dispersées est amenée à une température de vieillissement appropriée et le gamma prime est précipité dans la matrice gamma. Dans certains alliages, un second traitement de vieillisement est utilisé, à une 25 température plus faible que le premier, pour précipiter des quantités supplémentaires de gamma prime et pour optimiser d'une autre manière les propriétés de la matrice.Dans la séquence optimisée, la réaction des matières dispersées est effectuée- d'abord. Ensuite, le monocristal est 30 chauffé à une température différente, généralement plus élevée, suffisante pour amener en solution le gamma prime, refroidi et ensuite vieilli à une température plus faible que la température de réaction des matières dispersées. Puisque la durée requise pour mettre en solution le gamma prime sera brève, les matières dis35 persées plus stables seront peu affectées. Un avantage de cette séquence optimisée à plusieurs étapes est que les matières dispersées sont précipitées à la température la plus faible possible et, en conséquence, sont plus fines que si elles étaient précipitées à la température de solution de gamma prime plus élevée. Pour que l'homme de l'art puisse mettre en oeuvre l'invention, les exemples suivants vont être donnés à titre d'illustration et non pas à titre limitatif. Exemple 1 Des monocristaux ont été amenés à croître à partir 10 d'une solution fondue eutectique stoechiométrique ayant la composition (en pourcents en poids): 4,0 % Cr, 4,0 % Co, 5,5 % Al, 4,5 % W, 6,0 % Re, 8,4 % Ta, 0,03 % B, 3,0 % Mo, 0,23 % C, et le complément étant du Ni et des impuretés accidentelles (alliage 900, tableau I). Les monocristaux ont été amenés à croître à des 15 vitesses de 20 cm (8 pouces) à l'heure, 35 cm (14 pouces) à l'heure, 40 cm (16 pouces) à l'heure et 50 cm (20 pouces) à l'heure sans qu'il apparaisse aucune réaction eutectique. Les monocristaux ont été ensuite traités thermiquement à 1302 C (2375 F) pendant 4 heures pour mettre en solution la phase gamma prime et 20 pour provoquer la réaction de type eutectique. L'alliage a été ensuite vieilli à 1080 C (1975 F) pendant 16 heures et à 900 C (1650 F) pendant 16 heures pour précipiter la phase gamma prime. Pendant le traitement de la solution gamma prime à 1302 C pendant quatre heures, et également pendant le refroidissement à partir de 25 la température de solution, des matières dispersées de carbure MC ont été précipitées. Ces matières dispersées de carbure MC sont représentées dans les microphotographies des figures 1 (xlOO) et 2 (x500). La figure 3 est une microphotographie à balayage électronique à 30 grandissement plus important (x1000) des matières dispersées de carbure de l'alliage monocristallin des figures 1 et 2. Dans cette microphotographie, deux formes différentes de matière dispersée sont représentées. Les formes des matières dispersées de la figure 3 apparaissent plus clairement dans la microphotographie par 35 balayage électronique de la figure 4. Dans la figure 4 (xlO00), TABLEAU I COMPOSITIONS D'ALLIAGE (pourcent en poids) Alliage* Co Cr A1 Ti W Mo Re Ta C b C B 900 4,0 4,0 5,5 0 4,5 3,0 6,0 8,4 0 0,23 0,03 901 4,0 4,0 5,5 0 4,5 3,0 3,0 8,4 0 0,23 0,03 902** 7,5 7,0 6,2.0 6,0 1,5 3,0 10,0 0.0,23 0,03 909*** 4,0 4,0 6,2 1,0 4,5 2,0 6,0 8,5 0,5 0,23 0,03 918 4,0 4,0 6,0 0 4,5 3,0 6,0 8,4 0 0,23 0,03 919 4,0 4,0 6,2 0 4,5 3,0 6,0 8,4 0 0,23 0,03 920 4,0 4,0 6,0 0 4,5 3,0 6,0 8,4 0,5 0,23 0,03 3 922 7,0 7,0 6,2 0 6,0 1,5 3,0 6,5 0 0,23 0,03 Monocristal 5,0 10,0 5,0 1,5 4,0 0 0 12,0 0 0 0 commercial * le reste en nickel y compris des impuretés accidentelles ** plus 0,04Y **** plus 0,15 Hf, 0,03 Zr, et 0,04 Y LnI %O Ln %O tri les matières dispersées de carbure sont représentées en relief comme cela est obtenu en attaquant d'abord électrolytiquement la matrice gamma/gamma prime. Les matières dispersées en forme de plaquelettes ont été identifiées par des techniques de spectro5 scopie par dispersion d'énergie, de diffraction de zones choisies et de diffraction aux rayons X, comme étant du carbure de tantale contenant de petites quantités de Mo, Re et W. De façon similaire, des matières dispersées de forme sphérique ont été identifiées comme étant essentiellement du carbure de tantale pur. La figure 5 10 est une microphotographie par balayage électronique de grandissement encore plus important (x2000) du superalliage de la figure 4 représentant des matières dispersées de carbure dans une zone différente de celle indiquée en figure 4. Exemle215 La figure 6 est une microphotographie (xlO00) de matières dispersées de carbure dans un alliage monocristallin à base de nickel également préparé selon la présente invention et l'exemple 1 (vitesse de croissance de 30 cm (12 pouces) à l'heure et ayant la composition: 4,0 % Cr, 5,5 % Al, 8,4 % Ta, 4,0 % Co, 20 4,5 % W, 3,0 % Mo, 3,0 % Re, 0,23 % C, 0,03 % B, et le reste en nickel et en impuretés accidentelles (Alliage 901, tableau I). Le superalliage monocristallin de cet exemple contient seulement des matières dispersées de carbure de forme sphérique. Le changement de forme des matières dispersées dans ce superalliage a été pro25 voqué par le changement de la composition chimique du superalliage. Cet exemple illustre la variété des possibilités de l'invention pour obtenir des matières dispersées de type eutectique de diverses compositions et morphologies par des changements de composition chimique du superalliage et/ou des conditions de 30 traitement. Exemple_1 Le tableau I énumère les compositions des alliages préparés sous forme monocristalline selon la présente invention. Il est également indiqué la composition d'un alliage monocris35 tallin de l'art antérieur couramment utilisé en tant que matériau d'ailette dans des moteurs à turbine à gaz. Après une croissance sous forme de monocristaux à une vitesse de croissance de 20 cm (8 pouces) à l'heure comme cela est décrit dans l'exemple 1, l'alliage 902 du tableau I a été mis en solution à 1302 C (2375 F) pendant 4 heures, l'alliage 909 a été 5 mis en solution à 1288 C (2350 F) pendant 8 heures, les alliages 918 et 919 ont été mis en solution à 1282 C (2340 F) pendant 6 heures et les alliages 920 et 922 ont été mis en solution à 1282 C pendant 4 heures. Tous ces alliages ont été ensuite veillis à 1080 C (1975 F) et 900 C (1650 F) pendant 16 heures à chacune 10 des températures de vieillissement. Tous ces alliages présentaient des matières dispersées de carbure dans une matrice monocristalline gamma plus gamma prime. Exem-ole 4 L'alliage 900 du tableau I a été testé en ce qui 15 concerne ses propriétés d'élasticité à 871 C (1600 F) et 982 C (1800 F). Les résultats du test sont indiqués dans le tableau II. Alliage TABLEAU II PROPRIETES ELASTIOUES DES ALLIAGES Tempéra- Limite Résistance ture élastique à la C à 0,2% rupture 871 131,7 145,5 982 100,0 112,1 900 900 monocristal commercial l Pourcent de réduction de surface 4,9 12,1 22,0 18,0 871 982 ,0 62,0 -,0 97,0 L'alliage 900 monocristallin renforcé par dispersion 30 est équivalent ou meilleur que l'alliage commercial en ce qui concerne la limite élastique et la limite de rupture. La ductilité de l'alliage 900, telle que mesurée par la réduction au pourcent de surface pendant les tests de traction, bien qu'inférieure à l'alliage commercial, est plus que convenable pour être utilisée 35 dans des moteurs de turbine à gaz. Exemple 5 Les propriétés de résistance à la rupture de certains des alliages préparées dans l'exemple 3 ont été mesurées. Les conditions du test et ses résultats sont indiqués dans le tableau III. TABLEAU III LIMITE DE RUPTURE DES ALLIAGES Alliage Condition Durée de vie de test en heure 900 871 C/80 KSI 115,6 900 982 C/30 KSI 359,8 900 982 C/40 KSI 103,9 900 1098 C/15 KSI 174,4 902 982 C/40 KSI 48,9 902 1098 C/20 KSI 37,1 918 982 C/40 KSI 51,9 918 1098 C/20 KSI 24,2 919 982 C/40 KSI 42,8 919 1098 C/20 KSI 36,4 922 871 C/80 KSI 114,4 922 982 C/40 KSI 79,0 922 1098 C/20 KSI 59,1 Les résistances à la rupture des alliages monocristallin renforcés par dispersion selon la présente invention présentées dans le tableau II sont indiquées sur une courbe de paramètre de Larson-Miller de la figure 7 pour comparer leurs durées de vie aux alliages monocristallins commerciaux de l'art 30 antérieur. Il est clair à partir du tableau III et de la figure 7 que les alliages monocristallin selon la présente invention présentent un avantage de 25 à 55 C (50 à 100 F) par rapport aux superalliages de l'art antérieur renforcés seulement par la phase gamma 35 prime et en conséquence sont particulièrement utiles dans des applications qui nécessitent des matériaux qui maintiennent une résistance de la rupture élevée à de hautes températures de fonctionnement tels que des déflecteurs, des composants d'échappement, des joints et des embouts d'ailettes dans des moteurs de turbine à gaz. Bien que décrite en relation avec des modes de réalisation particuliers, la présente invention peut être soumise à de nombreuses variantes et modifications. REVENDICATIONS 1. Procédé de fabrication d'un produit monocristallin renforcé caractérisé en ce qu'il comprend les étapes suivantes: (a) choisir un superalliage formant un eutectique; (b) solidifier de façon directionnelle le superalliage 5 pour former une matrice monocristalline à une vitesse suffisante pour supprimer la croissance dans la matrice de toute phase discrète comprenant l'eutectique; (c) amener la monocristal solidifié de façon directionnelle à une température et pendant une durée suffisante pour préci10 piter dans la matrice monocristalline des matières dispersées d'au moins l'une de la ou des phases discrètes précédemment supprimées. 2. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que le superalliage est à base de nickel. 3. Procédé selon la revendication 2, caractérisé en ce 15 que les phases de l'eutectique sont la phase gamma et un monocarbure. 4. Procédé selon la revendication 3, caractérisé en ce que la phase supprimée est le monocarbure. 5. Procédé de fabrication d'un produit monocristallin 20 renforcé caractérisé en ce qu'il comprend les étapes suivantes: (a) choisir un superalliage formant un eutectique, ce superalliage présentant également une phase de renforcement matricielle; (b) solidifier de façon directionnelle le superalliage 25 pour former une matrice monocristalline à une vitesse suffisante pour supprimer la croissance dans la matrice de toute phase discrète comprenant l'eutectique. (c) chauffer le monocristal à une température supérieure à la température de solution de la phase de renforcement de 30 la matrice. (d) maintenir le monocristal à la température de l'étape (c) pendant une durée suffisante pour mettre en solution toute phase de renforcement de matrice présente et pour précipiter dans la matrice monocristalline des matières dispersées d'au moins l'une des phases discrètes précédemment supprimées; et (c) chauffer le monocristal à au moins une première température suffisante pour faire précipiter la phase de renfor5 cement de matrice dans la matrice. 6. Procédé de fabrication d!un produit monocristallin renforcé caractérisé en ce qu'il comprend les étapes suivantes (a) choisir un superalliage formant un eutectique, ce superalliage présentant également une phase de renforcement 10 matricielle; (b) solidifier de façon directionnelle le superalliage pour former une matrice monocristalline à une vitesse suffisante pour supprimer la croissance dans la matrice de toute phase discrète comprenant l'eutectique. (c) chauffer le monocristaI à une température et pendant une durée suffisante pour faire précipiter dans la matrice monocristalline des matières dispersées d'au moins l'une des phases discrètes précédemment supprimées; (d) chauffer le monocristal à une température supé20 rieure à la température de solution de la phase de renforcement de matrice pendant une durée suffisante pour mettre en solution toute phase de renforcement de matrice présente; et (e) chauffer le monocristal à au moins une première température suffisante pour faire précipiter la phase de renfor25 cement de matrice dans la matrice. 7. Procédé de fabrication d'un produit monocristallin renforcé caractérisé en ce qu'il comprend les étapes suivantes: (a) choisir un superalliage à base de nickel formant un eutectique, cet eutectique et comprenant au moins une phase dis30 crète et une phase continue; (b) solidifier de façon directionnelle le superalliage pour former une matrice monocristalline à une vitesse suffisante pour supprimer la croissance dans la matrice de toute phase discrète comprenant l'eutectique; (c) amener la monocristal solidifié de façon directionnelle à- une température et pendant une durée suffisante pour précipiter dans la matrice monocristalline des matières dispersées d'au moins l'une de la ou des phases discrètes précédemment supprimées. 8. Procédé de fabrication d'un produit monocristallin caractérisé en ce qu'il comprend les étapes suivantes: (a) choisir un superalliage à base de nickel formant un eutectique, cet eutectique comprenant au moins une phase discrète et une phase continue, ce superalliage comprenant également une phase de renforcement de matrice; (b) solidifier de façon directionnelle le superalliage pour former une matrice nonocristalline à une vitesse suffisante pour supprimer la croissance dans la matrice de toute phase discrète comprenant l'eutectique. 9. Procédé selon la revendication 8, caractérisé en ce 15 qu'il comprend en outre les étapes suivantes: (a) chauffer le monocristal à une température supérieure à la température de solution de la phase de renforcement de matrice; (b) maintenir le monocristal à la température de 20 l'étape (a) pendant une durée suffisante pour mettre en solution toute phase de renforcement de matrice présente et pour précipiter dans la matrice monocristalline des matières dispersées d'au moins l'une des phases discrètes précédemment mentionnées; et (c) chauffer le monocristal à au moins une première 25 température suffisante pour faire précipiter la phase de renforcement de matrice dans la matrice. 10. Procédé selon la revendication 8, caractérisé en ce qu'il comprend en outre les étapes suivantes: (a) chauffer le monocristal à une température et 30 pendant une durée suffisante pour faire précipiter dans la matrice monocristalline des matières dispersées d'au moins l'une des phases discrètes précédemment supprimée; (b) chauffer le monocristal à une température supérieure à la température de solution de la phase de renforcement de 35 matrice pendant une durée suffisante pour mettre en solution toute phase de renforcement de matrice présente; et (c) chauffer le monocristal à au moins une première température suffisante pour précipiter la phase de renforcement de matrice dans la matrice. 11. Procédé selon l'une des revendications 5, 6, 9 ou 5 10 caractérisé en ce qu'il comprend en outre l'étape consistant à chauffer le monocristal à une seconde température, inférieure à la première température, pour faire précipiter des quantités supplémentaires de la phase de renforcement de matrice. 12. Procédé selon la revendication 8, caractérisé en ce 10 que ladite vitesse est dans la gamme d'environ 10 à environ 50 cm (4 à 20 pouces) à l'heure. 13. Procédé selon la revendication 8, dans lequel le superalliage comprend essentiellement environ (en pourcent en poids): 4,0 - 8,0 Al, 3, 0 - 9,0 Cr, 4,0 - 8,0 W, 0 - 6,0 Re, 5,0 15 - 12,0 Ta, 4,0 - 10,0 Co, 0 - 2,0 Cb, 0 - 4,0 Mo, 0,1 - 0,5 C, 0 0,04 B, 0 - 0,2 Zr, 0 - 1,0 Hf, 0 - 2, 0 Ti, 0 - 0,05 Y, 0 - 3,0 V, le reste étant constitué de nickel et d'impuretés accidentelles. 14. Procéde selon la revendication 13, caractérisé en ce que le superalliage comprend essentiellement environ 5,5 - 6,5 20 Al, 4,0 - 7,5 Cr, 5,0 - 6,0 W, 3,0 - 6,0 Re, 6,5 - 8,5 Ta, 4,0 6,0 Co, 0,5 - 1,5 Cb, 0, 5 - 2,0 Mo, 0,15 - 0,25 C, 0 - 0,02 B, 0 0,1 Zr, 0 - 0,2 Hf, 0 - 1,0 Ti, 0 - 0,04 Y, 0 - 1,0 V, le reste étant constitué de nickel et d'impuretés accidentelles. 15. Produit constitué d'un superalliage formant un 25 eutectique, cet eutectique comprenant au moins deux phases, caractérisé en ce qu'il comprend une matrice monocristalline d'une première phase de l'eutectique et une dispersion dans la matrice d'au moins l'autre phase de lteutectique. 16. Produit selon la revendication 15, caractérisé en 30 ce qu'il constitue un composant d'un moteur de turbine à gaz. 17. Produit selon la revendication 16, caractérisé en ce qu'il constitue une ailette. 18. Produit selon la revendication 16, caractérisé en ce qu'il constitue une vanne. - 2599759 19. Produit selon la revendication 15, ayant une composition comprenant essentiellement environ (en pourcent en poids): 4,0 - 8,0 Al, 3,0 - 9,0 Cr, 4,0 - 8,0 W, 0 - 6,0 Re, 5,0 - 12,0 Ta, 4,0 - 10,0 Co, 0 - 2,0 Cb, 0 4,0 Mo, 0,1 - 0,5 C, 0 - 0,04 5 B, 0 - 0,2 Zr, 0 - 1,0 Hf, 0 - 2,0 Ti, 0 0,05 Y, 0 - 3,0 V, le reste étant constitué de nickel et d'impuretés accidentelles. 20. Produit selon la revendication 19, ayant une composition comprenant essentiellement environ (en pourcent en poids) 5,5 - 6,5 Al, 4,0 - 7,5 Cr, 5,0 - 6,0 W, 3,0 - 6,0 Re, 6,5 - 8,5 10 Ta, 4,0 - 6,0 Co, 0,5 - 1,5 Cb, 0,5 - 2,0 Mo, 0,15 - 0,25 C, 0 0,02 B, 0 - 0,1 Zr, 0 - 0,2 Hf, 0 - 1,0 Ti, 0 - 0,04 Y, 0 - 1,0 V, le reste étant constitué de nickel et d'impuretés accidentelles.