FR 2949234 A1 20110225 FR 0955714 A 20090820 Superalliage base nickel et pièces réalisées en ce superalliage L'invention concerne le domaine des superalliages à base nickel, destinés notamment à la fabrication de pièces pour turbines terrestres ou aéronautiques, par exemple des disques de turbines. L'amélioration des performances des turbines réclame des alliages de plus en plus performants aux hautes températures. Ils doivent notamment être capables de supporter des températures de fonctionnement de l'ordre de 700°C. Dans ce but, on a développé des superalliages permettant de garantir de hautes propriétés mécaniques à ces températures (résistance à la traction, résistance au fluage et à l'oxydation, tenue à la propagation de fissures) pour les applications précitées, tout en préservant une bonne stabilité structurelle procurant une durée de vie élevée aux pièces ainsi fabriquées. Ces alliages connus sont généralement très chargés en éléments favorisant la présence de la phase gamma' du diagramme de phases Fe-Ni, dans des proportions dépassant 45% de la structure. Cela rend ces alliages impossibles à mettre en oeuvre avec des résultats satisfaisants par la voie conventionnelle (voie lingot) où la coulée d'un lingot à partir de métal liquide est suivie par une série de traitements de mise en forme et de traitements thermiques. Ces alliages ne peuvent être obtenus que par métallurgie des poudres, avec l'inconvénient majeur d'un coût d'obtention très élevé. Pour diminuer les coûts d'obtention, on a développé des alliages autorisant une mise en oeuvre par voie conventionnelle. Il s'agit notamment du superalliage base nickel connu sous la dénomination UDIMET 720, tel que décrit notamment dans les documents US-A-3 667 938 et US-A-4 083 734. Ce superalliage a typiquement la composition, décrite en pourcentages pondéraux : - traces Fe 0,5% ; - 12%Cr20%; - 13%Co19%; - 2%Mo3,5%; -0,5%W2,5%; - 1,3%Al3%; - 4,75%Ti7%; - 0,005% C 0,045% pour les versions à bas carbone, la teneur en carbone pouvant monter à 0,15% pour les versions à haut carbone ; - 0,005%B0,03%; - traces Mn 0,75% ; -0,01%Zr0,08%; le reste étant du nickel et des impuretés résultant de l'élaboration. On a également mis au point l'alliage connu sous la dénomination TMW 4 dont une composition possible en pourcentages pondéraux est typiquement : - Cr=15%; -Co=26,2%; - Mo=2,75%; - W=1,25%; - Al=1,9%; - Ti=6%; -C=0,015%; - B=0,015%; le reste étant du nickel et des impuretés résultant de l'élaboration. Les superalliages du type UDIMET 720 ou TMW4 permettent d'atteindre en partie les objectifs visés. A hautes températures ils conservent, en effet, de bonnes propriétés mécaniques, du fait de leurs fortes teneurs en Co, et ces alliages peuvent être obtenus par voie conventionnelle à partir d'un lingot, donc de façon moins onéreuse que par métallurgie des poudres. Cependant, ils présentent encore un coût élevé en raison, justement, de leur teneur importante en Co qui est généralement comprise entre 12 et 27 %. De plus, ils restent difficiles à mettre en oeuvre par voie lingot conventionnelle, du fait d'une faible aptitude au forgeage due, notamment, à une fraction volumique de phase gamma' qui reste importante (environ 45%). En effet, à cause de la fraction volumique de phase gamma' importante, les plages de température dans lesquelles un forgeage est possible sans risque de former des criques sont étroites, et elles imposent d'effectuer des remises au four fréquentes pour maintenir en permanence une température convenable pendant le forgeage. Par ailleurs, pour ces alliages le forgeage en supersolvus gamma' (c'est-à-dire au-dessus de la température de solvus gamma', et donc à une température à laquelle la phase gamma' est mise en solution) est impossible, car il y aurait un risque d'apparition de criques. Ces alliages ne peuvent être forgés qu'en subsolvus (donc à une température inférieure au solvus gamma' où la structure du métal est intégralement solide), ce qui conduit à des structures hétérogènes comprenant des fuseaux de phase gamma' et entraînant des défauts de perméabilité lors des contrôles non destructifs aux ultrasons. Pour ces alliages le procédé de forgeage est donc délicat, difficile à maîtriser et coûteux. Pour réduire les coûts d'obtention, on a développé de nouveaux superalliages de nickel autorisant les applications précitées à des températures d'emploi voisines de 700°C. Un alliage de ce type connu sous la dénomination � 718 PLUS�, qui est décrit dans le document WO-A-03/097888 a typiquement la composition suivante en pourcentages pondéraux : - traces Fe 14% ; - 12%Cr20%; -5%Co12%; - traces C 0,1%; - 0,003% P 0,03%; - 0,003% B 0,015%; le reste étant du nickel et des impuretés résultant de l'élaboration Pour diminuer les coûts d'obtention dus aux matières premières (éléments d'alliage) utilisées, par rapport aux alliages antérieurs précités, le 718 PLUS a une teneur en Co moins importante. Par ailleurs pour diminuer les coûts d'obtention dus au traitement thermomécanique, la forgeabilité de cet alliage a été améliorée en diminuant considérablement la fraction volumique de la phase gamma'. L'abaissement de la fraction volumique de phase gamma' s'est, cependant, faite au détriment des propriétés mécaniques à chaud et des performances des pièces en général, qui, de fait, sont nettement inférieures à celles des alliages antérieurs. - traces Mo 4%; -traces W6%; - 0,6% Al 2,6%; - 0,4% Ti 1,4%; - 4% Nb 8°/o; Dans le domaine des turbines terrestres ou aéronautiques, l'emploi de l'alliage 718 PLUS est donc limité à certaines applications dont les exigences en termes de sollicitations thermomécaniques sont moins critiques. Par ailleurs, l'alliage 718 PLUS possède une teneur élevée en Nb (comprise entre 4 et 8 %), qui est néfaste pour son homogénéité chimique lors de l'élaboration. En effet, le Nb favorise la formation de défauts telles que des ségrégations positives (� freckles � situés dans les espaces inter-dendritiques) qui diminuent la résistance à la propagation de fissures à chaud. Seules des fenêtres de vitesses de refusion étroites et précises lors de l'élaboration du lingot permettent de réduire ces défauts. L'élaboration du 718 PLUS implique donc un procédé qui est complexe et difficile à maîtriser. Le but de l'invention est de proposer un alliage ayant un faible coût d'obtention, c'est-à-dire avec un coût en éléments d'alliage moins important que celui d'alliages du type de l'UDIMET 720, et dont l'aptitude au forgeage serait accrue par rapport à des alliages du type de l'UDIMET 720, et ce tout en présentant à hautes températures (700°C) des propriétés mécaniques élevées, c'est à dire supérieures à celles du 718 PLUS. Autrement dit, on vise à proposer un alliage dont la composition permettrait d'obtenir un compromis entre des propriétés mécaniques à chaud élevées et un coût d'obtention acceptable pour les applications précitées. Cet alliage devrait également pouvoir être obtenu dans des conditions d'élaboration et de forgeage pas trop contraignantes pour fiabiliser cette obtention. A cet effet, l'invention a pour objet un superalliage base nickel dont la composition est la suivante, les teneurs étant exprimées en pourcentages pondéraux : - 1,3%Al2,8%; - traces Co11 %; - 14%Cr17%; - traces Fe12%; -2%Mo5%; - 0,5%Nb+Ta2,5%; - 2,5%Ti4,5%; - 1%W4%; - 0,0030% B 0,030% ; - traces CO31 %; - 0,01%Zr0,06%; le reste étant du nickel et des impuretés résultant de l'élaboration, et tel que la composition satisfait aux équations suivantes dans lesquelles les teneurs sont exprimées en pourcentages atomiques : 8 at% Al at% + Ti at%+ Nb at% + Ta at% 11 at% 1 (Ti at% + Nb at% + Ta at%) / Al at% 1,3 De préférence la composition de l'alliage comprend entre 3 et 12 % de Fe. De préférence, l'alliage a la composition en pourcentages pondéraux : - 1,3%Al2,8%; - 7%Co11 %; - 14%Cr17%; - 3%Fe9%; -2%Mo5%; - 0,5%Nb+Ta2,5%; - 2,5%Ti4,5%; - 1%W4%; - 0,0030% B 0,030 % ; -traces CO31 %; - 0,01%Zr0,06%; le reste étant du nickel et des impuretés résultant de l'élaboration, et sa composition satisfait aux équations suivantes dans lesquelles les teneurs sont exprimées en pourcentages atomiques : 8 at% Al at% + Ti at%+ Nb at% + Ta at% 11 at% 1 (Ti at% + Nb at% + Ta at%) / Al at% 1,3 De préférence les teneurs en Ti, Nb, Ta et Al sont ajustées de telle sorte que la fraction de phase gamma' est comprise entre 30 et 44%, de préférence entre 32 et 42 %, et que le solvus de la phase gamma' est inférieur à 1145°C De préférence la composition de l'alliage est telle que l'équation suivante, dans laquelle les teneurs des éléments, exprimées en pourcentage atomique, sont calculées dans la matrice gamma à 700°C, est satisfaite : Md = 0,717 Ni at% + 0,858 Fe at% + 1,142 Cr at% + 0,777 Co at% + 1,55 Mo at% + 1,655 W at% + 1,9AI at% + 2,271 Ti at% + 2,117 Nb at%+ 2,224 Ta at% 0,901. De préférence la teneur en Cr (exprimée en pourcentage atomique) est, dans la matrice gamma à 700°C, supérieure à 24 at%. De préférence la teneur en Mo + W (exprimée en pourcentage atomique) est 2,8 at% dans la matrice gamma, tout en maintenant une teneur en Mo 5% et teneur en W 4 %. L'invention a également pour objet des pièces réalisées en ces superalliages base nickel, telles que des éléments de turbines aéronautiques ou terrestres. Comme on l'aura compris, l'invention repose sur un équilibrage précis de la composition de l'alliage pour obtenir à la fois des propriétés mécaniques, une facilité de forgeage et de préférence un coût matière de l'alliage aussi modéré que possible, rendant l'alliage adapté à une production économique par la voie lingot classique de pièces pouvant fonctionner sous des sollicitations mécaniques et thermiques élevées, notamment dans les turbines terrestres et aéronautiques. L'invention va à présent être décrite, en référence à la figure 1 annexée qui montre les forgeabilités respectives (représentées par la striction), à des températures de 1000 à 1180°C, d'alliages selon l'invention et d'un alliage de référence de type UDIMET 720 auquel l'invention vise à se substituer. Tout en offrant de bonnes propriétés mécaniques, l'alliage selon l'invention a de bonnes aptitudes au forgeage par des teneurs limitées en éléments générant de la phase gamma', et notamment en Nb, pour éviter également des problèmes de ségrégation lors de l'élaboration. Un alliage selon l'invention est par exemple forgeable dans le domaine du supersolvus de l'alliage ce qui permet de réduire significativement les coûts liés au procédé de forgeage. Comme on pourra le constater, un superalliage selon l'invention permet, en plus de la réduction des coûts associées aux matières premières, de réduire les coûts relatifs au procédés d'élaboration et aux procédés de traitement thermomécaniques (forgeage et matriçage) d'une pièce réalisée dans ce superalliage. Les alliages obtenu selon cette invention le sont globalement à relativement faible coût, en tout cas à un coût plus faible que celui des alliages types UDIMET 720, et ce, tout en présentant à hautes températures des propriété mécaniques élevées c'est-à-dire supérieures à des alliages du type 718 PLUS. L'abaissement de la teneur en Co en dessous de 11 % permet de diminuer considérablement le coût de l'alliage, le Co étant parmi les éléments d'alliage présents massivement dans l'invention, celui qui est le plus onéreux. Pour maintenir de bonnes propriétés mécaniques en fluage et en traction, l'abaissement de la teneur en Co est, d'une part, compensé par un ajustement des teneurs en Ti, Nb, et Al formant la phase durcissante gamma' et, d'autre part, compensé par un ajustement des teneurs en W et Mo qui viennent durcir la matrice gamma de l'alliage. Les inventeurs ont pu constater qu'un ajout de Fe en substitution partielle de la teneur en Co (par rapport à des alliages du type UDIMET 720 ou TMW-4) permettait aussi de réduire significativement le coût de l'alliage. Les inventeurs ont pu constater qu'une teneur optimale de Co était comprise entre 7 et 11 % pour atteindre un accroissement significatif des propriétés mécaniques telle que la résistance au fluage tout en maintenant un faible coût en matières premières, de préférence par l'ajout de 3 à 9% de Fe dans la composition. Au-delà de 11 % de Co les inventeurs on pu constater que les performances de l'alliage n'étaient pas significativement améliorées. Un alliage selon cette composition permet d'atteindre des propriétés mécaniques voisines de celles des alliages les plus performants tels que ceux précités (UDIMET 720 et TMW-4) tout en gardant un faible coût d'obtention puisque, par exemple, il est possible d'atteindre facilement un coût matière inférieur à 24 { / kg (coût voisin du 718 PLUS, voir les exemples ci-après). Pour déterminer le coût des matières constituant le métal liquide à partir duquel le lingot sera coulé et forgé, on a considéré, pour chaque élément, les coûts suivants au kg : - Ni : 20 { / kg, - Fe : 1 { / kg - Cr:14{/kg, - Co : 70 { / kg, - Mo : 55 { / kg, - W :30{/kg, - Al :4{/kg, - Ti : 11 { / kg, - Nb : 50 { / kg, - Ta: 130{/kg Bien entendu, ces chiffres peuvent fortement varier dans le temps, et l'équation (1) qui va être présentée, par laquelle on a déterminé ce qui représenterait une optimisation de la composition de l'alliage en termes de coût matière, n'a qu'une valeur indicative et ne constitue pas un paramètre devant être strictement respecté pour que l'alliage soit conforme à l'invention. Le ratio visé pour la somme des teneurs atomiques en Ti, Nb et Ta et de la teneur en Al permet d'assurer un durcissement par solution solide de la phase gamma' tout en évitant le risque d'apparition d'une phase aiguillée dans l'alliage qui pourrait altérer la ductilité de l'alliage. Une fraction minimale de phase gamma' (de préférence 30%, mieux 32%) est souhaitée pour obtenir une très bonne tenue en fluage et en traction à 700°C. La fraction et le solvus de la phase gamma' doivent être cependant, de préférence, respectivement inférieurs à 44% (mieux 42%) et à 1145°C pour que l'alliage conserve une bonne forgeabilité, et aussi pour que l'alliage puisse être en partie forgé dans le domaine supersolvus, c'est-à-dire à une température comprise entre le solvus gamma' et la température de début de fusion. Les proportions des phases présentes dans l'alliage, telles que les fractions volumiques de phase gamma' et les concentrations molaires des phases TCP (dont la définition sera donnée plus loin), ont été déterminées par les inventeurs en fonction de la composition de l'alliage, en ayant recours à des diagrammes de phases obtenus par des calculs thermodynamiques (logiciel CALPHAD). Le paramètre Md, qui est habituellement utilisé comme indicateur de la stabilité des superalliages, doit être inférieur à 0,901 pour conférer à l'alliage selon l'invention une stabilité optimale. Dans le cadre de l'invention la composition peut donc être ajustée pour atteindre un Md 0,901 sans nuire aux autres propriétés mécaniques de l'alliage. Au-delà de 0,901, l'alliage risque d'être instable, c'est à dire de donner lieu, au cours d'une utilisation prolongée à la précipitation de phases parasites telles que les phases sigma et mu qui fragilisent l'alliage. Les conditions précitées sur la teneur en Mo + W dans la matrice gamma sont justifiées pour éviter la précipitation de composés intermétalliques fragiles de type sigma ou mu. Les phases sigma et mu lorsqu'elles se développent en quantité excessive, entraînent une réduction importante de la ductilité et de la résistance mécanique des alliages. Il a également été observé que des teneurs excessives en Mo et W altèrent fortement la forgeabilité de l'alliage et réduisent considérablement le domaine de forgeabilité, c'est-à-dire le domaine de température où l'alliage tolère des déformations importantes pour la mise en forme à chaud. Ces éléments ont en outre des masses atomiques élevées, et leur substitution au Ni se traduit par une augmentation notable de la masse volumique de l'alliage qui pour les applications aéronautiques est un critère prépondérant La composition selon l'invention permet de maintenir une valeur de TCP (� Tologically close-packed � = phases topologiquement compactes telles que les phases mu + sigma dont la teneur est exprimée en pourcentage molaire de phase) inférieure à 6% à 700°C dans l'alliage. Cette valeur permet de confirmer que le superalliage selon l'invention possède une très bonne stabilité microstructurale aux hautes températures. Les équations respectées obligatoirement ou optimalement par la composition de l'alliage selon l'invention sont : (1) (optimalement) coût ({/kg) Une fraction adéquate de phase gamma' dans les alliages de l'invention est obtenue avec une somme des teneurs en Al, Ti, Nb et Ta supérieure ou égale à 8 at% et inférieure ou égale à 11 at%. Une fraction minimale de phase gamma' est souhaitée pour obtenir une très bonne tenue en fluage et en traction à 700°C. La fraction et le solvus de la phase gamma' doivent être cependant, de préférence, inférieurs respectivement à 44% et à 1145°C pour que l'alliage conserve une bonne forgeabilité, et aussi puisse être en partie forgé dans le domaine supersolvus, c'est-à-dire à une température comprise entre le solvus gamma' et la température de début de fusion. Une fraction de phase y' et une température de solvus excédant les limites supérieures précédemment citées rendraient plus difficile la mise en oeuvre de l'alliage par la voie lingot conventionnelle, ce qui risquerait d'atténuer l'un des avantages de l'invention. Les teneurs en aluminium, titane, niobium et tantale sont également telles que le rapport entre la somme des teneurs atomiques en titane, niobium et tantale, et la teneur atomique en aluminium, est supérieur ou égal à 1 et inférieur ou égal à 1,3. Le durcissement en solution solide dans la phase gamma' apporté par Ti, Nb et Ta est d'autant plus élevé que le rapport (Ti at% + Nb at% + Ta at%) / Al at% est élevé. Cependant, pour une même teneur en aluminium, des teneurs trop élevées en Ti, Nb ou Ta favorisent la précipitation de phases aiguillées de type eta (Ni3Ti) ou delta (Ni3(Nb,Ta)) qui ne sont pas souhaitées dans le cadre de l'invention : ces phases peuvent altérer la ductilité à chaud de l'alliage en précipitant sous forme d'aiguilles aux joints de grains. Le rapport (Ti at% + Nb at% + Ta at%) / Al at% ne doit donc, de préférence, pas excéder 1,3 pour prévenir la précipitation de ces phases néfastes. Les teneurs en Nb et Ta sont, d'autre part, de préférence inférieures à la teneur en titane pour que la densité de l'alliage reste acceptable (inférieure à 8,35), en particulier pour ses applications aéronautiques. Il est également connu de l'homme du métier que des teneurs trop élevées en niobium sont néfastes à la résistance à la propagation de fissures à chaud (650- 700°C°). Le niobium est, de préférence, présent dans une proportion plus importante que le tantale dans la mesure où le tantale présente un coût et une masse atomique plus élevées que le niobium. Les équations (1), (4) et (5) rendent compte de ces conditions. Molybdène et Tungstène Le molybdène et tungstène apportent un fort durcissement de la matrice gamma par effet de solution solide. Les teneurs en Mo et W doivent être soigneusement ajustées pour obtenir un durcissement optimal sans provoquer la précipitation de composés intermétalliques fragiles de type sigma ou mu. Ces phases, lorsqu'elles se développent en quantité excessive, entraînent une réduction importante de la ductilité et de la résistance mécanique des alliages. Il a également été observé que des teneurs excessives en Mo et W altèrent fortement la forgeabilité de l'alliage et réduisent considérablement le domaine de forgeabilité, c'est-à-dire le domaine de température où l'alliage tolère des déformations importantes pour la mise en forme à chaud. Ces éléments ont, en outre, des masses atomiques élevées, et leur substitution au Ni se traduit par une augmentation notable de la masse volumique de l'alliage, ce qui n'est pas souhaitable pour les applications aéronautiques notamment. Les équations (2), (7) et (8) rendent compte de ces conditions. Chrome Le chrome est indispensable à la tenue à l'oxydation et à la corrosion de l'alliage et joue ainsi un rôle essentiel pour la résistance de l'alliage aux effets de l'environnement à haute température. La teneur en chrome (14 à 17% en poids) des alliages de l'invention a été déterminée de manière à introduire une concentration minimale de 24 at% de Cr dans la phase gamma à 700°C, en tenant compte du fait qu'une teneur trop élevée en chrome favorise la précipitation de phases néfastes telles que la phase sigma et détériore donc la stabilité à chaud. Les équations (2), (3) et (7) rendent compte de ces conditions. Bore, Zirconium, Carbone Les éléments dits mineurs que sont le carbone, le bore et le zirconium forment des ségrégations aux joints de grains, par exemple sous forme de borures ou de carbures. Ils contribuent à accroître la résistance et la ductilité des alliages en piégeant des éléments nocifs comme le soufre et en modifiant la composition chimique au niveau des joints de grains. Leur absence serait préjudiciable. Toutefois, des teneurs excessives entraînent une réduction de la température de fusion et altèrent fortement la forgeabilité. Il faut donc les maintenir dans les limites qui ont été dites. On va à présent décrire des exemples, testés en laboratoire, de mise en oeuvre de l'invention et les comparer à des exemples de référence. Les teneurs du tableau 1 sont indiquées en pourcentages pondéraux. Aucun de ces exemples ne contient de tantale dans des proportions notables, mais cet élément a un comportement comparable à celui du niobium, comme on l'a dit. exemple Al Co Cr Fe Mo Nb Ni Ti W B C Zr P Ref 1 1,4 9,0 18,0 10,2 2,8 5,6 reste 0,7 1,0 0,0052 0,002 - 0,009 Ref 2 1,7 9,0 15,5 5,0 3,0 1,4 reste 3,9 2,5 0,0110 0,002 0,03 - Inv 3 2,2 9,0 15,5 5,1 3,0 1,3 reste 3,9 2,5 0,0110 0,003 0,03 - Ref 4 2,1 9,0 15,5 5,1 3,0 3,4 reste 2,4 2,5 0,0100 0,004 0,03 - Inv 5 2,1 11,0 15,0 11,0 2,5 1,0 reste 3,6 1,5 0,0100 0,040 0,03 - Inv 6 2,0 9,0 15,5 5,1 3,0 1,0 reste 3,6 2,5 0,0110 0,005 0,03 - Inv 7 2,1 6,1 15,5 3,1 3,4 1,0 reste 3,6 3,0 0,0120 0,011 0,03 - Inv 8 1,8 2,1 16,0 9,2 2,8 1,0 reste 3,3 2,5 0,0110 0,006 0,03 - Inv 9 2,3 9,1 15,0 3,1 3,1 1,2 reste 4,0 2,2 0,0110 0,007 0,03 - Tableau 1 : compositions des échantillons testés en laboratoire Les exemples 1 à 4 ont été élaborés par fusion VIM (Vacuum Induction Melting, fusion sous vide par induction) pour réaliser des lingots de 10 kg.20 Les exemples 5 à 9 ont été élaborés par fusion VIM puis refusion VAR (Vacuum Arc Remelting, refusion à l'arc sous vide) pour réaliser des lingots de 200 kg. L'exemple de référence 1 correspond à un alliage 718 PLUS classique. L'exemple de référence 2 est hors de l'invention à cause d'un ratio (Ti at% + Nb at%) / Al at% = 1,5, donc supérieur à 1,3. L'exemple de référence 4 est hors de l'invention à cause d'une teneur en Nb trop élevée qui correspond théoriquement à la teneur en Nb au-delà de laquelle la phase delta est susceptible d'apparaître. Les exemples 5, 7 et 8 correspondent à l'invention, quoique à des variantes non optimisées de celle-ci. Les exemples 3, 6 et 9 correspondent à la version préférée de l'invention. La composition optimale a été obtenue pour l'exemple 6. Par comparaison avec cet exemple 6 : - l'exemple 5 contient davantage de Fe, Co et C et moins de Mo et W ; - l'exemple 7 contient moins de Fe et Co et davantage de Mo et W ; - l'exemple 8 est moins chargé en éléments d'alliage tels que Al, Co, Mo, Ti ; - l'exemple 9 est plus chargé en éléments d'alliage tels que Al, Co, Mo, Ti ; - l'exemple de référence 2 contient plus d'Al et de Nb et moins de Ti, pour une fraction de phase gamma' égale ; - l'exemple 3 contient plus d'Al et de Nb et moins de Ti, à fraction de phase gamma' égale ; - l'exemple 4, pour une fraction de phase gamma' égale, contient plus de Nb. Le tableau 2 présente des caractéristiques supplémentaires des alliages testés, avec leurs principales propriétés mécaniques : résistance à la traction Rm, limite d'élasticité Rpo,2, allongement à la rupture A, durée de vie en fluage à 700°C sous une contrainte de 600 MPa. Les propriétés mécaniques sont données en valeurs relatives par rapport à celles de l'exemple 1 de référence qui est du type 718 PLUS habituel. (Rationnalisés par rapport au 718 PLUS) Exemple Fraction Solvus (Ti+Nb+Ta) Md Coût Rm Rpo,2 A% Durée Gamma' Gamma' /AI ({/kg) 700°C 700°C 700°C de vie (%) (°C) fluage 700°C 600M Pa Ref 1 26 950 1,35 0,904 23,9 1,0 1,0 1,0 1,0 Ref 2 36 1100 1,5 0,892 23,6 1,3 1,3 0,8 1,8 lnv 3 40 1115 1,17 0,895 23,7 1,3 1,3 1,2 8 Ref 4 37 1070 1,13 0,899 24,4 1,1 1,2 0,6 0,1 lnv 5 37 1095 1,1 0,896 23,7 1,2 1,15 1,3 3,5 lnv 6 37 1095 1,1 0,894 23,6 1,3 1,2 1,4 5,3 lnv 7 37 1105 1,1 0,895 22,6 1,2 1,2 1,5 3 lnv 8 32 1070 1,2 0,891 19,2 1,2 1,1 1,5 1,1 lnv 9 42 1125 1,15 0,895 23,9 1,2 1,3 1,1 8,3 Tableau 2 caractéristiques complémentaires et propriétés mécaniques des échantillons La résistance à la traction et la durée de vie en fluage des alliages de l'invention sont toutes nettement supérieures à celles de l'alliage 718 PLUS (exemple 1), alors que le coût de l'alliage est comparable ou inférieur. Le gain en traction, en limite d'élasticité et en fluage est moindre pour l'exemple 8, mais le coût de cet alliage est bien inférieur à celui du 718 PLUS. Les exemples 2 et 4, qui ne font pas partie de l'invention, montrent une diminution de la ductilité à chaud par rapport à celle obtenue avec le 718 PLUS, qui se manifeste par un moindre allongement à la rupture. Les propriétés mécaniques des alliages de l'invention sont, ainsi, bien supérieures à celles du 718 PLUS et voisines de celles de l'UDIMET 720. Les alliages de l'invention ont un coût de matières premières qui est inférieur ou égal à celui du 718 PLUS, et ils sont donc beaucoup moins onéreux que l'UDIMET 720, dont le coût en matières premières, calculé selon les mêmes critères, s'élèverait à 26,6 {/kg. Un autre avantage des alliages de l'invention par rapport à l'UDIMET 720 est incontestablement une meilleure forgeabilité qui facilite la mise en oeuvre des alliages et diminue les coûts de fabrication. En effet, la figure 1 montre que les alliages de l'invention présentent une excellente forgeabilité à l'état de lingot entre 1100 et 1180°C, et que ces alliages tolèrent, contrairement à l'UDIMET 720, un forgeage à une température supérieure au solvus de la phase gamma'. Ceci permet d'obtenir des gammes de transformation moins complexes et des microstructures plus homogènes : l'affinement du grain peut s'effectuer dans les premiers stades de transformation en l'absence de phase gamma' aux joints de grains. REVENDICATIONS1. Superalliage base nickel de composition suivante, les teneurs des divers éléments étant exprimées en pourcentages pondéraux : -1,3%Al2,8%; - traces Co11 %; - 14%Cr17%; - traces Fe12%; - 2%Mo5%; - 0,5%Nb+Ta2,5%; - 2,5%Ti4,5%; - 1%W4%; - 0,003% B 0,030% ; - traces CO31 %; -0,01%Zr0,06%; le reste étant constitué de nickel et d'impuretés résultant de l'élaboration, et telle que la composition satisfait aux équations suivantes dans lesquelles les teneurs sont exprimées en pourcentages atomiques : 8 at% Al at% + Ti at% + Nb at% + Ta at% 11 at% 1 (Ti at% + Nb at%+ Ta at%) / Al at% 1,3 2. Superalliage selon la revendication 1, caractérisé en ce qu'il contient entre 3 et 12 % de Fe, 3. Superalliage selon la revendication 1 ou 2, caractérisé en ce que sa composition est : -1,3%Al2,8%; - 7%Co11 %; - 14%Cr17%; - 3%Fe9%; - 2%Mo5%; - 0,5%Nb+Ta2,5%; - 2,5%Ti4,5%; - 1%W4%; - 0,0030% B 0,030% ;- traces C 4. Superalliage selon l'une quelconque des revendications 1 à 3, caractérisé en ce qu'il comprend une fraction de phase gamma' comprise entre 30 et 44% de préférence entre 32 et 42 % et en ce que le solvus de la phase gamma' du superalliage est inférieur à 1145°C 5. Superalliage selon l'une quelconque des revendications 1 à 4, caractérisé en ce que la composition de l'alliage satisfait l'équation suivante, dans laquelle les teneurs des éléments sont calculées dans la matrice gamma à 700°C et sont exprimées en pourcentage atomique : 0,717 Ni at% + 0,858 Fe at% + 1,142 Cr at% + 0,777 Co at% + 1,55 Mo at% + 1,655 W at% + 1,9 Al at% + 2,271 Ti at% + 2,117 Nb at% + 2,224 Ta at% 0,901. 6. Superalliage selon l'une quelconque des revendications 1 à 5, caractérisé en ce que la teneur en Cr (exprimée en pourcentage atomique) est, dans la matrice gamma à 700°C, supérieure à 24 at%. 7. Superalliage selon l'une quelconque des revendications 1 à 6, caractérisé en ce que la teneur en Mo + W (exprimée en pourcentage atomique) est 2,8 at% dans la matrice gamma. 8. Pièce en superalliage de nickel, caractérisée en ce que sa composition est selon l'une quelconque des revendications 1 à 7. 9. Pièce en superalliage de nickel selon la revendication 8, caractérisée en ce qu'il s'agit d'un composant de turbine à gaz aéronautique ou terrestre.30