FR 3124194 A1 20221223 FR 2106613 A 20210622 L'invention concerne un superalliage à base de nickel comprenant, en pourcentages massiques, 5,0 à 6,0 % d’aluminium, 6,0 à 9,0 % de tantale, 1,0 à 5,0 % de cobalt, 5,0 à 7,5 % de chrome, 0 à 1,0 % de molybdène, 4,0 à 6,0 % de tungstène, 0,50 à 3,5 % de rhénium, 1,0 à 4,0 de platine, 0,05 à 0,25 % de hafnium, 0 à 0,15 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables. L’invention concerne également une aube (20A, 20B) monocristalline comprenant un tel alliage et une turbomachine (10) comprenant une telle aube (20A, 20B). Figure pour l’abrégé : Fig. 1 SUPERALLIAGE A BASE DE NICKEL, AUBE MONOCRISTALLINE ET TURBOMACHINE Le présent exposé concerne des superalliages à base de nickel pour des turbines à gaz, notamment pour les aubes fixes, aussi appelées distributeurs ou redresseurs, ou mobiles d’une turbine à gaz, par exemple dans le domaine de l’aéronautique. Il est connu d’utiliser des superalliages à base de nickel pour la fabrication d’aubes monocristallines fixes ou mobiles de turbines à gaz pour moteurs d’avion ou d’hélicoptère. Ces matériaux ont pour principaux avantages de combiner à la fois une résistance au fluage élevée à haute température ainsi qu’une résistance à l’oxydation et à la corrosion. Au cours du temps, les superalliages à base de nickel pour aubes monocristallines ont subi d’importantes évolutions de composition chimique, dans le but notamment d’améliorer leurs propriétés en fluage à haute température tout en conservant une résistance à l’environnement très agressif dans lesquels ces superalliages sont utilisés. Par ailleurs, des revêtements métalliques adaptés à ces alliages ont été développés afin d’augmenter leur résistance à l’environnement agressif dans lequel ces alliages sont utilisés, notamment la résistance à l’oxydation et la résistance à la corrosion. De plus, un revêtement céramique de faible conductivité thermique, remplissant une fonction de barrière thermique, peut être ajouté pour réduire la température à la surface du métal. Typiquement, un système de protection complet comporte au moins deux couches. La première couche, aussi appelée sous-couche ou couche de liaison, est directement déposée sur la pièce à protéger en superalliage à base de nickel, aussi appelée substrat, par exemple une aube. L’étape de dépôt est suivie d’une étape de diffusion de la sous-couche dans le superalliage. Le dépôt et la diffusion peuvent également être réalisés lors d’une seule étape. Les matériaux généralement utilisés pour réaliser cette sous-couche comprennent des alliages métalliques aluminoformeurs de type MCrAlY (M = Ni (nickel) ou Co (cobalt)) ou un mélange de Ni et de Co, Cr = chrome, Al = aluminium et Y = yttrium, ou des alliages de type aluminiure de nickel (NixAly), certains contenant également du platine (NixAlyPtz). La deuxième couche, généralement appelée barrière thermique ou « TBC » conformément à l’acronyme anglais pour « Thermal Barrier Coating », est un revêtement céramique comprenant par exemple de la zircone yttriée, aussi appelée « YSZ » conformément à l’acronyme anglais pour « Yttria Stabilized Zirconia » ou « YPSZ » conformément à l’acronyme anglais pour « Yttria Partially Stabilized Zirconia » et présentant une structure poreuse. Cette couche peut être déposée par différents procédés, tels que l’évaporation sous faisceau d’électrons (« EB-PVD » conformément à l’acronyme anglais pour « Electron Beam Physical Vapor Deposition »), la projection thermique (« APS » conformément à l’acronyme anglais pour « Atmospheric Plasma Spraying » ou « SPS » conformément à l’acronyme anglais pour « Suspension Plasma Spraying »), ou tout autre procédé permettant d’obtenir un revêtement céramique poreux à faible conductivité thermique. Du fait de l’utilisation de ces matériaux à haute température, par exemple de 650°C à 1100°C, il se produit des phénomènes d’inter-diffusion à l’échelle microscopique entre le superalliage à base de nickel du substrat et l’alliage métallique de la sous-couche. Ces phénomènes d’inter-diffusion, associés à l’oxydation de la sous-couche, modifient notamment la composition chimique, la microstructure et par conséquent les propriétés mécaniques de la sous-couche dès la fabrication du revêtement, puis pendant l’utilisation de l’aube dans la turbine. Ces phénomènes d’inter-diffusion modifient également la composition chimique, la microstructure et par conséquent les propriétés mécaniques du superalliage du substrat sous le revêtement. Dans les superalliages très chargés en éléments réfractaires, notamment en rhénium, il peut ainsi se former dans le superalliage sous la sous-couche une zone de réaction secondaire (ZRS) sur une profondeur de plusieurs dizaines, voire centaines, de micromètres. Les caractéristiques mécaniques de cette ZRS sont nettement inférieures à celles du superalliage du substrat. La formation de ZRS est indésirable car elle conduit à une réduction significative de la résistance mécanique du superalliage. Ces évolutions de la couche de liaison, associées aux champs de contraintes liés à la croissance de la couche d’alumine qui se forme en service à la surface de cette couche de liaison, aussi appelée « TGO » conformément à l’acronyme anglais pour « Thermally Grown Oxide », et aux écarts de coefficients de dilatation thermique entre les différentes couches, génèrent des décohésions dans la zone interfaciale entre la sous-couche et le revêtement céramique, qui peuvent conduire à l’écaillage partiel ou total du revêtement céramique. La partie métallique (substrat en superalliage et sous-couche métallique) est alors mise à nu et exposée directement aux gaz de combustion, ce qui augmente les risques d’endommagement de l’aube et donc de la turbine à gaz. De plus, la complexité de la chimie de ces alliages peut conduire à une déstabilisation de leur microstructure optimale avec l’apparition de particules de phases indésirables lors de maintiens à haute température des pièces formées à partir de ces alliages. Cette déstabilisation a des conséquences négatives sur les propriétés mécaniques de ces alliages. Ces phases indésirables de structure cristalline complexe et de nature fragile sont dénommées phases topologiquement compactes (« PTC ») ou phases « TCP » conformément au sigle anglais pour « Topologically Close-Packed ». En outre, des défauts de fonderie sont susceptibles de se former dans les pièces, telles que des aubes, lors de leur fabrication par solidification dirigée. Ces défauts sont généralement des grains parasites du type « Freckle », dont la présence peut provoquer une rupture prématurée de la pièce en service. La présence de ces défauts, liés à la composition chimique du superalliage, conduit généralement au rejet de la pièce, ce qui entraîne une augmentation du coût de production. Le présent exposé vise à proposer des compositions de superalliages à base de nickel pour la fabrication de composants monocristallins, présentant des performances accrues en terme de durée de vie et de résistance mécanique et permettant de réduire les coûts de production de la pièce (diminution du taux de rebut) par rapport aux alliages existants. Ces superalliages présentent une résistance au fluage à haute température supérieure à celle des alliages existants tout en démontrant une bonne stabilité microstructurale dans le volume du superalliage (faible sensibilité à la formation de PTC), une bonne stabilité microstructurale sous la sous-couche de revêtement de la barrière thermique (faible sensibilité à la formation de ZRS), une bonne résistance à l’oxydation et à la corrosion tout en évitant la formation de grains parasites du type « Freckle ». A cet effet, le présent exposé concerne un superalliage à base de nickel comprenant, en pourcentages massiques, 5,0 à 6,0 % d’aluminium, 6,0 à 9,0 % de tantale, 1,0 à 5,0 % de cobalt, 5,0 à 7,5 % de chrome, 0 à 1,0 % de molybdène, 4,0 à 6,0 % de tungstène, 0,50 à 3,5 % de rhénium, 1,0 à 4,0 de platine, 0,05 à 0,25 % de hafnium, 0 à 0,15 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables. Ce superalliage est destiné à la fabrication de composants monocristallins de turbine à gaz, tels que des aubes fixes ou mobiles. Grâce à cette composition du superalliage à base de nickel (Ni), la résistance au fluage est améliorée par rapport aux superalliages existants, en particulier à des températures pouvant aller jusqu’à 1100°C et l’adhérence de la barrière thermique est renforcée par rapport à celle observée sur les superalliages existants, en particulier du fait de la suppression du titane, de la haute teneur en chrome et de l’ajout de platine. Cet alliage présente donc une résistance au fluage à haute température améliorée. La durée de vie de cet alliage étant ainsi longue, cet alliage présente également une résistance à la corrosion et à l’oxydation améliorée. Cet alliage peut aussi présenter une résistance en fatigue thermique améliorée. Ces superalliages présentent une masse volumique supérieure ou égale à 8,75 g/cm 3 et inférieure ou égale à 8,95 g/cm 3 (gramme par centimètre cube). Une pièce monocristalline en superalliage à base de nickel est obtenue par un procédé de solidification dirigée sous gradient thermique en fonderie à la cire perdue. Le superalliage monocristallin à base de nickel comprend une matrice austénitique de structure cubique à faces centrées, solution solide à base de nickel, dite phase gamma (« γ »). Cette matrice contient des précipités de phase durcissante gamma prime (« γ’ ») de structure cubique ordonnée L1 2 de type Ni 3 Al. L’ensemble (matrice et précipités) est donc décrit comme un superalliage γ/γ’. Par ailleurs, cette composition du superalliage à base de nickel autorise la mise en œuvre d’un traitement thermique qui remet en solution les précipités de phase γ’ et les phases eutectiques γ/γ’ qui se forment lors de la solidification du superalliage. On peut ainsi obtenir un superalliage monocristallin à base de nickel contenant des précipités γ’ de taille contrôlée, de préférence comprise entre 300 et 500 nanomètres (nm), et contenant une faible proportion de phases eutectiques γ/γ’. Le traitement thermique permet également de contrôler la fraction molaire des précipités de phase γ’ présente dans le superalliage monocristallin à base de nickel. Le pourcentage molaire des précipités de phase γ’ peut être supérieur ou égal à 50%, de préférence supérieur ou égal à 60%, encore plus de préférence égal à 70%. Par ailleurs, une fraction élevée de précipités de phase γ’ entrave le mouvement des dislocations et favorise la tenue en fluage à chaud de l’alliage. D’autre part, à plus basse température ( Les éléments d’addition majeurs sont le cobalt (Co), le chrome (Cr), le molybdène (Mo), le rhénium (Re), le tungstène (W), l’aluminium (Al), le tantale (Ta) et le platine (Pt). Les éléments d’addition mineurs sont le hafnium (Hf) et le silicium (Si), pour lesquels la teneur massique maximale est inférieure à 1 % en masse. Parmi les impuretés inévitables, on peut citer, par exemple, le soufre (S), le carbone (C), le bore (B), l’yttrium (Y), le lanthane (La) et le cérium (Ce). On définit comme impuretés inévitables les éléments qui ne sont pas ajoutés de manière intentionnelle dans la composition et qui sont apportés avec d’autres éléments. Par exemple, le superalliage peut comprendre 0,005 % en masse de carbone. L’addition de tungstène, de chrome, de cobalt, de rhénium ou de molybdène permet principalement de renforcer la matrice austénitique γ de structure cristalline cubique à faces centrées (cfc) par durcissement en solution solide. L’addition d’aluminium (Al) ou de tantale (Ta) favorise la précipitation de la phase durcissante γ’-Ni 3 (Al, Ti, Ta). Le rhénium (Re) permet de ralentir la diffusion des espèces chimiques au sein du superalliage et de limiter la coalescence des précipités de phase γ’ en cours de service à haute température, phénomène qui entraîne une réduction de la résistance mécanique. Le rhénium permet ainsi d’améliorer la résistance au fluage à haute température du superalliage à base de nickel. Toutefois, une concentration trop élevée de rhénium peut entraîner la précipitation de phases intermétalliques PTC, par exemple phase σ, phase P ou phase μ, qui ont un effet négatif sur les propriétés mécaniques du superalliage. Une concentration trop élevée en rhénium peut également provoquer la formation d’une zone de réaction secondaire dans le superalliage sous la sous-couche, ce qui a un effet négatif sur les propriétés mécaniques du superalliage. L’addition simultanée de silicium et de hafnium permet d’améliorer la tenue à l’oxydation à chaud des superalliages à base de nickel en augmentant l’adhérence de la couche d’alumine (Al 2 O 3 ) qui se forme à la surface du superalliage à haute température. Cette couche d’alumine forme une couche de passivation en surface du superalliage à base de nickel et une barrière à la diffusion de l’oxygène venant de l’extérieur vers l’intérieur du superalliage à base de nickel. Toutefois on peut ajouter du hafnium sans ajouter également de silicium ou inversement ajouter du silicium sans ajouter également du hafnium et quand même améliorer la tenue à l’oxydation à chaud du superalliage. Par ailleurs, l’addition de chrome ou d’aluminium permet d’améliorer la résistance à l’oxydation et à la corrosion à haute température du superalliage. En particulier, le chrome est essentiel pour augmenter la résistance à la corrosion à chaud des superalliages à base de nickel. Toutefois, une teneur trop élevée en chrome tend à réduire la température de solvus de la phase γ’ du superalliage à base de nickel, c’est-à-dire la température au-dessus de laquelle la phase γ’ est totalement dissoute dans la matrice γ, ce qui est indésirable. Aussi, la concentration en chrome est comprise entre 5,0 à 7,5% en masse afin de conserver une température élevée de solvus de la phase γ’ du superalliage à base de nickel, par exemple supérieure ou égale à 1300°C mais également pour éviter la formation de phases topologiquement compactes dans la matrice γ fortement saturée en éléments d’alliages tels que rhénium, le molybdène ou le tungstène. L’addition de cobalt, qui est un élément proche du nickel et qui se substitue partiellement au nickel, forme une solution solide avec le nickel dans la matrice γ. Le cobalt permet de renforcer la matrice γ, de réduire la sensibilité à la précipitation de PTC et à la formation de ZRS dans le superalliage sous le revêtement de protection. Cependant, une teneur trop élevée en cobalt tend à réduire la température de solvus de la phase γ’ du superalliage à base de nickel, ce qui est indésirable. Aussi, la teneur en chrome et cobalt est optimisée pour obtenir des températures de solvus adéquates avec les applications visées tant pour les propriétés mécaniques souhaitées que pour la capacité de traitement thermique du superalliage avec une fenêtre de traitement thermique compatible avec des besoins industriels, c’est-à-dire une différence entre la température de solvus et la température de solidus du superalliage qui soit suffisamment large. L’addition de platine permet d’augmenter la stabilité en température de la phase γ’ en maintenant la fraction des précipités durcissant de phase γ’ élevée par rapport aux alliages courants où cette fraction diminue significativement au cours de l’élévation de température. Ce maintien d’une forte proportion de précipités γ’ à haute température permet un maintien des propriétés mécaniques de l’alliage à des températures proches de la température de solvus γ’ de l’alliage. De plus, l’addition de platine permet d’améliorer la résistance à l’oxydation et à la corrosion du superalliage. L’ajout de platine dans le superalliage permet ainsi d’améliorer la durée de vie du système comprenant un superalliage recouvert d’un revêtement métallique et d’une barrière thermique. Dans le cas de l’utilisation d’un superalliage avec un revêtement métallique de type NixPtyAlz, l’ajout de platine à la composition chimique du superalliage permet de diminuer, ou supprimer, l’ajout de platine dans le revêtement. L’addition d’éléments réfractaires, tels que le molybdène, le tungstène, le rhénium ou le tantale permet de ralentir les mécanismes contrôlant le fluage des superalliages à base de nickel et qui dépendent de la diffusion des éléments chimiques dans le superalliage. Une teneur très basse en soufre dans un superalliage à base de nickel permet d’augmenter la résistance à l’oxydation et à la corrosion à chaud ainsi que la tenue à l’écaillage de la barrière thermique. Ainsi, une faible teneur en soufre, inférieure à 2 ppm en masse (partie par million en masse), voire idéalement inférieure à 0,5 ppm en masse, permet d’optimiser ces propriétés. Une telle teneur massique en soufre peut être obtenue par élaboration d’une coulée mère à bas soufre ou par un procédé de désulfuration réalisé après la coulée. Il est notamment possible de maintenir un bas taux de soufre en adaptant le procédé d’élaboration du superalliage. On entend par superalliages à base de nickel, des superalliages dont le pourcentage massique en nickel est majoritaire. On comprend que le nickel est donc l’élément dont le pourcentage massique dans l’alliage est le plus élevé. Le superalliage peut comprendre, en pourcentages massiques, 5,4 à 6,0 % d’aluminium, 7,5 à 8,5 % de tantale, 2,0 à 4,0 % de cobalt, 5,0 à 7,5 % de chrome, 0 à 0,20 % de molybdène, 4,5 à 6,0 % de tungstène, 1,50 à 3,5 % de rhénium, 1,0 à 4,0 de platine, 0,05 à 0,25 % de hafnium, 0 à 0,15 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables. Le superalliage peut comprendre, en pourcentages massiques, 5,4 à 6,0 % d’aluminium, 7,5 à 8,5 % de tantale, 2,0 à 4,0 % de cobalt, 5,5 à 7,5 % de chrome, 0 à 0,40 % de molybdène, 4,5 à 6,0 % de tungstène, 1,25 à 3,5 % de rhénium, 1,5 à 2,5 de platine, 0,05 à 0,15 % de hafnium, 0 à 0,15 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables. Le superalliage peut comprendre, en pourcentages massiques, 5,6 à 6,0 % d’aluminium, 7,5 à 8,5 % de tantale, 2,0 à 4,0 % de cobalt, 6,5 à 7,5 % de chrome, 4,5 à 5,5 % de tungstène, 1,25 à 2,25 % de rhénium, 1,5 à 2,5 de platine, 0,05 à 0,15 % de hafnium, 0 à 0,15 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables. Le superalliage peut comprendre, en pourcentages massiques, 5,4 à 5,8 % d’aluminium, 7,5 à 8,5 % de tantale, 2,0 à 4,0 % de cobalt, 5,5 à 6,5 % de chrome, 0 à 0,40 % de molybdène, 5,0 à 6,0 % de tungstène, 2,5 à 3,5 % de rhénium, 1,5 à 2,5 de platine, 0,05 à 0,15 % de hafnium, 0 à 0,15 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables. Le superalliage peut comprendre, en pourcentages massiques, 5,8 % d’aluminium, 8,0 % de tantale, 3,0 % de cobalt, 7,0 % de chrome, 5,0 % de tungstène, 1,75 % de rhénium, 2,0 de platine, 0,05 % de hafnium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables. Le superalliage peut comprendre, en pourcentages massiques, 5,6 % d’aluminium, 8,0 % de tantale, 3,0 % de cobalt, 6,0 % de chrome, 0,20 % de molybdène, 5,5 % de tungstène, 3,0 % de rhénium, 2,0 de platine, 0,05 % de hafnium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables. Le présent exposé concerne également une aube monocristalline pour turbomachine comprenant un superalliage tel que défini précédemment. Cette aube présente donc une résistance au fluage à haute température améliorée. Cette aube présente donc une résistance à l’oxydation et à la corrosion améliorée. Dans certains modes de réalisation, l’aube peut comprendre un revêtement de protection comportant une sous-couche métallique déposée sur le superalliage et une barrière thermique céramique déposée sur la sous-couche métallique. Grâce à la composition du superalliage à base de nickel, la formation d’une zone de réaction secondaire dans le superalliage résultant des phénomènes d’inter-diffusion entre le superalliage et la sous-couche est évitée, ou limitée. Dans certains modes de réalisation, la sous-couche métallique peut être un alliage de type MCrAlY ou un alliage de type aluminiure de nickel. Dans certains modes de réalisation, la barrière thermique céramique peut être un matériau à base de zircone yttriée ou tout autre revêtement céramique (à base de zircone) à faible conductivité thermique. Dans certains modes de réalisation, l’aube peut présenter une structure orientée selon une direction cristallographique . Cette orientation confère généralement les propriétés mécaniques optimales à l’aube. Le présent exposé concerne aussi une turbomachine comprenant une aube telle que définie précédemment. D'autres caractéristiques et avantages de l'objet du présent exposé ressortiront de la description suivante de modes de réalisation, donnés à titre d'exemples non limitatifs, en référence aux figures annexées. La est une vue schématique en coupe longitudinale d’une turbomachine. Superalliage à base de nickel comprenant, en pourcentages massiques, 5,0 à 6,0 % d’aluminium, 6,0 à 9,0 % de tantale, 1,0 à 5,0 % de cobalt, 5,0 à 7,5 % de chrome, 0 à 1,0 % de molybdène, 4,0 à 6,0 % de tungstène, 0,50 à 3,5 % de rhénium, 1,0 à 4,0 de platine, 0,05 à 0,25 % de hafnium, 0 à 0,15 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables. Superalliage selon la revendication 1, comprenant, en pourcentages massiques, 5,4 à 6,0 % d’aluminium, 7,5 à 8,5 % de tantale, 2,0 à 4,0 % de cobalt, 5,0 à 7,5 % de chrome, 0 à 0,20 % de molybdène, 4,5 à 6,0 % de tungstène, 1,50 à 3,5 % de rhénium, 1,0 à 4,0 de platine, 0,05 à 0,25 % de hafnium, 0 à 0,15 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables. Superalliage selon la revendication 1, comprenant, en pourcentages massiques, 5,4 à 6,0 % d’aluminium, 7,5 à 8,5 % de tantale, 2,0 à 4,0 % de cobalt, 5,5 à 7,5 % de chrome, 0 à 0,40 % de molybdène, 4,5 à 6,0 % de tungstène, 1,25 à 3,5 % de rhénium, 1,5 à 2,5 de platine, 0,05 à 0,15 % de hafnium, 0 à 0,15 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables. Superalliage selon la revendication 1, comprenant, en pourcentages massiques, 5,6 à 6,0 % d’aluminium, 7,5 à 8,5 % de tantale, 2,0 à 4,0 % de cobalt, 6,5 à 7,5 % de chrome, 4,5 à 5,5 % de tungstène, 1,25 à 2,25 % de rhénium, 1,5 à 2,5 de platine, 0,05 à 0,15 % de hafnium, 0 à 0,15 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables. Superalliage selon la revendication 1, comprenant, en pourcentages massiques, 5,4 à 5,8 % d’aluminium, 7,5 à 8,5 % de tantale, 2,0 à 4,0 % de cobalt, 5,5 à 6,5 % de chrome, 0 à 0,40 % de molybdène, 5,0 à 6,0 % de tungstène, 2,5 à 3,5 % de rhénium, 1,5 à 2,5 de platine, 0,05 à 0,15 % de hafnium, 0 à 0,15 % de silicium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables. Superalliage selon la revendication 1, comprenant, en pourcentages massiques, 5,8 % d’aluminium, 8,0 % de tantale, 3,0 % de cobalt, 7,0 % de chrome, 5,0 % de tungstène, 1,75 % de rhénium, 2,0 de platine, 0,05 % de hafnium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables. Superalliage selon la revendication 1, comprenant, en pourcentages massiques, 5,6 % d’aluminium, 8,0 % de tantale, 3,0 % de cobalt, 6,0 % de chrome, 0,20 % de molybdène, 5,5 % de tungstène, 3,0 % de rhénium, 2,0 de platine, 0,05 % de hafnium, le complément étant constitué par du nickel et des impuretés inévitables. Aube (20A, 20B) monocristalline pour turbomachine comprenant un superalliage selon l’une quelconque des revendications 1 à 7. Aube (20A, 20B) selon la revendication 8, comprenant un revêtement de protection comportant une sous-couche métallique déposée sur le superalliage et une barrière thermique céramique déposée sur la sous-couche métallique. Aube (20A, 20B) selon la revendication 8 ou 9, présentant une structure orientée selon une direction cristallographique . Turbomachine comprenant une aube (20A, 20B) selon l’une quelconque des revendications 8 à 10.