FR 3139347 A1 20240308 FR 2208815 A 20220902 L'invention concerne un superalliage à base de nickel comprenant, en pourcentages massiques, 5,0 à 6,0 % d’aluminium, 6,5 à 8,5 % de tantale, 0 à 1,0 % de titane, 1,0 à 4,0 % de cobalt, 5,0 à 8,0 % de chrome, 0 à 0,5 % de molybdène, 3,0 à 4,0 % de tungstène, 3,75 à 5,75 % de rhénium, 3,5 à 5,0 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, par exemple dans le domaine de l’aéronautique, et notamment pour leurs aubes fixes, aussi appelées distributeurs ou redresseurs, ou mobiles. On entend, par superalliage à base de nickel, un superalliage dont le pourcentage massique en nickel est majoritaire. On comprend que le nickel est donc l’élément dont le pourcentage massique est le plus élevé. Il est connu d’utiliser des superalliages à base de nickel pour les parties chaudes de turbines à gaz pour moteurs d’avion ou d’hélicoptère et notamment pour la fabrication d’aubes monocristallines fixes ou mobiles. 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. Ces superalliages comprennent une matrice austénitique de structure cubique à faces centrées, solution solide à base de nickel, dite phase gamma (« γ »), avec 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’. En général, à température ambiante, ces superalliages contiennent une forte proportion de précipités de phase γ’, environ 60 à 70%. Par ailleurs, cette structure 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, 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. Une forte proportion de précipités de phase γ’ entrave le mouvement des dislocations et favorise la tenue en fluage à chaud de l’alliage. Comme les phénomènes de diffusion sont moindres en dessous de 950 °C, l’endommagement majoritaire se fait alors par cisaillement des précipités de phase γ’. Ainsi, à ces températures, la résistance intrinsèque des précipités de phase γ’ est un facteur déterminant pour la tenue mécanique statique ou en fluage du superalliage. Toutefois, la remise en solution des précipités de phase γ’ à des températures plus élevées a pour conséquence une réduction de la tenue mécanique du superalliage. Par ailleurs, des revêtements métalliques adaptés à ces superalliages ont été développés afin d’augmenter leur résistance à l’environnement agressif dans lequel ils 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 1200 °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. Avec une masse volumique contenue, ces superalliages présentent une résistance au fluage à haute température supérieure aux antérieurs tout en continuant à permettre un traitement thermique grâce à un large écart entre les températures de solvus de la phase γ’ et de solidus. En outre, ces superalliages présentent 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 métallique (faible sensibilité à la formation de ZRS), et une bonne résistance à l’oxydation et à la corrosion tout en évitant la formation de grains parasites du type « Freckles ». A cet effet, le présent exposé concerne un superalliage à base de nickel comprenant, en pourcentages massiques, 5,0 à 6,0 % d’aluminium, 6,5 à 8,5 % de tantale, 0 à 1,0 % de titane, 1,0 à 4,0 % de cobalt, 5,0 à 8,0 % de chrome, 0 à 0,5 % de molybdène, 3,0 à 4,0 % de tungstène, 3,75 à 5,75 % de rhénium, 3,5 à 5,0 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. En outre, ce superalliage peut comprendre en particulier au moins 3,75 %, de préférence au moins 4,0 %, de platine et au moins 4,0 % de rhénium, en pourcentages massiques. D’autre part, sa teneur en platine peut en particulier ne pas excéder 4,75 %, de préférence 4,5%, et celle en rhénium 5,25 %, de préférence 4,75%, en pourcentages massiques. Grâce à cette composition du superalliage à base de nickel (Ni), et en particulier aux teneurs en platine (Pt) et rhénium (Re), la résistance au fluage est améliorée par rapport aux superalliages existants, en particulier à des températures pouvant aller jusqu’à 1250 °C et l’adhérence de la barrière thermique est renforcée par rapport à celle observée sur les superalliages existants. Le platine, partitionnant majoritairement vers la phase γ’, permet de renforcer la phase γ’ et 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, température au-dessus de laquelle la phase durcissante γ’ est totalement dissoute. D’autre part, le rhénium permet de renforcer la phase γ par solution solide et de ralentir, de par sa cinétique de diffusion faible, la dégradation de la microstructure γ/γ’ en limitant 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. Bien que le rhénium ait aussi normalement tendance à favoriser la précipitation de PTC, par exemple la phase σ, la phase P ou la phase μ, qui ont un effet négatif sur les propriétés mécaniques du superalliage, il a été observé qu’un ajout concomitant de platine et de rhénium dans des proportions supérieures à celles relevées dans l’état de l’art peut conduire à l’obtention de superalliages possédant de faibles fractions prédites de ces PTC délétères. De plus, les teneurs en platine sont bénéfiques vis-à-vis de la résistance à l’oxydation et la corrosion. 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. Le superalliage peut ainsi présenter un écart de température [solidus - solvus γ’] d’au moins 10 °C, de préférence d’au moins 12 °C, et une fraction de phase γ’ à 1250 °C d’au moins 20 % molaires, de préférence d’au moins 23 % molaires, combinant ainsi le maintien d’une importante fraction de phase γ’ à des températures élevées et donc proches de la température de solvus de cette phase γ’, avec un écart suffisant entre cette température de solvus et une température de solidus supérieure pour permettre un traitement thermique du superalliage dans la plage comprise entre ces deux températures. Le superalliage peut présenter une masse volumique inférieure ou égale à 9,05 g/cm 3 . Les autres éléments d’addition majeurs, à part le platine (Pt) et le rhénium (Re), sont le cobalt (Co), le chrome (Cr), le tungstène (W), l’aluminium (Al) et le tantale (Ta). Les éléments d’addition mineurs sont le titane (Ti), le molybdène (Mo), le hafnium (Hf), et le silicium (Si), pour lesquels la teneur massique maximale est égale ou 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 ou de molybdène permet principalement de renforcer la matrice austénitique γ de structure cristalline cubique à faces centrées (cfc) par durcissement par solution solide. L’addition d’aluminium (Al), de titane (Ti) ou de tantale (Ta) favorise la précipitation de la phase durcissante γ’-Ni 3 (Al, Ti, Ta). 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 constitue 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. Une teneur trop élevée en chrome provoque également la précipitation de PTC délétères. 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 aussi à réduire la température de solvus de la phase γ’ du superalliage à base de nickel, ce qui est indésirable. Ainsi, 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 rhénium, de molybdène, de tungstène ou de tantale, qui sont des éléments réfractaires, 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. Ce superalliage peut notamment être destiné à la fabrication de composants monocristallins de turbine à gaz, tels que des aubes fixes ou mobiles. Une telle pièce monocristalline en superalliage à base de nickel peut notamment être obtenue par un procédé de solidification dirigée sous gradient thermique en fonderie à la cire perdue. Le présent exposé concerne aussi en particulier une aube monocristalline pour turbomachine comprenant un superalliage tel que défini précédemment. Cette aube présente donc une résistance au fluage à haute température et 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 peut être 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 à la figure annexée. La est une vue schématique en coupe longitudinale d’une turbomachine. Description détaillée Les superalliages à base de nickel sont destinés à la fabrication d’aubes monocristallines par un procédé de solidification dirigée dans un gradient thermique. L’utilisation d’un germe monocristallin ou d’un sélecteur de grain en début de solidification permet d’obtenir cette structure monocristalline. La structure est orientée par exemple selon une direction cristallographique qui est l’orientation qui confère, en général, les propriétés mécaniques optimales aux superalliages. Les superalliages monocristallins à base de nickel bruts de solidification ont une structure dendritique et sont constitués de précipités γ’ –Ni, Pt) 3 (Al, Ti, Ta) dispersés dans une matrice γ de structure cubique à faces centrées, solution solide à base de nickel. Ces précipités de phase γ’ sont répartis de façon hétérogène dans le volume du monocristal du fait de ségrégations chimiques résultant du procédé de solidification. Par ailleurs, des phases eutectiques γ/γ’ sont présentes dans les régions inter-dendritiques et constituent des sites préférentiels d’amorçage de fissures. Ces phases eutectiques γ/γ’ se forment en fin de solidification. De plus, les phases eutectiques γ/γ’ sont formées au détriment des fins précipités (taille inférieure au micromètre) de phase durcissante γ’. Ces précipités de phase γ’ constituent la principale source de durcissement des superalliages à base de nickel. Aussi, la présence de phases eutectiques γ/γ’ résiduelles ne permet pas d’optimiser la tenue au fluage à chaud du superalliage à base de nickel. Il a en effet été montré que les propriétés mécaniques des superalliages, en particulier la résistance au fluage, étaient optimales lorsque la précipitation des précipités γ’ était ordonnée, c’est-à-dire que les précipités de phase γ’ sont alignés de manière régulière, avec une taille allant de 300 à 500 nm, et lorsque la totalité des phases eutectiques γ/γ’ était remise en solution. Les superalliages à base de nickel bruts de solidification sont donc traités thermiquement pour obtenir la répartition désirée des différentes phases. Le premier traitement thermique est un traitement d’homogénéisation de la microstructure qui a pour objectif de dissoudre les précipités de phase γ’ et d’éliminer les phases eutectiques γ/γ’ ou de réduire de manière significative leur fraction molaire. Ce traitement est réalisé à une température supérieure à la température de solvus de la phase γ’ et inférieure à la température de fusion commençante du superalliage (température de solidus). Une trempe est ensuite réalisée à la fin de ce premier traitement thermique pour obtenir une dispersion fine et homogène des précipités γ’. Des traitements thermiques de revenu sont ensuite réalisés en deux étapes, à des températures inférieures à la température de solvus de la phase γ’. Lors d’une première étape, pour faire grossir les précipités γ’ et obtenir la taille désirée, puis lors d’une seconde étape, pour faire croître la fraction molaire de cette phase jusqu’à environ 70 % à température ambiante. La représente, en coupe selon un plan vertical passant par son axe principal A, un turboréacteur à double flux 10. Le turboréacteur à double flux 10 comporte, d’amont en aval selon la circulation du flux d’air, une soufflante 12, un compresseur basse pression 14, un compresseur haute pression 16, une chambre de combustion 18, une turbine haute pression 20, et une turbine basse pression 22. La turbine haute pression 20 comprend une pluralité d’aubes mobiles 20A tournant avec le rotor et de redresseurs 20B (aubes fixes) montés sur le stator. Le stator de la turbine 20 comprend une pluralité d’anneaux 24 de stator disposés en vis-à-vis des aubes mobiles 20A de la turbine 20. Ces propriétés font ainsi de ces superalliages des candidats intéressants pour la fabrication de pièces monocristallines destinées aux parties chaudes des turboréacteurs. On peut donc fabriquer une aube mobile 20A ou un redresseur 20B pour turbomachine comprenant un superalliage tel que défini précédemment. On peut également fabriquer une aube mobile 20A ou un redresseur 20B pour turbomachine comprenant un superalliage tel que défini précédemment revêtu d’un revêtement de protection comprenant une sous-couche métallique Une turbomachine peut notamment être un turboréacteur tel qu’un turboréacteur à double flux 10. La turbomachine peut également être un turboréacteur à simple flux, un turbopropulseur ou un turbomoteur. Exemples Sept superalliages monocristallins à base de nickel du présent exposé (Ex 1 à Ex 7) ont été étudiés et comparés à quatre superalliages monocristallins commerciaux (alliages de référence CEx 1 à CEx 4) et à trois superalliages monocristallins expérimentaux (CEx 5 à CEx 7). Les quatre superalliages monocristallins commerciaux sont : CMSX-4® (CEx 1), CMSX-4 Plus Mod C® (CEx 2), CMSX-10K® (CEx 3), René N6® (CEx 4). Le superalliage monocristallin expérimental CEx 5 est cité sous la dénomination « PX5 » dans la publication de J. S. Van Sluytman, C. J. Moceri, and T. M. Pollock, “A Pt-modified Ni-base superalloy with high temperature precipitate stability,” Mater. Sci. Eng. A, vol. 639, pp. 747–754, Jul. 2015, et le superalliage expérimental CEx 6 est décrit dans la publication de demandes de brevet FR 3 081 883 A1. La composition chimique de chacun des superalliages monocristallins est donnée dans le Tableau 1, la composition CEx 4 comportant en outre 0,05 % en masse de carbone (C) et 0,004 % en masse de bore (B), et la composition CEx 5 comprenant de plus 0,02 % en masse de carbone, 0,015 % en masse de bore et 0,02 % en masse de zirconium. Tous ces superalliages sont des superalliages à base de nickel, c’est-à-dire que le complément à 100 % des compositions présentées est constitué par du nickel et des impuretés inévitables. Al Ta Ti Co Cr Mo W Re Pt Hf Si Ex 1 5,2 7,0 0,5 2,0 7,0 0,25 3,5 4,0 4,0 0,10 0,1 Ex 2 5,2 7,0 0,5 2,0 6,5 0,25 3,5 4,5 4,0 0,10 0,1 Ex 3 5,6 7,0 0 3,0 7,0 0,25 3,5 4,0 4,0 0,10 0,1 Ex 4 5,6 7,0 0 3,0 6,5 0,25 3,5 4,5 4,0 0,10 0,1 Ex 5 5,4 7,7 0 3,0 6,0 0,25 3,5 5,0 4,0 0,10 0,1 Ex 6 5,2 8,0 0 3,0 7,0 0,5 3,5 4,0 4,5 0,10 0,1 Ex 7 5,4 7,0 0 2,0 7,0 0,5 3,5 4,5 4,5 0,10 0,1 CEx 1 6,2 6,0 0 8,0 7,0 2,0 5,0 3,0 0 0,20 0 CEx 2 5,6 6,5 1,0 9,0 6,5 0,60 6,0 3,0 0 0,10 0 CEx 3 5,7 8,0 0,85 10,0 3,5 0,60 6,0 4,8 0 0,10 0 CEx 4 6,0 7,5 0 12,2 4,4 1,1 5,7 5,3 0 0,15 0 CEx 5 5,7 8,0 0,20 3,0 2,0 0,40 5,0 6,0 0 0,03 0 CEx 6 5,8 5,8 0,40 0 6,2 1,5 2,9 3,0 7,8 0,30 0,2 CEx 7 5,6 9,0 1,0 9,0 6,5 0,60 6,0 1,0 2,0 0,10 0 Masse volumique La masse volumique est de première importance pour les applications pour des composants rotatifs tels que les aubes de turbine. En effet, une augmentation de la masse volumique du superalliage des aubes impose un renforcement du disque les portant, et donc un autre surcoût en poids. La masse volumique à température ambiante de chaque superalliage des exemples Ex 1 à Ex 7 et des exemples comparatifs CEx 1 à CEx 7 a été estimée à l’aide d’une version modifiée de la formule de Hull (F.C. Hull, Metal Progress, Novembre 1969, pp139-140). Cette équation empirique, basée sur une loi des mélanges et comprenant des termes correctifs déduits d’une analyse par régression linéaire de données expérimentales (compositions chimiques et masses volumiques mesurées) concernant 272 superalliages à base de nickel, de cobalt ou de fer, a été modifiée, pour prendre en compte des éléments comme le rhénium. La formule de Hull modifiée est la suivante : (1) D = 27,68 x [D 1 + 0,14037 – 0,00137 %Cr – 0,00139 %Ni – 0,00142 %Co – 0,00140 %Fe – 0,00186 %Mo – 0,00125 %W – 0,00134 %V – 0,00119 %Nb – 0,00113 %Ta + 0,0004 %Ti + 0,00388 %C + 0,0000187 (%Mo) 2 – 0,0000506 (%Co)x(%Ti) – 0,00096 %Re] où D 1 = 100/[(%Cr/D Cr ) + (%Ni/D Ni )+ …. + (%X/D X )] où D Cr , D Ni ,…, D X sont les masses volumiques des éléments Cr, Ni, …, X exprimées en lb/in 3 (livre par pouce cube) et D est la masse volumique du superalliage exprimé en g/cm 3 . où %Cr, %Ni, ...%X sont les teneurs, exprimées en pourcentages massiques, des éléments du superalliage Cr, Ni, ..., X. On constate que les masses volumiques calculées pour les exemples Ex 1 à Ex 7 suivant cette équation sont toutes similaires à celles des superalliages de comparaison CEx 1 à CEx 7 et inférieures à 9,05 g/cm 3 (voir Tableau 2). Sensibilité à la formation de ZRS Pour estimer la sensibilité de superalliages à base de nickel contenant du rhénium à la formation de ZRS, Walston (document US 5,270,123) a établi l’équation suivante : (2) [ZRS(%)] 1/2 = 13,88 (%Re) + 4,10 (%W) – 7,07 (%Cr) – 2,94 (%Mo) – 0,33 (%Co) + 12,13 où ZRS(%) est le pourcentage linéique de ZRS dans le superalliage sous le revêtement et où les concentrations des éléments d’alliage sont en pourcentages atomiques. Cette équation (2) a été obtenue par analyse par régression linéaire multiple à partir d’observations faites après vieillissement de 400 heures à 1093 °C (degré centigrade) d’échantillons de divers superalliages à base de nickel de la famille d’alliages René N6® sous un revêtement NiPtAl. Plus la valeur du paramètre [ZRS(%)] 1 /2 est élevée, plus le superalliage est sensible à la formation de ZRS. En particulier, des valeurs négatives sont représentatives d’une faible sensibilité vis-à-vis de ce défaut. Ainsi, comme on peut le voir dans le Tableau 2, pour les superalliages des exemples Ex 1 à Ex 7, les valeurs du paramètre [ZRS(%)] 1/2 sont toutes significativement négatives et ces superalliages présentent donc une faible sensibilité à la formation de ZRS sous un revêtement NitPtAl, revêtement qui est souvent présent pour les applications d’abubes de turbine (aube tournante et/ou distributeur). Par contre, parmi les superalliages des exemples comparatifs, ceux des exemples comparatifs CEx 2 à CEx 4 présentent des valeurs positives du paramètre [ZRS(%)] 1/2 . N o- Freckles P arameter (NFP) Pour quantifier la sensibilité à la formation de grains parasites de type « Freckles » au cours de la solidification dirigée d’une pièce en superalliage, Konter (document US 5,888,451) a formulé l’équation suivante : (3) NFP = [%Ta + 1,5 %Hf + 0,5 %Mo – 0,5% %Ti)]/[%W + 1,2 %Re)] où %Ta, %Hf, ...%X sont les teneurs, exprimées en pourcentages massiques, des éléments du superalliage Ta, Hf, ..., X. Pour éviter la formation de défauts de type « Freckles », le paramètre NFP doit être supérieur ou égal à 0,7. Une faible sensibilité à ce type de défaut est un paramètre important car cela implique un faible taux de rebut lié à ce défaut lors de la fabrication de pièces. Comme on peut le voir dans le Tableau 2, les superalliages de chacun des exemples Ex 1 à Ex 7 présentent un paramètre NFP supérieur ou égal à 0,7, tandis que les superalliages commerciaux des exemples comparatifs CEx 1 à CEx 4 ont des sensibilités à la formation de ce type de défauts clairement supérieures. Coût des super alliages Le coût au kilogramme des superalliages Ex 1 à Ex 7 et CEx 1 à CEx 7 est calculé sur base de la composition du superalliage et des coûts de chaque composé (mise à jour avril 2020). Ce coût est donné à titre indicatif. Le coût comparativement élevé des alliages Ex 1 à Ex 7 est largement dû aux additions conséquentes de l’élément platine. Ces coûts sont ainsi situés entre ceux des alliages CEx 6/7 et CEx 5, respectivement deux fois moins et deux fois plus chargés en platine. Les coûts des alliages de l’invention sont ainsi plus élevés que ceux des alliages commerciaux CEx 1 à CEx 4. Cependant, les caractéristiques des alliages Ex 1 à Ex 7 peuvent permettre de réduire les additions de platine dans les revêtements métalliques de type NiPtAl par rapport aux alliages commerciaux, de sorte que l’économie de platine dans les revêtements surpasse le coût de l’ajout de platine dans les proportions considérées dans les alliages de l’invention. En outre, la réduction des additions de platine dans les revêtements limiterait les coûts de réparation des composants revêtus. Masse volumique (g/cm 3 ) [ZRS(%)] 1/2 NFP Coût ($/kg) Ex 1 8,92 -25 0,85 1124 Ex 2 8,94 -18 0,79 1137 Ex 3 8,89 -25 0,88 1125 Ex 4 8,92 -19 0,82 1138 Ex 5 9,01 -12 0,84 1151 Ex 6 9,01 -26 1,01 1246 Ex 7 8,96 -23 0,83 1259 CEx 1 8,70 -24 0,67 135 CEx 2 8,92 8 0,68 180 CEx 3 9,04 28 0,65 215 CEx 4 8,95 3 0,65 201 CEx 5 8,96 -26 1,12 2010 CEx 6 8,82 -34 1,24 562 CEx 7 8,89 -18 0,90 612 Température de solvus de la phase γ’ La méthode CALPHAD a été utilisée pour calculer la température de solvus de la phase γ’ à l’équilibre. Comme on peut le constater dans le Tableau 3, les superalliages Ex 1 à Ex 7 présentent une température de solvus γ’ supérieure à 1320 °C. Température de solidus La méthode CALPHAD a été utilisée pour calculer les températures de solidus des superalliages Ex 1 à Ex 7 et CEx 1 à CEx 7. Intervalle de traitement thermique ( Δ TTH) La fabricabilité des alliages de l’invention a été également estimée à partir de la possibilité de remettre en solution industriellement les précipités de phase γ’ pour optimiser les propriétés mécaniques des alliages. L’intervalle entre la température de solvus de la phase γ’ à l’équilibre et la température de solidus à l’équilibre, telles qu’elles peuvent être calculées par la méthode CALPHAD, représente l’intervalle de traitement thermique ΔTTH des superalliages. Contrairement au superalliage CEx 6 présentant un intervalle de traitement de seulement 2 °C, et au superalliage CEx 5 présentant un intervalle de traitement même négatif (donc inexistant en pratique), la présence de fortes teneurs en rhénium et en platine ne réduit pas excessivement les intervalles de traitement des superalliages Ex 1 à Ex 7. Contrairement aux superalliages expérimentaux CEx5 et CEx 6, ainsi qu’au superalliage commercial CEx 3, qui est caractérisé par une fenêtre nulle témoignant de difficultés pour remettre la phase γ’ en solution, les superalliages Ex 1 à Ex 7 possèdent des fenêtres de traitement thermique toujours supérieures à 12 °C, ce qui est en principe compatible avec l’utilisation de fours industriels pour ce traitement thermique. Le traitement thermique de remise en solution devrait donc être assuré pour les superalliages Ex 1 à Ex 7, de manière similaire aux superalliages commerciaux CEx 1, CEx 2, CEx 4 et à l’alliage expérimental CEx 7, et cela même avec des fours industriels avec une incertitude de, par exemple, +/- 5°C. Fraction molaire de phase γ’ La méthode CALPHAD a été utilisée pour calculer la fraction molaire (en pourcentage molaire) de phase γ’ à l’équilibre dans les superalliages Ex 1 à Ex7 et CEx 1 à CEx 7 à 900 °C, 1100 °C et 1250 °C. Comme on peut le constater dans le Tableau 3, Les alliages de l’invention (Ex 1 à Ex 7) ont des fractions de phase γ’ à très haute température (1250 °C) de 23 %mol ou plus, ce qui devrait assurer une forte tenue mécanique de l’alliage à ces températures. Les fractions de phase γ’ sont supérieures à celles des superalliages CEx 1 et CEx 4, et similaires à celles des superalliages CEx 2 et CEx 6 dont la tenue mécanique à haute température a été démontrée expérimentalement. Bien que les alliages comparatifs CEx 3, CEx 5 et CEx 6 possèdent des fractions de phases γ’ égales ou plus importantes que les alliages de l’invention à 900, 1100 et 1250 °C, le maintien de ces hautes fractions se fait au détriment de la fenêtre de traitement thermique de remise en solution de la phase γ’. Température de transformation (°C) Fraction molaire de phase γ’ (% mol) Solvus Solidus TTH 750 °C 1100 °C 1250 °C Ex 1 1330 1346 16 67 52 25 Ex 2 1333 1348 15 67 52 26 Ex 3 1333 1350 17 69 52 25 Ex 4 1336 1352 16 69 53 26 Ex 5 1341 1353 12 68 53 27 Ex 6 1328 1353 24 66 43 23 Ex 7 1333 1355 22 68 52 25 CEx 1 1294 1340 46 72 54 18 CEx 2 1325 1346 21 74 60 29 CEx 3 1383 1383 0 74 64 43 CEx 4 1286 1347 61 79 52 13 CEx 5 1341 1324 -17 76 63 41 CEx 6 1317 1319 2 73 59 27 CEx 7 1342 1367 25 70 57 30 Fraction molaire de phases autres que les phases γ et γ’ Les phases autres que les phases γ et γ’, comme par exemple les PTC, sont de manière générale jugées indésirables. Les PTC, fragiles, peuvent par exemple constituer des points d’amorçage de fissures et donc amoindrir la ductilité de l’alliage. Ces phases consomment également une partie des atomes des éléments d’addition, diminuant leur contribution au renforcement par solution solide des phases γ et γ’. Les fractions molaires totales (en pourcentage molaire) de ces phases précipitant dans les superalliages Ex 1 à Ex 7 et dans les superalliages de référence CEx 1 à CEx 7 à l'équilibre à 750, 900 et 1100 °C ont été calculées selon la méthode CALPHAD (voir Tableau 4). Les superalliages Ex 1 à Ex 7 ont des proportions de phases autres que γ et γ’ à 750 °C inférieures à celles de chacun des superalliages de référence CEx 1, CEx 2 et CEx 4 à CEx 6, ce qui traduit la forte stabilité de leur microstructure. Ces fractions à 900 °C demeurent faibles, et en particulier inférieures à celles prédites pour les superalliages de référence CEx 2, CEx 3 et CEx 5. Aucun alliage de l’invention ne possède de phase autre que les phases γ et γ’ à l’équilibre à 1100 °C, contrairement à l’alliage commercial CEx 3. Activité du chrome dans la phase γ La méthode CALPHAD a été utilisée pour calculer l’activité du chrome dans la phase γ (sans unité) dans les superalliages Ex 1 à Ex 7 et CEx 1 à CEx 7 à 950 °C et 1100 °C (voir Tableau 4). D’après ces estimations, les superalliages Ex 1 à Ex 7 ont des activités en chrome à 950 et 1100 °C supérieures à celles des superalliages de référence CEx 2 à CEx 4, et similaires à celles du superalliage CEx 5. Ces valeurs traduisent un comportement satisfaisant des superalliages Ex 1 à Ex 7 vis-à-vis de la tenue en oxydation/corrosion à l’environnement à ces températures. Fraction molaire de phases autres que γ et γ’ (en % mol) Activité du chrome dans la phase γ (×10 3 ) 750 °C 900 °C 1100 °C 950 °C 1100 °C Ex 1 1,3 - - 2,4 1,3 Ex 2 0,9 0,2 - 1,8 1,1 Ex 3 1,6 0,1 - 2,4 1,2 Ex 4 1,6 0,2 - 1,8 1,1 Ex 5 1,1 0,4 - 1,9 1,0 Ex 6 1,0 - - 2,0 1,2 Ex 7 1,0 - - 1,8 1,1 CEx 1 2,2 0,2 - 3,0 1,4 CEx 2 1,7 0,7 - 1,5 0,8 CEx 3 1,5 1,1 0,2 0,7 0,4 CEx 4 2,9 - - 1,5 0,8 CEx 5 3,4 0,7 - 2,3 1,1 CEx 6 2,6 - - 3,5 1,6 CEx 7 0,8 - - 2,1 1,2 D’après les différents critères pris en compte, les superalliages exemplaires Ex 1 à Ex 7 présentent ainsi un fort potentiel pour des applications à hautes, voire très hautes températures, notamment pour la fabrication d’aubes de turbines, car ils allient une masse volumique contenue, une faible sensibilité à la formation de défauts (PTC, ZRS), une bonne stabilité microstructurale, une tenue mécanique élevée et une résistance satisfaisante à l’oxydation et à la corrosion. Quoique le présent exposé ait été décrit en se référant à des exemples de réalisation spécifiques, il est évident que des différentes modifications et changements peuvent être effectués sur ces exemples sans sortir de la portée générale de l'invention telle que définie par les revendications. En outre, des caractéristiques individuelles des différents modes de réalisation évoqués peuvent être combinées dans des modes de réalisation additionnels. Par conséquent, la description et les dessins doivent être considérés dans un sens illustratif plutôt que restrictif. Superalliage à base de nickel comprenant, en pourcentages massiques, 5,0 à 6,0 % d’aluminium, 6,5 à 8,5 % de tantale, 0 à 1,0 % de titane, 1,0 à 4,0 % de cobalt, 5,0 à 8,0 % de chrome, 0 à 0,5 % de molybdène, 3,0 à 4,0 % de tungstène, 3,75 à 5,75 % de rhénium, 3,5 à 5,0 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 au moins 3,75 %, de préférence au moins 4,0 %, de platine en pourcentage massique. Superalliage selon l’une quelconque des revendications précédentes, comprenant au moins 4,0 % de rhénium en pourcentage massique. Superalliage selon l’une quelconque des revendications précédentes, n’excédant pas 4,75 %, de préférence 4,5%, de platine en pourcentage massique. Superalliage selon l’une quelconque des revendications précédentes, n’excédant pas 5,25 %, de préférence 4,75%, de rhénium en pourcentage massique. Superalliage selon l’une quelconque des revendications précédentes, avec un écart de température [solidus - solvus γ’] d’au moins 10 °C, de préférence d’au moins 12 °C, et une fraction de phase γ’ à 1250 °C d’au moins 20 % molaires, de préférence d’au moins 23 % molaires. Superalliage selon l’une quelconque des revendications précédentes, avec une masse volumique inférieure à 9,05 g/cm 3 . 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 les revendications 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.