Brevet FR2632659A1 — publié le 19891215

La présente invention concerne un acier ferritique renforcé par dispersion pour des structures haute tempéra- ture, quiposs de d'excellentes résistance à haute tempéra- ture, ductilité et dureté, et une anisotropie de résistance réduite. L'acier ferritique renforcé par dispersion de la pré- sente invention n'est pas seulement adapté aux composants du coeur d'un réacteur nucléaire, en particulier un surgéné- rateur rapide, mais peut être aussi employé avantageusement comme composant haute température des structures d'une ins- tallation, par exemple, tuyauteries d'un système de refroi- dissement et tubes de chaudières, utilisé dans des conditions sévères de température et de fonctionnement. Un exemple de composant haute température, c'est-à-dire un matériau utilisé comme constituant du coeur d'un réacteur nucléaire, particulièrement dans un surgénérateur rapide nécessite de posséder diverses caractéristiques telles que résistance à haute température, compatibilité avec le sodium, résistance aux radiations neutroniques, usinabilité, souda- bilité et interaction entre le composant et le combustible nucléaire. La résistance à haute température et aux radia- tions neutroniques sont, en particulier, des facteurs impor- tants pour déterminer la durée de fonctionnement. Bien qu'un acier austénitique inoxydable, tel le SUS 304 ou 316, ait été utilisé jusqu'ici comme composant de coeur de réacteur, il est connu que ce matériau a une résistance limitée vis-à-vis des neutrons rapides, telles la résistance aux gonflements et les caractéristiques de fluage sous irra- diation, et par conséquent est inadapté pour prolonger la durée de fonctionnement du combustible nucléaire. D'autre part, bien que l'acier ferritique présente une résistance auxirradiations bien supérieure à celle de 1' acier austénitique inoxydable, il est défavorablement faible du point de vue de la résistance à haute température. Le dur- cissement par dispersion de fines particules d'oxyde est connu depuis longtemps comme méthode pour améliorer la résis- tance à haute température. Des exemples d'aciers ferritiques préparés selon cette méthode ont été publiés précédemment 2 2632659 sous la référence U.S. Patent 4 075 010 intitulé "Dispersion d'alliage ferritique utilisée dans des piles surgénératrices à métal liquide (LMFBRS)". (L'alliage décrit dans le brevet U.S. est désigné, dans la suite, par "l'alliage de l'art an- térieur"). Bien que l'alliage de l'art antérieur ait une grande résistance, il a une faible ductilité et une température de transition ductile-fragile qui peut s'élever jusqu'environ C c'est-à-dire qu'il présente une très faible valeur de résistance à l'impact à température ambiante, ce qui provo- que des fissurations même quand le pourcentage de réduction à froid est abaissé jusqu'une dizaine de %. Par conséquent, il est dificile de produire économiquement à partir de 1' alliage de l'art antérieur des composants de coeur d'un sur- générateur rapide, par exemple des canalisations à parois minces comme un tube de gainage de combustible ou un tube d'étui qui serait fabriqué avec une grande précision dimen- sionnelle. De plus, l'alliage de l'art antérieur est un ma- tériau faiblement ductile, et qui provoque une propagation très facile des fissures à la température de fonctionnement du surgénérateur rapide, c'est-à-dire 350 à 700 C. En d'au- tres termes, cet alliage ne présente pas d'avantages inhé- rents au matériau renforcé par dispersion. L'acier ferritique renforcé par dispersion a un problê- me dit d'anisotropie de résistance qui fait que la résistan- ce dans la direction perpendiculaire à la direction de tra- vail est 1/2 à 1/3 de la résistance dans la direction paral- lèle à la direction de travail en raison de l'allongement des grains dans la direction de travail. Un objet de la présente invention est de fournir un acier ferritique renforcé par dispersion pour des structures haute température qui a une excellente résistance à haute température, ductilité et dureté, et une anisotropie de ré- sistance réduite aussi. Selon la présente invention, il est proposé un acier ferritique renforcé par dispersion qui comprend un matériau de base possédant une structure martensitique de revenu, et des particules d'oxyde mixte dispersées de manière homogène dans le matériau de base. Le matériau de base est composé de 0,05 à 0,25 % en poids de carbone, 0,1 % en poids ou moins de silicium, 0,1 % en poids ou moins de manganèse, 8 à-12 % en poids de chrome, 0,1 à 4,0 % en poids total de molybdène et tungstè- ne, et 0,02 % en poids ou moins d'oxygène (à l'exclusion de celui des particules d'oxyde), le complément étant du fer et des impuretés inévitables. Les particules d'oxyde mixte contiennent Y203 et TiO2 et sont dispersées dans le matériau de base selon une quanti- té de 0,1 à 1,0 % en poids total de Y203 et TiO2 et un rap- port molaire de TiO2 à Y203 de 0,5 à 2,0. Dans l'acier ferritique renforcé par dispersion de la présente invention, à la place de ou en plus de TiO2, au moins un oxyde en poudre sélectionné parmi A1203, ZrO2 et MgO peut être dispersé, si nécessaire, selon une quantité de 0,1 à 1,0 % en poids total Y203 inclus et un rapport molaire de 0,5 à 2,0 par rapport à Y203 Les composants chimiques de l'acier ferritique renforcé par dispersion de la présente invention et les raisons de la- limitation de ces composants vont être maintenant exposés. Tous les pourcentages des compositions décrites ci-dessus sont exprimés en pourcentage pondéral. Parmi les composants, la présence de Y203 et TiO2 est la première et la plus importante caractéristique de la présente invention. Y203 est le composant le plus important efficace dans l'amélioration de la résistance à la rupture par dispersion homogène dans un matériau de base. Toutefois, l'usage unique de Y203 peut entraîner la formation d'un oxyde mixte par combinaison avec des petites quantités de silicium et de man- ganèse présents sous forme d'une solution solide dans le ma- tériau de base pour ainsi donner naissance à des particules grossières d'oxyde. De plus, puisque la particule Y203 en elle-même est faible en cohésion avec le matériau de base, l'addition d'une large quantité de Y203 ne peut produire au- cune amélioration pour la résistance à la rupture en fluage mais nuit plutôt à la ductilité et à la dureté. Une résistance à la rupture en fluage élevée peut être atteinte uniquement lorsqu'un oxyde mixte stable contenant Y203 et TiO2, c'est-à- dire Y203. TiO2 est formé. L'oxyde mixte Y203. TiO2, c'est-à-dire Y2TiO5, peut être formé par addition de poudres fines de TiO2 dans le processus de mélan- ge mécanique des poudres d'une composition de base d'un alliage avec des poudres de Y203. Puisque Y203. TiO2 est plus stable énergétiquement que Y203, toutes les poudres de Y203 et TiO2 réagissent ensemble quand elles sont mélangées. Il est également possible d'utiliser l'oxyde mixte Y203. TiO2 préalablement préparé. Dans le brevet précédemment cité, U.S. Patent 4 075 010, il y a une description en ces termes: "L'Yttria (Y203) peut se combiner avec d'autres constituants de la composition, tels des composés de titane pour former des phases telles que Y2Ti207". Cependant, dans cette méthode, le titane se présen- te sous forme d'une solution solide dans le matériau de base et, le titane et les particules Y203 réagissent ensemble pour former un oxyde mixte, qui rend la composition de l'oxyde mixte hétérogène, c'est-à-dire qui rend la concentration en titane de l'oxyde mixte excessivement élevée ou faible.Puis- que cette sorte d'oxyde est thermiquement instable, les par- ticules de celui-ci s'agglomèrent pour atteindre une taille élevée lorsqu'il est traité à haute température pour l'adou- cir au cours, par exemple, du procédé de fabrication d'un tube. De telles particules d'oxyde devenues de taille élevée provoquent une chute de la résistance à la rupture en fluage. De plus, l'excès de titane restant qui n'a pas réagi avec Y203, précipite sous forme d'un oxyde simple, c'est-à-dire TiO2. Les particules de TiO2 peuvent facilement grossir pen- dant l'utilisation à haute température, et faire ainsi dimi- nuer la ductilité. Dès l'instant o les particules d'oxyde ont atteint une grande taille, elles ne peuvent être brisées même lors de recuits à haute température pour adoucissement, donc la ductilité de l'alliage ne peut être retrouvée. Dans la présente invention, un oxyde mixte qui est sta- ble et excellent du point de vue de la compatibilité avec le matériau de base, peut être dispersé de manière homogène par réaction de Y203 avec TiO2 dans un rapport molaire de 0,5 à 2,0. De plus, puisqu'un oxyde mixte stable est formé en raison de la consommation de la totalité du TiO2 ét du Y203 ajoutés dans la réaction, la ductilité est regénerée à sa valeur avant travail par l'intermédiaire d'un recuit pour l'adoucir à haute température. La quantité.de (Y203 + TiO2) doit être d'au moins 0,1 % dans le but d'améliorer la résis- tance à haute température. Bien que l'accroissement de la quantité de (Y203 + TiO2) ajoutée entraîne une augmentation de la résistance à la rupture en fluage, la limite supérieu- re de la quantité ajoutée est 1 % puisque l'effet est saturé quand la quantité ajoutée atteint 1%. La seconde caractéristique de la présente invention ré- side en l'introduction d'une structure martensitique dans le but de réduire l'anisotropie. Puisque l'acier ferritique renforcé par dispersion est préparé généralement par un procédé de métallurgie des pou- dres, il apparaît une anisotropie du matériau dans les pro- cessus d'extrusion et de laminage suivant le processus de frittage. L'anisotropie peut être attribuée à l'allongement des grains dans la direction de travail (extrusion et lami- nage) et laisse penser qu'il y a une grande différence des caractéristiques du matériau dans la direction parallèle à celle du travail et la direction perpendiculaire à celle du travail. Par exemple, l'acier ferritique renforcé par dispersion de l'alliage de l'art antérieur possède une telle anisotropie que la résistance à la rupture en fluage à haute température dans la direction perpendiculaire à celle du travail est en- viron 1/3 de celle dans la direction parallèle à celle de travail. Etant donné qu'un tube de gainage de combustible est un long tuyau possédant un. petit diamètre, le travail s'effectue pour une-grande part dans la direction longitudi- nale de celui-ci. Par conséquent, quand l'alliage a une structure ferritique monophasé, l'anisotropie du matériau devient très importante ce qui rend la résistance en fluage à la pression interne faible, c'est-àdire, ce qui rend la résistance à la tension de frettage faible. Par contraste, dans l'acier de la présente invention, étant donné que la teneur en chrome est limitée de 8 à 12 %, l'anisotropie peut être réduite par l'utilisation d'une trans- formation martensitique. Précisément, puisque la structure martensitique obtenue par traitement thermique de durcisse- ment ne dépend pas de la direction de travail, il devient possible de transformer la structure allongée selon la direc- tion longitudinale en une structure non-orientée. De plus,il est également possible de préparer un matériau possédant une dureté plus élevée que celle de l'acier ferritique par l'ap- plication d'un traitement de revenu convenable. En plus, une amélioration de la résistance à la rupture en fluage peut aussi être escomptée par interaction entre la dislocation introduite par la transformation martensitique et les parti- cules dispersées. Pour les raisons décrites ci-dessus, une teneur en chrome convenable est 12 % ou moins dans l'optique de la stabilisation de la structure martensitique. Quand la teneur en chrome excède 12 %, il apparaît une fragilisation à 475 C et une fragilisationc de la phase ferrite J, ce qui provoque une dégradation remar- quable de la résistance et de la dureté. De plus, le chrome est un élément indispensable pour améliorer la résistance à la corrosion et la résistance à la décarburation en sodium à haute température (600 à 700 C), et aucune résistance ne peut être espérée quand la teneur en chrome est inférieure à 8 %. C'est pour cette raison que la teneur en chrome est li- mitée de 8 à 12 %. Les fonctions des autres additifs et les raisons de la limitation des quantités qui en dérive vont maintenant être exposées. Le carbone: Le carbone est un élément stabilisant de l'aus- ténite et. stabilise la structure martensitique. Dans la présente invention o la teneur en chrome est 8 à 12 %, la limite inférieure de la teneur en carbone est 0,05 % afin de former une structure comprenant une monophase martensitique revenue quand la teneur en carbone est inférieure à 0,05 %, la résistance et la dureté sont re- marquablement dégradées en raison d'un accroissement de la phase ferrite . De plus, le carbone se combine avec les éléments alliants,, c'est-à-dire-niobium, va- nadium, chrome, etc. pour former un carbure fin, qui contribue à une amélioration de la résistance à la rup- ture en fluage. Par ailleurs, quand la teneur en carbone excède 0,25 %, la quantité de carbure précipité est accrue, ce qui dégrade l'usinabilité et la soudabilité accompagnant le durcissement de l'acier. C'est pour cette raison que la teneur en carbone est limitée de 0,05 à 0,25 %. Le silicium: Le silicium est ajouté comme désoxydant d'une coulée mère d'une poudre d'alliage. Quand la teneur en silicium est excessivement grande, il réagit avec Y203 pour former un oxyde de silicium grossier, qui ne provo- que pas uniquement une fragilisation durant le chauffa- ge à haute température mais dégrade aussi l'aspect de la surface. Pour cette raison, la teneur en silicium est limitée à 0,1 % ou moins. Le manganèse: Le manganèse sert de désoxydant et d'agent de désulfuration d'une coulée mère d'une poudre d'alliage et est ajouté pour améliorer l'usinabilité à chaud et pour stabiliser la structure. Cependant, l'addition de manganèse en quantité excessivement importante entraine la formation d'une phase durcie, qui dégrade la dureté et l'usinabilité et retarde la dispersion uniforme de l'oxyde. Pour cette raison, la teneur en manganèse est limitée à 0,1 % ou moins. Le molybdène et le tungstène: Le molybdène et le tungstène sont chacun un élément de renforcement en solution soli- de et contribuent, en même temps, à une amélioration de la résistance au fluage comme éléments constitutifs d'un composé intermétallique. Quand la teneur en (Mo + W) est inférieure à 0,1 %, aucun des effets décrits cidessus ne peut être atteint. D'autre part, quand la teneur en (Mo + W) excède 4,0 %, non seulement la dureté est dé- gradée en raison d'un accroissement de la phase ferrite i, mais il apparaît également une fragilisation en raison de la précipitation d'une quantité importante d'un composé intermétallique pendant le chauffage à haute température. Par conséquent, la teneur en (Mo + W) est limitée de 0,1 à 4,0 %. L'oxygène: L'oxygène est inévitablement présent en petite quantité en raison de son adsorption sur la poudre brute ou par oxydation. Lorsque la teneur en oxygène excède 0,02 %, non seulement la dureté est remarquablement abaissée mais l'oxygène peut également se combiner avec des petites quantités de silicium et de manganèse pour former une inclusion. Par conséquent, la limite supérieu- re de l'oxygène est 0,02 %. Les aciers correspondant à ce qui vient d'être énoncé seront dits du groupe I. Comme décrit précédemment, dans l'acier ferritique ren- forcé par dispersion de la présente invention, TiO2 et Y 203 sont utilisés ensemble comme particules d'oxyde. Toutefois, dans les mises en oeuvre de la présente invention, une pou- dre d'oxyde au moins, sélectionnée parmi A1203, ZrO2 et MgO peut être utilisée à la place de ou en plus de TiO2. Comme TiO2, ces oxydes réagissent avec Y203 pour former un oxyde mixte stable et est dispersé uniformément dans le matériau de base, ce qui contribue à une amélioration de la résistan- ce au fluage. L'effet décrit ci-dessus ne peut être atteint lorsque la teneur en oxyde est inférieure à 0,1 % en termes de teneur totale en oxyde et le rapport molaire relatif à Y203 est inférieur à 0,5. Quand, par ailleurs, la teneur totale en oxyde excède 1,0 % et le rapport molaire relatif à Y203 excède 2,0, ils exercent un effet défavorable sur la ductilité, la dureté et l'usinabilité. Par conséquent, la teneur totale en oxyde convenable et le rapport molaire rela- tif à Y203 sont respectivement 0,1 à 1,0 % et 0,5 à 2,0. Ces aciers seront dits du groupe II. Dans le cas o les particules d'oxyde d'A1203, ZrO2 et/ou MgO sont utilisées ensemble avec Y203 et dispersées de manière homogène dans le matériau de base, l'acier ferritique de la présente invention peut inclure, si nécessaire, au moins un élément sélectionné parmi 0,1 à 1,0 % de nickel, 0,01 à 0,08 % d'azote, et 0,001 à 0,1 % de bore, 0,05 à 0,3 % au total d'un élément au moins sélectionné parmi le zirconium, le lanthane, le cérium et le calcium, et 0,1 à 0,4 % de vanadium et/ou 0,01 à 0,2 % de niobium. Ces aciers seront dits du groupe III. Les fonctions de ces composants facultatifs et les rai- sons de la limitation des quantités qui en dérive vont être exposées ci-dessous. Le nickel: Le nickel est un élément stabilisant de l'austéni- te et sert à stabiliser la structure martensitique. Le nickel est additionné en une quantité d'au moins 0,1 % quand la résistance, la dureté et l'usinabilité doivent être apportées par le réglage de la quantité de la pha- se ferrite &. Lorsque, cependant, la teneur-en nickel excède 1 %, la résistance est dégradée mais l'efficacité du traitement thermique et l'usinabilité sont également dégradées en raison d'un abaissement excessif de la tem- pérature de transformation. Par conséquent, la teneur en nickel est limitée de 0,1 à 1 %. L'azote: L'azote se combine avec le vanadium et le niobium pour former un nitrure, qui contribue à l'amélioration de la résistance au fluage. Cependant, aucun effet ne peut être obtenu lorsque.la teneur en azote est infé- rieure à 0,01 %. Par ailleurs, quand la teneur en azote excède 0,08 %, l'usinabilité, la dureté et la soudabili- té sont diminuées. Par conséquent, la teneur convenable en azote est de 0,01 à 0,08 %. Le bore: L'addition de bore en petite quantité contribue à l'amélioration de la résistance en fluage par disper- sion et stabilisation des carbures. Aucun effet ne peut être atteint lorsque la teneur en bore est inférieure à 0,001%. D'autre part, quand la teneur en bore excède 0,01%, l'usinabilité et la soudabilité sont diminuées. Par conséquent, une teneur convenable en bore est 0,001 à 0,01 %. Le zirconium, le lanthane, le cérium et le calcium: L'addi- tion de faibles quantités de ces éléments seuls ou sous forme d'une combinaison de ceux-ci est efficace pour l'élimination du phosphore et du soufre contenus dans les impuretés nuisibles à la dureté et le réglage des inclusions. Lorsque la teneur totale de ces éléments est inférieure à 0,05 %, les effets décrits ci-dessus ne peuvent être atteints. Par ailleurs, quand la teneur totale excède 0,3 %, ils exercent un effet adverse sur la dureté et l'usinabilité. Par conséquent, une teneur totale convenable de ces éléments est 0,05 à 0,3 %. Le vanadium: Le vanadium se combine avec le carbone et l'azo- te pour former un fin précipité contenant V(C, N), qui non seulement contribue à l'amélioration de la résistan- ce en fluage mais gouverne également la dispersion de l'oxyde. Lorsque la teneur en vanadium est inférieure à 0,1 %, aucun effet suffisant ne peut être atteint, tan- dis que lorsqu'elle excède 0,4 %, la résistance est dé- gradée. Par conséquent, la teneur en vanadium est limi- tée de 0,1 à 0,4 %. Le niobium: Comme le vanadium, le niobium se combine avec le carbone et l'azote pour former un fin précipité conte- nant Nb(C, N), qui contribue non seulement à l'améliora- tion de la résistance en fluage mais gouverne aussi la dispersion de l'oxyde. De plus, le niobium est utile éga- lement pour améliorer la dureté par formation d'une structure fine. Lorsque la teneur en niobium est infé- rieure à 0,01 %, aucun effet n'est atteint. Par ailleurs, lorsque la teneur excède 0,2 %, une importante quantité de précipités ne peut être solubilisée dans la matrice pendant le traitement à chaud, ce qui dégrade la résis- tance. Par conséquent, la teneur en niobium est limitée de 0,01 à 0,2 %. EXEMPLES La présente invention sera maintenant décrite à l'aide des exemples suivants: Les compositions chimiques des matériaux à l'essai sont indiquées dans le tableau 1. Dans le tableau 1, les types d'aciers N 1 et 2 appar- tiennent aux aciers (I), les types d'aciers N 3 à 6 appar- tiennent aux aciers (II), et les types d'aciers N 7 à 12 appartiennent aux aciers (III). Les types d'aciers N 13 à 17 sont des aciers de référence pour lesquels les teneurs des l1 constituants essentiels, c'està-dire chrome et (Mo + W), sont en dehors de l'intervalle spécifié dans la présente invention ou pour lesquels le titane est employé à la place de TiO2. Parmi eux, le type d'acier N 17 correspond à 1' alliage de l'art antérieur proposé dans le brevet U.S. Patent 4 075 010. En ce qui concerne chaque acier, les poudres élémentai- res ou les poudres d'alliages possédant chacune un diamètre de particule moyen de 1 Pm ou moins sont mélangées avec les poudres d'oxyde possédant chacune un diamètre de particule moyen de 100 nm ou moins pour obtenir ainsi une composition voulue. Le mélange est introduit dans un broyeur haute éner- gie et est allié mécaniquement en agitant sous une atmosphè- re d'argon très pure. Le nombre de tours du broyeur et le temps d'agitation sont respectivement 200 à 300 t/min. et 24 à 48 heures. La poudre d!alliage résultante est scellée sous vide dans un récipient tubulaire SUS sans exposition à l'air et soumis à une extrusion à chaud entre 900 et 1200 C avec un rapport d'extrusion de 8 à 15/1. Chaque barreau de matériau extrudé à chaud est forgé en plaques possédant une épaisseur de 10 mm et subit alors un recuit de normalisation entre 950 et 1200 C. Apres la norma- lisation, tous les aciers sauf les types d'aciers N 14 et 17 sont traités thermiquement par-un revenu entre 750 et 820 C pour obtenir les échantillons de matériaux. Des éprouvettes de tension en feuilles possédant chacune des dimensions de 2 mm d'épaisseur X 6 mm de largeur X 30 mm de longueur sont préparées à partir des échantillons de maté- riaux et soumises à un test de rupture en fluage à 650 C et à une épreuve de traction à température ambiante. Puis, des éprouvettes pour une épreuve de résilience CHARPY, possédant chacune des dimensions de 5 mm d'épaisseur X 10 mm de largeur X 55 mm de longueur (encochées en V sur 2 mm) sont préparées et soumises à un examen des caractéristiques de résilience. Puis, un matériau en feuilles de 10 mm d'épaisseur est laminé à froid à 20 % et est alors vieilli à 700 C pendant 100 heures. Des éprouvettes en feuilles possédant chacune des dimensions de 2 mm d'épaisseur X 6 mm de largeur X 30 mm de longueur sont préparées à partir de l'échantillon de matériau vieilli selon la direction de laminage (direction longitudinale) et la direction perpendiculaire correspondante (direction transversale) et soumises à une épreuve de traction à tempé- rature ambiante pour examiner la malléabilité sous tension. Les résultats des essais sont résumés dans le tableau 2. Il apparaît du tableau 2 que les aciers N (I), (II), et (III) de la présente invention sont supérieurs aux aciers de référence pour la tension à la rupture de fluage à 650 C pendant 103 heures, l'allongement sous tension à température ambiante et à 650 C, et la résilience de CHARPY à 20 C. De plus, il apparaît que l'anisotropie du matériau est faible en vertu de la haute résistance dans la direction transversale aussi. Comme il est décrit ci-dessus, la présente invention permet la préparation d'un acier ferritique renforcé par une dispersion d'oxyde présentant une excellente résistance à haute température pendant une longue période, une faible ani- sotropie, et une excellente ductilité et dureté, qui permet de parvenir à un fonctionnement de longue durée des composants résistants à chaud, c'est-à-dire, un composant de structure utilisé à haute température et sous haute pression. Bien que la présente invention ait été décrite par rap- port à des applications spécifiques, il apparaît que l'homme de l'art peut apporter de nombreuses modifications sans s' éloigner de la portée de l'invention. Tableau 1: Compositions chiricues des matériaux en essai (pour cent pondéral) Fe & bb. C Si Mn Ni Cr Mo W V Nb N O Y203 TiO2 ilruretés Autres Remarques 1 0, 13 0,05 0,03 - 111 1,0 1J1 0e04 0,016 0,26 0,09 balance Acier (I) selon la présente 2 0,11 0,02 0 05 10,9 0,6 1,5 0,03 0,015 0,33 0,11 balance invention 3 0/06 0,02 0,09 - 10,0 2,2 0>2 - - 0,02 0,012 0, 38 - balance Zr02+A1203:0.20 4 0P15 01o0 0o07 - 11,0 0,6 1 4 0724 - 0,04 0,010 0739 - balance ZrO2:0.33 Ac I) selon 015. e 7.ZrO2+MgO-la rrésente 011 0/08 0,07 - 11,6 0,2 1l6 0,20 0,06 0,03 0?014 0,41 0,11 balance A1203+ Mg90:0.31 invention 6 0,11 0,03 0,05 - 112 0,5 1,3 - - 0,02 0,018 0,38 0, 18 balance ZrO2:0.24 7 0,150,05008 - 11t3 02 2,6 - 0,12 0,02 0o011 0,46 0, 15 balance B: 0.015 7 _O.5 010 __O. _t F0 0,1080/05 0,06 0r81 11t -- 3t0 0,13 0t03 07013 0,35 0,12 balance B 0.010 .. _____. l La+Ce:0.013 -- Acier (III) selon 9 0I11 0,04 0,05 - 1078 1,2 2/8 0,56 0,08 0,03 0/009 0, 43 0,15 balance Ti 0.08 Acier (III) selon _ _ _ __ _L_ a+Ce: 0.021 la prsente 0,]9 Ot02 0,06 - 11,rl 04 3,1 0>30 - 0;030,012 0;3 009 balance Ca 0.005invention ___ ___ |- - *...Zr: 0.17 1] 0t17 0t04 0105 0,34 1172 0t3 2,6 - 0,11 0r03 0O017 0,32 0>10 balance ZrO2+A1203:0.25 *B: 0.018 12 0,20 0,02 0,07 - 10,2 - 2,7 - 0,10 0t03 0t016 041 0/14 balance ZrO24MgO:0.13 _ri _ _ P 14 balance B:0.010, Zr:0.11 13 0 10 0,12 0;04 0;25 9,3 - - 0,26 - 0,0 0071470;42 - balance - 14 007 0 05 0 06 - 1516 - - - 009 0,112 0,46 - balance A1: 4.35 0;08 0;080/06 - 13,6 l12 - - - 013' 0,053 0,47 - balance P. ciers de c 16 0,09 0, 06 0,05 0,46 111 - - 0/27 - 0,12 0,071 0,51 - balance référence 0 17 07013 0,04 t004 0,45 13,8 0 3 -- 0,12 0;026 0,27- balance Ti 0.95 Tableau 2: Comparaison des résistances de rupture en fluaae, ductilité et dureté sistaice dc ruptureen h-og e Résilience fuage a 96s50 C pendant e inlnghpt à tëmi Allongement à Charpy valeur No de tlype d'aciers-10 3 hr. péritâtUe âfèb1ânë 6500C du matériau à 200C pDirection.Directimn du materiau'vièi1- vieilli (Z) Donirection Direction li M(kgfm/em) _longitudin.transvers. (%) Acier (I) selon la 1 35,1 30/8 1872 45,8 25,3 présente invention 2 34,2 31;7 20/5 44;3 24t7 3 35,0 31!3 19, 3 47,0 19/8B Acier (II)sel 4 33r 5 33/7 20;4 43/2 21)3 Acier (II) selon la présente inven- 5 32/4 31t0 1876 44,5 2275 tion 6 37/7 34,5 17/7 40j3 20;8 7 31?2 32/4 19,2 4171 18,9 8 34t5 31t8 25,3 3958 20/5 Acier (III) selon 9 33;7 3416 22,7 43,8 18,5 la présente 10 32f2 3011 17;6 42f5 22)3 invention il 34 0 3175 19,0 41.7 20 2 12 34>5 32 2 19,3 43j>0 180/6 13 10/6 973 15.0 38;9 8,9 14 11/7 7/6 8>7 41;1 0t5 5 Aciers de référen- o ce 15 18 4 9/9 7/6 33/6 1) 6 16 2075 877 16/3 19,8 10,1 o% 17 33/4 10,5 9%,6 16,3 56 .Y 5,o, REVENDICATIONS 1. Acier ferritique renforcé par dispersion possédant d'excellentes ductilité et dureté, caractérisé en ce qu'il comporte un matériau de base ayant une structure martensiti- que revenue composé de 0,05 à 0,25 % en poids de carbone, 0,1 % en poids ou moins de silicium, 0,1 % en poids ou moins de-manganèse, 8 à 12 % en poids de chrome, 0,1 à 4,O % en poids total de molybdène et tungstène, et 0,02 % en poids ou moins d'oxygène (à l'exclusion de celui des particules d' oxyde), le complément étant du fer et des impuretés inévita- bles et, dispersées de manière homogène dans ledit matériau de base, des particules d'oxyde mixte contenant Y203 et TiO2 en une quantité de 0,1 à 1,0 % en poids total de Y203 et TiO2 et un rapport molaire TiO2 à Y203 de 0,5 à 2,0. 2. Acier ferritique renforcé par dispersion selon la revendication 1, caractérisé en ce qu'au moins une poudre d'oxyde sélectionnée parmi A1203, ZrO2 et MgO est dispersée à la place de ou en plus de TiO2 en une quantité de 0,1 à 1,0 % en poids total Y203 y compris et un rapport molaire de 0,5 à 2,0 par rapport à Y203. 3. Acier ferritique renforcé par dispersion selon la revendication 2, caractérisé en ce qu'il comporte en plus, facultativement, un élément au moins sélectionné parmi 0,1 à 1,0 % en poids de nickel, 0,01 à 0,08 % en poids d'azote, et 0,001 à 0,01 % en poids de bore, 0,05 à 0,3 % en poids total d'au moins un élément sélectionné parmi le zirconium, le lanthane, le cérium et le calcium, et 0,1 à 0,4 % en poids de vanadium et/ou 0,01 à 0,2 % en poids de niobium.