Brevet FR3007040A1 — publié le 20141219

Acier martensitique trempé renforcé par dispersion d'oxydes d'excellente résistance à la corrosion, ténacité et propriétés mécaniques à température élevée, et procédé de production de celui-ci DOMAINE DE L'INVENTION Cette invention concerne un acier martensitique trempé renforcé par dispersion d'oxydes d'excellente résistance à la corrosion, ténacité et propriétés mécaniques à température élevée, et également un procédé de production de celui-ci. ARRIERE-PLAN DE L'INVENTION Des exemples de constituants, dont on exige qu'ils présentent une résistance à la corrosion, une ténacité et une ductilité en plus d'excellentes propriétés à température élevée (résistance à température élevée et stabilité de phase à température élevée), comprennent des constituants de noyaux, tels que des tuyaux de gainage de combustible destinés à des surgénérateurs rapides, des constituants pour la production 20 d'énergie thermique, tels que des tuyaux de chauffage de chaudières et des pâles de turbines, une couverture pour des réacteurs de fusion, et semblables. La présente invention peut être appliquée à ces constituants. En comparaison avec des aciers austénitiques, les aciers martensitiques trempés présentent d'excellentes propriétés, telles qu'un 25 faible coefficient de dilatation thermique, une conductivité thermique élevée et une résistance au gonflement (stabilité dimensionnelle sous un rayonnement neutronique). Les aciers martensitiques trempés renforcés par dispersion d'oxydes (ci-après abrégés par "aciers ODS martensitiques") présentent en 30 particulier une bonne aptitude à l'usinage et sont remarquablement supérieurs en résistance à température élevée en comparaison avec des aciers martensitiques trempés classiques qui sont basés, comme mécanisme de renforcement primaire, sur le renforcement par précipitation par un carbonitrure ou le renforcement par solution solide, et 35 leur recherche et développement a par conséquent mené à des matériaux pour des réacteurs nucléaires ou à des matériaux pour des réacteurs de fusion à utiliser dans des environnements de température élevée et de rayonnement neutronique ou à des matériaux pour la production d'énergie thermique à utiliser dans des environnements de température élevée. Il est à noter que des matériaux similaires à de tels aciers ODS 5 martensitiques sont des aciers ferritiques renforcés par dispersion d'oxydes (abrégés ci-après par "aciers ODS ferritiques") constitués, pour la matrice, d'une phase ferritique qui n'est pas soumise à une transformation de phase ferrite (a) à austénite (y) même lorsqu'elle est chauffée à une température élevée. Ces aciers ODS ferritiques présentent également 10 d'excellents coefficients de dilatation thermique, conductivité thermique et résistance au gonflement comme les aciers ODS martensitiques mais sont inférieurs en aptitude à l'usinage et ténacité en comparaison avec des aciers martensitiques trempés ODS. Afin de fournir des surgénérateurs rapides et des réacteurs de 15 fusion avec une économie et une sécurité améliorées, on souhaite particulièrement le développement d'un matériau présentant d'excellentes propriétés à température élevée [résistance à température élevée, stabilité de phase à température élevée (point de transformation de phase élevé)], résistance à la corrosion et ténacité et ductilité en plus de différentes 20 excellentes propriétés (résistance au gonflement, aptitude à l'usinage, faible coefficient de dilatation thermique, conductivité thermique élevée) spécifiques aux matrices martensitiques trempées. Le développement d'un matériau excellent pour toutes les différentes propriétés décrites ci-dessus, autres que la résistance au 25 gonflement, est également souhaité d'un point de vue des améliorations du rendement des centrales thermiques. Des technologies ont déjà été proposées pour des aciers ODS martensitiques et leurs procédés de production (se conférer aux documents de brevets 1 à 3 décrits ci-dessous). Toutes ces technologies 30 concernent cependant une amélioration de la résistance à température élevée seule ou des améliorations non seulement de la résistance à température élevée mais également de la ténacité, et aucune proposition n'a jusqu'ici été faite pour un acier ODS martensitique dont toutes les propriétés de résistance à température élevée, stabilité de phase à 35 température élevée, ténacité et résistance à la corrosion sont excellentes ou pour son procédé de production. On peut citer par exemple comme documents de la technologie classique, des documents tels que ceux décrits ci-dessous. Documents de brevets Document de brevet 1 : JP-B-3753248 (8 mars 2006) Document de brevet 2 : JP-B-H05-018897 (15 mars 1993) Document de brevet 3 : JP-B-H07-000823 (4 janvier 1995) Documents de non-brevets Document de non-brevet 1 : "Handbook of Stainless Steel", Sème ed. (en japonais), sous la direction de : Masayoshi Hasegawa, compilé par : JAPAN STAINLESS STEEL ASSOCIATION, p. 104, Nikkan Kogyo Shimbun Ltd. (1995). Document de non-brevet 2 : B. Raj et M. Vijayalakshmi, "4.03 Ferritic Steels and Advanced Ferritic-Martensitic Steels", Comprehensive Nuclear Materials, Elsevier, Volume 4, p. 107 (2012). Document de non-brevet 3 : S. Ohtsuka, T. Kaito, T. Tanno, Y. Yano, S. Koyama, K. Tanaka, "Microstructure and high temperature strength of high Cr ODS tempered martensitic steels", J. Nucl. Mater., Vol. 442, pages S89- S94, (2013). Document de non-brevet 4 : T. Tanno, S. Ohtsuka, Y. Yano, T. Kaito, Y. Oba, M. Ohnuma, S. Koyama, K. Tanaka, "Evaluation of mechanical properties and nano-meso structures of 9-11% CrODS steels" J. Nucl. Mater., Vol. 440, pages 568-574, (2013). Document de non-brevet 5 : B. Silwal, L. Li, A. Deceuster, and B. Griffiths, "Effect of postweld heat treatment on the toughness of heat-affected zone for Grade 91 steel", Weld, J., Vol. 92, pages 80-87 (2013). Document de non-brevet 6 : Yasuhide Yano, Takeji Kaito, Satoshi Ohtsuka, Takashi Tanno, Tomoyuki Uwaba, Shinichi Koyama, "Material Physical Properties of 11 Crferritic/martensitic Steel (PNC-FMS) Wrapper Tube Materials" (en japonais), JAEA-Data/Code 2012-022. RESUME DE L'INVENTION Les technologies classiques concernent une amélioration de la 5 résistance à température élevée seule ou des améliorations non seulement de la résistance à température élevée mais également de la ténacité comme cité ci-dessus, et aucune proposition n'a été jusqu'ici faite pour un acier ODS martensitique dont toutes les propriétés de résistance à température élevée, de stabilité de phase à température élevée, de 10 ténacité et de résistance à la corrosion sont excellentes ou de son procédé de production. En considérant un tel arrière-plan technique, la présente invention a comme objets la fourniture d'un acier martensitique trempé renforcé par dispersion d'oxydes, lequel est formé, comme une matrice 15 primaire, d'une phase martensitique trempée d'excellentes aptitude à l'usinage, résistance au gonflement, conductivité thermique et coefficient de dilatation thermique et qui présente d'excellentes résistance à la corrosion, ténacité et propriétés à température élevée (résistance à température élevée et stabilité de phase à température élevée) en plus de 20 telles excellentes propriétés, et son procédé de production. La présente invention fournit pour atteindre les objets décrits ci-dessus dans un premier mode de réalisation de celle-ci, un acier martensitique trempé renforcé par dispersion d'oxydes d'excellentes résistance à la corrosion, ténacité et propriétés mécaniques à température 25 élevée, comprenant une structure de double phase de martensite trempée et d'a-ferrite résiduelle ; dans lequel une teneur de l'a-ferrite résiduelle dans la structure de double phase est contrôlée à au plus 30 % en volume. Un second mode de réalisation de la présente invention est 30 caractérisé en ce que dans le premier mode de réalisation décrit ci-dessus, la quantité d'un équivalent Cr [Cr-eq] et la quantité de Ni ([Ni]) dans l'acier martensitique trempé n satisfont la relation [Cr-eq] BREVE DESCRIPTION DES DESSINS FIG. 1 est un diagramme de procédé pour décrire des étapes de production d'un acier ODS martensitique en utilisant un procédé de pré-alliage complet selon un exemple de la présente invention ; FIG. 2 est un diagramme illustrant les teneurs (fractions volumiques) en a-ferrite résiduelle dans des matériaux tests en fonction de la quantité de Ni ([Ni]) et de l'équivalent Cr [Cr-eq] ; FIG. 3 représente des photographies métallographiques montrant une microstructure d'un acier ODS martensitique (HM02) dans un intervalle de composition spécifié dans la présente invention ; FIG. 4 est un diagramme comparant les différences de gain de masse d'oxydation entre l'acier ODS martensitique (HM02 ; exemple de l'invention) et un acier inoxydable austénitique SUS316 modifié (PNC316 ; exemple comparatif) ; FIG. 5 représente des photographies métallographiques des structures de sections transversales de l'acier ODS martensitique (HM02 ; exemple de l'invention) et d'acier inoxydable austénitique SUS316 modifié (PNC316 ; exemple comparatif) et des photographies externes de spécimens, toutes après des tests d'oxydation ; FIG. 6 représente des photographies comparant les résultats d'un test de corrosion réalisé sur un acier ODS martensitique (HM05 ; exemple de l'invention) et l'acier inoxydable austénitique SUS316 modifié (PNC316 ; exemple comparatif) dans des FP simulés (produits de fission) ; FIG. 7 est un diagramme représentant les résultats de tests de 30 choc Charpy sur différentes qualités d'acier ; FIGS. 8A et 8B représentent des micrographies électroniques par transmission (TEM) de l'acier ODS martensitique (HAO1 ; exemple de l'invention), dans lesquelles FIG. 8A représente l'état de dispersion de particules d'oxyde dans une région de martensite trempée alors que 35 FIG. 8B représente l'état de dispersion de particules d'oxyde dans une région d'a-ferrite résiduelle. FIG. 9 représente des diagrammes des résultats des tests de traction sur différentes qualités d'acier à une température élevée (700°C), et les résistances à la rupture par traction sont représentées dans une partie inférieure et les allongements totaux sont représentés dans une partie supérieure. FIG. 10 est un diagramme représentant les résultats des tests de fluage sur différentes qualités d'acier à une température élevée (700°C). DESCRIPTION DETAILLEE DE L'INVENTION La présente invention présente les cinq aspects caractéristiques suivants. (1) Intervalle de concentration en Cr pour améliorer la résistance à la corrosion. En considérant la fourniture d'une résistance à la corrosion améliorée, différentes études ont été réalisées pour un intervalle approprié de concentration en Cr dans la présente invention. Il en résulte que l'on a trouvé qu'une concentration en Cr inférieure à 8 % en masse peut mener à une résistance à la corrosion insuffisante. On a également trouvé qu'une concentration en Cr supérieure à 13 % en masse peut d'autre part mener à une amélioration supplémentaire de la résistance à la corrosion mais est accompagnée non seulement d'un problème consistant en ce qu'une structure de matrice formée principalement de martensite trempée ne peut pas être assurée mais également d'un problème consistant en ce qu'une phase riche en Cr (phase a-principale) a tendance à se former par vieillissement thermique ou irradiation neutronique et le matériau est détérioré en ductilité et ténacité. En considérant ce qui précède, la limite inférieure de la concentration en Cr a été fixée à 8 % en masse afin d'obtenir une excellente résistance à la corrosion et de plus, la limite supérieure de la concentration en Cr a été fixée à 13 % en masse pour former, comme une matrice principale, une phase martensitique trempée présentant différentes propriétés excellentes (résistance au gonflement, aptitude à l'usinage, faible coefficient de dilatation thermique, et conductivité thermique élevée). Il a été par conséquent possible d'obtenir un acier ODS martensitique qui présentait une résistance à la corrosion améliorée et qui était d'excellentes ductilité, ténacité et semblables, en supprimant une séparation en deux phases par le contrôle de la concentration en Cr dans un intervalle de 8 % en masse à 13 % en masse, de préférence de 10,5 % en masse à 13 % en masse. (2) Procédé de production pour des améliorations de ductilité et de 10 ténacité Un acier martensitique trempé est caractérisé en ce que son mode de rupture change d'une rupture ductile à une rupture fragile avec une température décroissante. 15 Si des inclusions telles que des oxydes sont contenues à l'intérieur d'un acier martensitique trempé, une rupture fragile a lieu à une température plus élevée. Même si une rupture ductile apparaît, la rupture a tendance à apparaître par une énergie absorbée plus faible et mène à une diminution de la ténacité. 20 On souhaite pour réaliser des améliorations de ductilité et de ténacité abaisser autant que possible les inclusions dans un acier martensitique trempé. Afin d'abaisser les inclusions dans l'acier martensitique trempé, on applique le procédé de pré-alliage complet dans la présente invention comme un procédé de production de l'acier 25 martensitique trempé. Les étapes de production d'un acier ODS martensitique comprennent un alliage mécanique (MA) de poudres de matières premières, la solidification de la poudre de MA, et un traitement thermique final. On trouve pour le procédé de solidification cité ci-dessus de la 30 poudre MA par exemple une extrusion à chaud, une compression isostatique chaude (HIP) ou semblable. Le traitement final dans le cas de l'acier ODS martensitique peut de plus être un traitement de normalisation et de trempe. On utilise, selon un procédé de pré-mélange classique, des 35 poudres d'éléments simples (Fe, Cr, C, Ti, W, Ni, etc.) et une poudre de Y203 comme poudres de matières premières, et on soumet ensuite un mélange de celles-ci à un alliage mécanique (MA) pour préparer une poudre MA alliée. Une non-uniformité (non-homogénéité) a par conséquent tendance à apparaître dans la poudre MA alliée, imposant par-là une limitation de la diminution des inclusions. Selon un procédé de pré-alliage complet, une poudre alliée qui a été préalablement homogénéisée par fusion sous vide est d'autre part utilisée à la place de poudres d'éléments simples, et la poudre alliée et une poudre de Y203 sont alliées par un alliage mécanique (MA), suivi par une solidification. Le procédé de pré-alliage complet peut par conséquent produire un acier ODS martensitique qui est d'homogénéité supérieure et d'inclusions moindres que précédemment, faisant qu'il est par-là possible de fournir au matériau une ductilité et une ténacité améliorées. Il existe maintenant, comme exemple d'un procédé représentatif de production d'une poudre pré-alliée de pureté élevée, un procédé qui 15 pulvérise une masse en fusion, laquelle a été fondue dans un four de fusion sous vide, par le procédé d'atomisation de gaz Ar. FIG. 1 est un diagramme de procédé pour décrire les étapes de production d'un acier ODS martensitique en utilisant ce procédé de pré-alliage complet. 20 Comme représenté dans FIG. 1, les étapes pour la production de l'acier ODS martensitique en utilisant le procédé de pré-alliage complet comprennent (1) une étape de production d'une poudre pré-alliée, (2) une étape de mélange de poudres, (3) une étape d'alliage mécanique (MA), (4) une étape de remplissage et d'encapsulation sous vide d'une poudre 25 dans une capsule, (5) une étape d'extrusion à chaud, (6) une étape de dressage, et (7) une étape de traitement thermique finale. Dans FIG. 1(1), un four de fusion sous vide 1, une masse en fusion d'alliage 2, une cuve contenant un four de fusion 3, une source de gaz Ar 4, une buse d'injection de gaz Ar 5, une masse en fusion pulvérisée 30 6, une cuve fermée 7 avec un gaz inerte (gaz Ar) introduit dans celle-ci, un récipient de recueil 8, et une poudre pré-alliée produite 9 sont représentés. Dans l'étape (1) représentée dans FIG. 1(1) pour la production de la poudre pré-alliée 9, des poudres de matières d'alliages, telles que 35 Fe, Cr, C, Ti, W et Ni sont mélangées dans des proportions prédéterminées, et sont chargées dans le four de fusion sous vide 1. L'intérieur de la cuve contenant le four de fusion 3 est maintenu sous vide. En chauffant le four de fusion sous vide 1, les matières de poudres d'alliages sont fondues de manière homogène pour préparer la masse en fusion 2 avec une pureté élevée. Cette masse en fusion 2 est introduite dans la buse d'injection 5, à travers laquelle la masse en fusion 2 est injectée avec le gaz inerte (gaz Ar) pour former de fines gouttelettes de masse en fusion. Les gouttelettes de masse en fusion sont pulvérisées dans la cuve fermée 7 remplie du gaz inerte (gaz Ar) et solidifient dans un état de poudre pour former la poudre pré-alliée 9. La poudre pré-alliée 9 est recueillie dans le récipient 8. Dans l'étape de mélange de poudres représentée dans FIG. 1(2), une poudre d'oxyde (Y203) 10 est mélangée, autant que nécessaire, avec la poudre pré-alliée 9. Dans FIG. 1(3), un broyeur 11, des billes de broyage dures 12 chargées dans le broyeur 11, plusieurs pales rotatives 13 pour agiter les billes de broyage 12, et un arbre de commande 14 pour faire tourner et conduire les pales rotatives 13 sont représentés. Dans l'étape d'alliage mécanique (MA) représentée dans FIG. 1(3), le mélange de la poudre pré- alliée 9 et de la poudre d'oxyde (Y203) 10 et les billes de broyage 12 sont chargés dans le broyeur 11, et sont agitées à une vitesse élevée (alliage mécanique). Une force de choc est appliquée de manière répétitive aux poudres pendant cette agitation, et des particules de composite de la poudre pré-alliée 9 et de la poudre d'oxyde (Y203) 10 alliées ensemble sont préparées sous forme de poudre mécaniquement alliée (MA) 15 par un procédé de soudage à froid et de fracturation entre les poudres. Dans l'étape suivante représentée dans FIG. 1(4) pour le remplissage et l'encapsulation sous vide de la poudre dans la capsule, la poudre MA 15 est introduite dans une capsule métallique 16, et est 30 encapsulée après une dégazéification sous vide. Dans l'étape d'extrusion à chaud subséquente représentée dans FIG. 1(5), la capsule de métal 16 citée ci-dessus est placée dans une machine d'extrusion à chaud équipée d'une filière 17. Une charge de pression élevée 18 est appliquée pour solidifier la poudre MA 15, laquelle 35 est encapsulée dans la capsule métallique 16, par extrusion à chaud, par exemple à 1 150°C de sorte qu'une barre d'extrusion à chaud 19 est préparée. Il est à noter que, bien que le procédé d'extrusion à chaud ait été utilisé dans cet exemple, la poudre MA 15 peut également être 5 solidifiée par une compression isostatique à chaud (HIP). Cette barre d'extrusion à chaud 19 est soumise à un dressage par exemple à 1 100°C dans l'étape de dressage représentée dans FIG. 1(6). Dans l'étape de traitement thermique finale représentée dans FIG. 1(7), un traitement de normalisation et de trempe de la barre 10 d'extrusion à chaud 19 est ensuite réalisé. Ce traitement thermique est réalisé par exemple selon une condition de 1 050°C x 1 h, AC (refroidissement à l'air) à 800°C x 1 h, AC (refroidissement à l'air). Il existe également incidemment un procédé de pré-alliage partiel en plus du procédé de pré-mélange et du procédé de pré-alliage 15 complet. Ce procédé de pré-alliage partiel est un procédé qui utilise la poudre pré-alliée et de la poudre d'oxyde comme poudres de matières premières principales, en y ajoutant également certaines des poudres d'éléments simples pour un ajustement mineur de la composition chimique. La présente invention applique le procédé de pré-alliage 20 complet, lequel n'ajoute aucune des poudres d'éléments simples, pour promouvoir la propreté (homogénéité) de l'acier, et peut, par conséquent, fournir l'acier ODS martensitique avec d'excellentes ductilité et ténacité. (3) Contrôle de la structure de double phase de martensite trempée et 25 d'a-ferrite résiduelle Lors de la production de l'acier ODS martensitique, la poudre, après le MA, est solidifiée par extrusion à chaud ou compression isostatique à chaud (HIP) à une température élevée. Pendant cette 30 solidification à température élevée, une certaine quantité d'a-ferrite subsiste sous forme de phase d'a-ferrite sans être soumise à la transformation d'a en y. Cette phase est appelée une "phase d'a-ferrite résiduelle". Puisque Cr est un élément améliorant la résistance à la 35 corrosion et est également simultanément un élément formant de la ferrite, une augmentation de la concentration en Cr mène à une amélioration de la résistance à la corrosion et également à une augmentation de la phase d'a-ferrite résiduelle. Une formation excessive de la phase d'a-ferrite résiduelle implique cependant un problème potentiel consistant en ce qu'une matrice formée principalement de martensite trempée ne peut pas être maintenue. Dans la présente invention, un intervalle de composition chimique pour obtenir une structure de double phase, laquelle est principalement formée d'une matrice martensitique trempée et contient également de l'a-ferrite résiduelle efficace pour une amélioration de la résistance à température élevée, a été déterminé en préparant plusieurs aciers ODS martensitiques de différentes compositions chimiques sur la base d'essais et en évaluant quantitativement leur structure de double phase par des expériences. Le tableau 1 ci-dessous représente les compositions chimiques des différents aciers ODS martensitiques préparés sur la base d'essais dans cette étude. Les évaluations quantitatives des structures de double phase ont été réalisées par le procédé XRD à température élevée et une observation de microstructure métallographique (se conférer aux documents non-brevets 3 et 4). On a choisi comme paramètres les cinq éléments Cr, Ni, W, Ti, et Ex.O (oxygène en excès : oxygène contenu dans chaque matériau différent de ceux chimiquement mélangés comme l'oxyde, Y203), lesquels affectent la proportion d'a-ferrite résiduelle. Parmi ceux-ci, Cr, W et Ti sont des éléments formant la ferrite, alors que les Ni et Ex.O restants sont des éléments formant l'austénite. Tableau 1 Qualités d'acier Compositions chimiques (% en masse) Valeurs calculées C Si Mn P S Ni Cr W Ti Y 0 N Ar Y203 Ex. 0 HAO1 0,14 0,04 0,05 On a trouvé à partir des résultats des différentes expériences réalisées par les présents inventeurs que l'introduction d'a-ferrite résiduelle était efficace pour fournir un acier ODS martensitique avec une résistance améliorée à température élevée. On a cependant également trouvé qu'une matrice formée principalement de martensite trempée d'excellentes résistance à l'irradiation, ténacité et aptitude à l'usinage ne peut pas être conservée si de l'a-ferrite résiduelle est introduite en excès. FIG. 2 est un diagramme illustrant les contenus (fractions volumiques) d'a-ferrite résiduelle dans les matériaux tests respectifs dans le tableau 1 en fonction de la quantité de Ni ([Ni]) et de l'équivalent Cr [Cr-eq], et illustre les résultats mesurés par le procédé XRD à température élevée. Les formules de calcul pour [Cr-eq] et [Ti-eq] le long des ordonnées sont comme représentées ci-dessous. Il est à noter que [Ti-eq] indique une concentration en Ti réelle calculée en considérant qu'une partie de solution solide Ti dans une matrice se mélange chimiquement avec Ex.O à un rapport de (Ti:Ex.0) = (1:2) pour abaisser la concentration en Ti dans la matrice. Equivalent Cr [Cr=eq] =[Cr] + 0,75 [W] + 1,5 [Ti-eq] (1) et [Ti-eq] dans la formule (1) est calculé par la formule (2) suivante : [Ti-eq] = [Ti] - A(Ti) x [Ex.O]/A(0)/2 (2) où : [Cr] : concentration en Cr (% en masse), [W] : concentration en W (% en masse), [Ti] : concentration en Ti (% en masse), [Ex.0] : concentration en oxygène en excès (% en masse), A(0) : masse atomique de O (=16), et A(Ti) : masse atomique de Ti (=48). Il est à noter que chaque % en volume représenté dans FIG. 2 indique le contenu volumique d'a-ferrite résiduelle dans l'acier ODS martensitique correspondant. En comparant les qualités d'acier HM06 et HM09 (exemples de l'invention) avec la qualité d'acier HM08 (exemple comparatif), dont toutes sont représentées dans FIG. 2, l'équivalent Cr [Cr-eq] est approximativement de 13 % en masse dans les trois qualités d'acier mais la concentration en Ni dans la qualité d'acier HM08 (exemple comparatif) est de 0,01 % en masse, c'est-à-dire extrêmement faible contrairement à la concentration en Ni de 0,71 % en masse dans la qualité d'acier HM06 (exemple de l'invention) et à la concentration en Ni de 0,73 % en masse dans la qualité d'acier HM09 (exemple de l'invention). En comparaison avec la teneur en a-ferrite résiduelle, la qualité d'acier HM08 est aussi élevée qu'approximativement 40 % en volume alors que les qualités d'acier HM06 et HM09 ne sont pas supérieures à 20 % en volume. Cette qualité d'acier HM08 contient une quantité importante d'a-ferrite résiduelle, peut difficilement conserver une matrice formée principalement d'une structure martensitique et ne peut par conséquent pas obtenir les excellentes propriétés d'une phase martensitique. Afin d'améliorer la résistance à température élevée tout en conservant les excellentes propriétés d'une phase martensitique, la teneur en a-ferrite résiduelle a été contrôlée comme n'étant pas supérieure à 30 % en volume dans la présente invention. Dans la surface en-dessous de la ligne droite [Cr-eq] = 5 [Ni] + 11 dans FIG. 2, c'est-à-dire lorsque la quantité de l'équivalent Cr [Cr-eq] et la quantité de Ni ([Ni]) dans un acier martensitique trempé satisfont la relation [Cr-eq] Il est préférable pour ces raisons de contrôler la concentration en Cr dans un intervalle de 8 % en masse à 13 % en masse, avec une préférence pour un intervalle de 10,5 % en masse à 13 % en masse. (b) C Lorsque la concentration en Cr est de 8 % en masse à 13 % en masse, C peut être de préférence incorporé à au moins 0,05 % en masse pour former une structure de matrice principalement avec de la martensite trempée. Cette structure martensitique trempée peut être obtenue par un traitement thermique de normalisation de 1 000°C à 1 150°C et par un traitement thermique de trempe de 700°C à 850°C. Lorsque la concentration en C devient plus élevée, des carbures (par exemple M23C6, M6C et semblables) précipitent dans des quantités plus importantes. Une concentration en C supérieure à 0,23 % en masse peut mener à des détériorations de l'aptitude à l'usinage et de la résistance à la corrosion. Il est préférable pour ces raisons de contrôler la concentration en C dans un intervalle de 0,05 % en masse à 0,25 % en masse. (c) W W est un élément important qui se dissout dans un état de solution solide dans un alliage pour fournir à l'alliage une résistance améliorée à température élevée, et il peut de préférence être ajouté à au moins 0,1 % en masse. Une concentration plus élevée en W mène à des améliorations de la résistance mécanique à température élevée dues à une action de renforcement par solution solide et l'action de renforcement par précipitation par des carbures (par exemple M23C6, M6C et semblables). Une concentration en W supérieure à 3 % en masse peut cependant mener à des réductions de ductilité et de ténacité dues à la précipitation d'une phase intermétallique fragile. Il est pour ces raisons préférable de contrôler la concentration en W dans un intervalle de 0,1 % en masse à 3 % en masse. (d) Ti Ti joue un rôle important dans le renforcement par dispersion par Y203, réagit avec Y203 pour former l'oxyde complexe de Y2Ti2O7 ou Y2T105, et agit par conséquent sur des particules d'oxyde dispersées de manière ultrafine. Cette action a tendance à saturer lorsque la concentration en Ti excède 1 % en masse alors que l'effet de dispersion ultrafine pour les particules d'oxyde peut être faible à une concentration en Ti inférieure à 0,1 % en masse. Il est préférable pour ces raisons de contrôler la concentration en Ti dans un intervalle de 0,1 % en masse à 1 % en masse. (e) Y203 Y203 est un additif important qui fournit une résistance améliorée à température élevée par renforcement par dispersion. Une concentration en Y203 inférieure à 0,1 % en masse peut ne pas mener à un effet de renforcement par dispersion et peut par conséquent mener à une faible résistance à température élevée. D'autre part, une concentration en Y203 supérieure à 0,5 % en masse peut mener à un durcissement considérable et peut par conséquent mener à un problème d'aptitude à l'usinage. Il est préférable pour ces raisons de contrôler la concentration en Y203 dans un intervalle de 0,1 % en masse à 0,5 % en masse. (f) Ni Ni est un élément qui stabilise une phase martensitique trempée mais son addition à plus de 1 % en masse mène à un abaissement significatif du point de transformation de phase et mène par conséquent à un problème de stabilité de phase aux températures élevées. Il est préférable pour cette raison de contrôler la concentration en Ni à au plus 1 % en masse, de préférence de 0,05 % en masse à 1 % en masse, encore mieux de 0,3 % en masse à 1 % en masse. Des intervalles de concentrations préférées des éléments respectifs peuvent être décrits ensemble comme suit : concentration en Cr : 8 % en masse à 13 % en masse, de préférence 10,5 % en masse à 13 % en masse, concentration en C : 0,05 °h en masse à 0,25 % en masse, concentration en W : 0,1 % en masse à 3 % en masse, concentration en Ti : 0,1 % en masse à 1 % en masse, concentration en Y203 : 0,1 % en masse à 0,5 % en masse, et concentration en Ni : au plus 1 % en masse. La composition basique préférée de l'acier ODS martensitique selon la présente invention est de 11 % en masse de Cr, 0,15 % en masse de C, 1,4 % en masse de W, 0,4 % en masse de Ni, 0,3 % en masse de Ti, 0,35 % en masse de Y203 et le reste étant Fe. Une description sera faite dans la suite propriété par propriété quant aux exemples spécifiques de la présente invention et de leurs effets avantageux. (1) Améliorations de la résistance à la corrosion Pour confirmer que la résistance à la corrosion peut être améliorée en contrôlant la concentration en Cr à au moins 8 % en masse, un test d'oxydation à température élevée (température de point de rosée : 30°C) à 700°C pendant 1 000 heures et un test de corrosion avec des FP (produits de fission) simulés à 720°C pendant 1 000 heures ont été réalisés. Les résultats seront représentés ci-dessous. (a) Test d'oxydation à température élevée FIG. 4 est un diagramme comparant les différences de gain de 25 masse d'oxydation entre l'acier ODS martensitique (HM02 ; exemple de l'invention) et un acier inoxydable austénitique SUS316 modifié (PNC316 ; exemple comparatif). La composition chimique de l'acier ODS martensitique (HM02 ; exemple de l'invention) était : 11 % en masse de Cr, 1,4 % en masse 30 de W, 0,4 % en masse de Ni, 0,3 % en masse de Ti, et le reste étant Fe et des impuretés inévitables, et la teneur en a-ferrite résiduelle était de 20,7 % en volume. La composition chimique de l'acier inoxydable austénitique SUS316 modifié (PNC316 ; exemple comparatif) était d'autre part : 17 % 35 en masse de Cr, 14 % en masse de Ni, 1,8 % en masse de Mn, 2,6 % en masse de Mo, 0,06 % en masse de C, et le reste étant Fe et des impuretés inévitables (Ti, Nb, V, Si). FIG. 5 présente des photographies métallographiques des structures de sections transversales de l'acier ODS martensitique (HM02) et de l'acier inoxydable austénitique SUS316 modifié (PNC316 ; exemple comparatif) et des photographies externes de spécimens, toutes après des tests d'oxydation. Comme il est clair à partir du test d'oxydation à température élevée, il a été possible de confirmer que l'acier ODS martensitique (HM02 ; exemple de l'invention) présentait une résistance à l'oxydation extrêmement bonne, égale à celle de l'acier inoxydable austénitique SUS316 modifié (PNC316). Le matériau d'acier ODS martensitique fourni pour ce test était un matériau produit par le procédé de prémélange. Lorsqu'il est produit par le procédé de pré-alliage complet, le matériau d'acier ODS martensi- tique résultant peut être pourvu d'une homogénéité plus élevée et peut par conséquent être pourvu d'une résistance à l'oxydation supérieure ou égale à celle du matériau prémélangé. (b) Test de corrosion de FP simulés FIG. 6 présente des photographies comparant les résultats d'un test de corrosion réalisé sur l'acier ODS martensitique (HM05 ; exemple de l'invention) et sur l'acier inoxydable austénitique SUS316 modifié (PNC316 ; exemple comparatif) dans des FP simulés constitués de CsOH et CsI mélangés à un rapport massique de 1:1. Cs et I sont les principaux FP corrosifs. La composition chimique de HM05 (exemple de l'invention) était de 12 % en masse de Cr, 1,9 % en masse de W, 0,8 % en masse de Ni, 30 0,3 % en masse de Ti, et le reste étant Fe et des impuretés inévitables. La composition chimique de l'acier inoxydable austénitique SUS316 modifié (PNC316 ; exemple comparatif) comprenait d'autre part 17 % en masse de Cr et 14 % en masse de Ni. On a utilisé dans ce test de corrosion de FP simulés des échan- 35 tillons d'épaisseur initiale 3 000 pm pour les deux aciers. On a, après le test, découpé chaque spécimen, on a mesuré l'épaisseur résiduelle du matériau de base entier et l'épaisseur d'une couche de réaction formée par corrosion, et on a photographié les états de la section transversale du spécimen. Comme on l'appréciera facilement à partir de ce test de 5 corrosion de FP simulés, il a été possible de confirmer que l'acier ODS martensitique (HM05 ; exemple de l'invention) présentait une épaisseur résiduelle du matériau de base supérieure et une épaisseur de la couche de réaction inférieure, toutes deux après le test, et était pourvu d'une résistance à la corrosion de FP simulés extrêmement bonne, supérieure ou 10 égale à celle de l'acier inoxydable austénitique SUS316 modifié (PNC316). Le matériau d'acier ODS martensitique fourni pour ce test était un matériau produit par le procédé de prémélange. Lorsqu'il est produit par le procédé de pré-alliage complet, le matériau d'acier ODS martensitique résultant est pourvu d'une homogénéité plus élevée et est par 15 conséquent pourvu d'une résistance à la corrosion supérieure ou égale à celle du matériau prémélangé. (2) Améliorations de la ductilité et de la ténacité 20 On a réalisé un test de choc Charpy en éprouvette sur l'acier ODS martensitique (HA01 ; exemple de l'invention) produit par le procédé de pré-alliage complet et sur l'acier 11Cr-ODS prémélangé (HM02 ; exemple de l'invention). L'acier ODS martensitique (HA01) produit par le procédé de pré- 25 alliage complet était un acier produit par le procédé décrit en faisant référence à FIG. 1, et sa composition chimique était de : 11 % en masse de Cr, 1,3 % en masse de W, 0,4 % en masse de Ni, 0,2 % en masse de Ti, et le reste étant Fe et des impuretés inévitables, et la teneur en a-ferrite résiduelle était de 21,3 % en volume. 30 La composition chimique de l'acier 11Cr-ODS (HM02) prémélangé était d'autre part : 11 % en masse de Cr, 1,4 % en masse de W, 0,4 % en masse de Ni, 0,3 % en masse de Ti, et le reste étant Fe et des impuretés inévitables, et la teneur en a-ferrite résiduelle était de 20,7 % en volume. L'acier 11Cr-ODS prémélangé (HM02) présentait par 35 conséquent pratiquement la même composition chimique que HA01. Chaque spécimen de test de choc présentait une dimension de 3,3 mm x 3,3 mm x 20 mm, une profondeur d'entaille de 0,51 mm, un rayon de courbure de 0,08 mm à une extrémité d'entaille, et un angle d'entaille de 30°. FIG. 7 est un diagramme représentant les résultats de tests de choc de Charpy sur différentes qualités d'acier. Dans le diagramme, la courbe caractéristique avec des marques - (triangle rempli) représente l'acier ODS martensitique prémélangé (HM02), la courbe caractéristique avec des marques ^ (carré rempli) représente l'acier ODS martensitique complètement pré-allié (HA01), et la courbe caractéristique avec des marques - (losange rempli) représente PNC-FMS classique considéré comme présentant une ténacité extrêmement bonne. Le tableau 2 qui sera décrit ci-dessous présente de plus ensemble les températures de transition ductile-fragile (DBTT) de différentes qualités d'acier et leurs énergies de niveau supérieur (USE) exigées par surface transversale unitaire dans les intervalles ductiles respectifs. Il est à noter que la composition chimique de l'acier ODS martensitique prémélangé (9Cr-ODS, 9A01, exemple comparatif) dans le tableau 2 était : 8,9 % en masse de Cr, 2,0 % en masse de W, 0,02 % en masse de Ni, 0,2 % en masse de Ti, et le reste étant Fe et des impuretés inévitables. On a utilisé dans ce test des spécimens d'éprouvettes pour un de test de choc (3,3 mm x 3,3 mm x 20 mm) à la place de spécimens de dimension complète (10 mm x 10 mm x 55 mm), et on a par conséquent obtenu des valeurs USE inférieures à celles d'un test de dimension complète. Dans une comparaison basée sur un test de choc Charpy, on doit ainsi noter comme une base, qu'une évaluation relative doit être réalisée sur des spécimens de même dimension. 35 Tableau 2 Qualités d'acier DBTT (°C) USE (J/cm2) 11Cr-ODS complètement pré-allié HAO1 +10 72,1 11Cr-ODS prémélangé HM02 +10 24,8 9Cr-ODS prémélangé 9A01 +35 42,8 PNC-FMS -50 76,7 On peut observer une amélioration importante de USE sur l'acier 5 ODS martensitique complètement pré-allié (HA01) par rapport à l'acier 11Cr-ODS prémélangé (HM02) et l'acier prémélangé 9Cr-ODS (9A01). La dispersion des particules d'oxyde provoque en général une amélioration de la résistance à température élevée mais rend le matériau plus dur de sorte que sa ténacité est abaissée. Des aciers ODS complète-10 ment pré-alliés présentent cependant une propreté élevée (moins d'inclusions), faisant par-là qu'il est possible d'obtenir des caractéristiques de choc de niveaux proches de ceux de PNC-FMS classique, lequel ne contient pas de dispersion de particules d'oxyde et présente une ténacité extrêmement bonne. 15 On a confirmé à partir des résultats de FIG. 7 et du tableau 2 que les propriétés de choc peuvent être significativement améliorées en produisant un acier ODS martensitique par le procédé de pré-alliage complet appliqué dans la présente invention. 20 (3) Améliorations des caractéristiques à température élevée (point de transformation de phase et résistance à température élevée) Des particules de Y203, lesquelles sont de stabilité thermodynamique élevée et sont stables même à des températures élevées, sont 25 dispersées dans la présente invention de manière ultrafine et uniforme dans une matrice formée principalement de martensite trempée par le procédé d'alliage mécanique pour fournir l'acier ODS martensitique résultant avec un point de transformation de phase et une résistance à température élevée plus élevés. 30 Afin de vérifier que des particules d'oxyde sont dispersées de manière ultrafine et uniforme dans une matrice comme décrit ci-dessus, on a réalisé une analyse de microstructure sur la base de micrographies électroniques par transmission (TEM). Pour confirmer les effets de telles particules d'oxyde, on a ensuite réalisé des mesures des points de transformation de phase en utilisant un dispositif d'analyse thermo- mécanique et un test de traction à température élevée et un test de fluage. (a) Formation de particules d'oxyde par addition de Y203 FIGS. 8A et 8B sont des micrographies électroniques par trans- mission (TEM) de l'acier ODS martensitique (HAO1 : 11 % en masse de Cr, 1,3 % en masse de W, 0,4 % en masse de Ni, 0,2 % en masse de Ti, et le reste étant Fe et des impuretés inévitables ; la teneur de l'a-ferrite résiduelle étant de 21,2 % en volume ; exemple de l'invention). FIG. 8A représente l'état de dispersion de particules d'oxyde dans une région de martensite trempée, alors que FIG. 8B représente l'état de dispersion de particules d'oxyde dans une région d'a-ferrite résiduelle. Les points noirs dans les figures indiquent dans les deux FIG. 8A et 8B des particules d'oxyde (Y203). Comme il apparaît dans FIGS. 8A et 8B, on a trouvé que des particules d'oxyde (Y203) de diamètre de plusieurs nanomètres, lesquelles peuvent contribuer au renforcement d'un matériau, sont uniformément dispersées dans une structure de matrice et on peut s'attendre à un renforcement substantiel par dispersion par l'addition de Y203. (b) Elévation du point de transformation de phase par des particules dispersées Le tableau 3 qui sera décrit ci-dessous présente les résultats des 30 mesures des points de transformation Acl de l'acier ODS martensitique (HAO1 ; exemple de l'invention) et de 9Cr-ODS (9A01 ; exemple comparatif). La composition chimique de l'acier ODS martensitique (HA01) était : 11 % en masse de Cr, 1,3 % en masse de W, 0,4 % en masse de 35 Ni, 0,2 % en masse de Ti, et le reste étant Fe et des impuretés inévitables, et la teneur en a-ferrite résiduelle était de 21,3 % en volume. La composition chimique de 9Cr-ODS (9A01) était d'autre part : 8,9 % en masse de Cr, 2,0 % en masse de W, 0,02 % en masse de Ni, 0,2 % en masse de Ti, et le reste étant Fe et des impuretés inévitables. Tableau 3 Qualités d'acier Points de transformation (vitesse d'élévation : 1°C/min) Ac1 (°C) Ac3 (°C) HAO1 857 923 9A01 887 938 Les points de transformation Ac1 des aciers généraux résistants à la chaleur qui n'ont pas été soumis à un renforcement par dispersion d'oxydes sont aux environs de 800°C. L'acier de qualité 91 (9 % en masse de Cr et 1 % en masse de Mo) présente par exemple un point de transformation Ac1 de 820°C (se conférer au document de non-brevet 5), et PNC-FMS présente un point de transformation Ac1 de 785 à 825°C (se conférer au document de non-brevet 6). Dans le cas d'aciers ODS, leurs points de transformation Ac1 étaient d'autre part supérieurs aux points de transformation Ac1 de tels aciers généraux résistants à la chaleur. Il a par conséquent été confirmé que le point de transformation Ac1 d'un acier ODS peut être élevé en dispersant dans celui-ci des particules d'oxyde. Il a également été confirmé qu'un acier ODS peut également présenter un point de transformation Ac3 plus élevé par dispersion dans celui-ci de particules d'oxyde. Un point de transformation de phase diminue en général lorsque l'on ajoute Ni. Les aciers ODS martensitiques dans l'intervalle spécifié par la présente invention présentaient néanmoins des points de transformation de phase qui n'étaient pas inférieurs à 850°C, qui est une température limite supérieure, comprenant une marge de tolérance autour de la température de fonctionnement de tuyaux de gainage de combustible pour des surgénérateurs rapides, bien qu'ils contenaient Ni. On a par conséquent confirmé une élévation du point de transformation de phase par des particules dispersées. (c) Amélioration de la résistance à la traction à température élevée par renforcement par dispersion FIG. 9 représente les diagrammes des résultats d'un test de traction sur différentes qualités d'acier à une température élevée (700°C) et les résistances à la rupture par traction sont représentées dans une partie inférieure et les allongements totaux sont représentés dans une partie supérieure. On a utilisé comme spécimens les aciers ODS martensitiques HAO1 et HM02 (exemples de l'invention), et 9Cr-ODS (9A01 ; exemple comparatif), l'acier ferritique/martensitique de résistance élevée (PNCFMS : exemple comparatif) basé sur le mécanisme de renforcement classique (renforcement par précipitation de carbonitrure, renforcement par solution solide) et l'acier inoxydable austénitique SUS316 modifié (PNC316 ; exemple comparatif). Les résistances à la traction des aciers ODS martensitiques HAO1 et HM02 (exemples de l'invention) à une température élevée (700°C) étaient un peu inférieures mais étaient encore pratiquement égales à celles de l'acier 9Cr-ODS (9A01 ; exemple comparatif), et étaient significativement supérieures à celles de l'acier ferritique/martensitique de résistance élevée (PNC-FMS) basé sur le mécanisme de renforcement classique (renforcement par précipitation de carbonitrure, renforcement par solution solide). L'allongement total de l'acier ODS martensitique HAO1 (exemple de l'invention) était de plus supérieur à celui de l'acier 9Cr-ODS (9A01 : exemple comparatif), et était pratiquement égal à celui de l'acier ferritique/martensitique de résistance élevée (PNC-FMS) basé sur le mécanisme de renforcement classique (renforcement par précipitation de carbonitrure, renforcement par solution solide). Il est à noter que les caractéristiques de HAO1 produites par le procédé de pré-alliage complet ont également démontré l'efficacité d'une amélioration de la propreté (homogénéité) de l'acier pour des améliorations de ses propriétés de traction.35 (d) Amélioration de la résistance à la rupture en fluage par renforcement par dispersion FIG. 10 est un diagramme représentant les résultats d'un test 5 de rupture sur différentes qualités d'acier à une température élevée (700°C). On a utilisé comme spécimens les aciers ODS martensitiques HAO1 [indiqué par les marques - (cercle rempli)], HM01 [indiqué par les marques - (triangle rempli)] et HM02 [indiqué par les marques * (losange rempli)], dont tous sont des exemples de la présente invention ; 10 et 9Cr-ODS [9A01 ; indiqué par les marques ^ (carré rempli)], l'acier ferritique/martensitique de résistance élevée (PNC-FMS) basé sur le mécanisme de renforcement classique (renforcement par précipitation de carbonitrure, renforcement par solution solide) et l'acier inoxydable austénitique SUS316 modifié (PNC316), dont tous sont des exemples 15 comparatifs. Comme il est clairement envisagé par le diagramme, les aciers ODS à teneur élevée en Cr, tels que HA01, HMO1 et HM02 (exemples de l'invention) présentent une résistance à la rupture en fluage plus élevée en comparaison avec l'acier ferritique/martensitique de résistance élevée 20 (PNC-FMS) basé sur le mécanisme de renforcement classique (renforcement par précipitation de carbonitrure, renforcement par solution solide) et l'acier inoxydable austénitique SUS316 modifié (PNC316). La résistance à température élevée s'est déteriorée sur un côté de longue durée du test de fluage en raison d'un grossissement ou 25 semblable des précipités dans l'acier ferritique/martensitique de résistance élevée (PNC-FMS) basé sur le mécanisme de renforcement classique (renforcement par précipitation de carbonitrure, renforcement par solution solide) et l'acier inoxydable austénitique SUS316 modifié (PNC316). Il est d'autre part indiqué dans le cas des aciers ODS 30 martensitiques que leurs structures renforcées par dispersion d'oxydes par l'addition de Y203 étaient stables sur une longue durée et que leurs résistances de dispersion étaient conservées sur une longue durée. Comme il a été décrit ci-dessus, il a été confirmé que la dispersion ultrafine et uniforme des particules d'oxyde dans une matrice 35 par la présente invention peut mener à une élévation du point de transformation de phase et à une amélioration de la résistance à température élevée. De plus, les particules d'oxyde dispersées sont stables sur une longue durée même à des températures élevées et peuvent par conséquent communiquer une excellente durabilité. Les effets avantageux de la présente invention peuvent être 5 simplement résumés comme suit : (a) Résistance à la corrosion (compatibilité au combustible, résistance à l'oxydation à température élevée) : peut être assurée à un niveau supérieur ou égal à celui de l'acier inoxydable austénitique SUS316 modifié (PNC316). 10 (b) Ténacité : en raison de l'adoption du procédé de pré-alliage complet, des améliorations de ductilité et de ténacité significatives peuvent être réalisées. La ténacité peut être bien améliorée par rapport à l'acier 9Cr-ODS classique et peut assurer un niveau égal aux aciers résistants à la chaleur classiques produits par un procédé de fusion. 15 (c) Résistance à température élevée : elle peut être bien améliorée par rapport à celle des aciers résistants à la chaleur classiques produits par un procédé de fusion et peut assurer un niveau égal à l'acier 9Cr-ODS classique. (d) Stabilité de phase à température élevée : elle peut être bien 20 améliorée par rapport à celle des aciers classiques résistants à la chaleur produits par un procédé de fusion, et peut être assurée être d'un niveau égal (point de transformation Ac1 : > 850°C) à celui de l'acier 9Cr-ODS classique. (e) Sur la base de la dispersion de Y203 par alliage mécanique, 25 des améliorations peuvent être réalisées quant à la résistance à température élevée et à la stabilité de phase. REVENDICATIONS1. Acier martensitique trempé renforcé par dispersion d'oxydes d'excellente résistance à la corrosion, ténacité et propriétés mécaniques à 5 température élevée, comprenant : une structure de double phase de martensite trempée et d'a-ferrite résiduelle ; caractérisé en ce qu'une teneur en l'a-ferrite résiduelle dans la structure de double phase est contrôlée à au plus 30 % en volume. 10 2. Acier selon la revendication 1, caractérisé en ce que : La quantité d'un équivalent Cr [Cr-eq] et la quantité de Ni ([Ni]) dans l'acier martensitique trempé satisfont la relation [Cr-eq] 3. Acier selon la revendication 2, dans lequel : la quantité de l'équivalent Cr [Cr-eq] et la quantité de Ni ([Ni]) dans l'acier martensitique trempé satisfont la relation 5[Ni] + 9,4 4. Acier selon l'une quelconque des revendications 1-3, 30 caractérisé en ce que : la teneur en l'a-ferrite résiduelle dans la structure de double phase est contrôlée dans un intervalle de 16 % en volume à 30 % en volume. 5. Acier selon l'une quelconque des revendications 1-4, 35 caractérisé en ce que :une concentration en Cr dans la structure de double phase est contrôlée dans un intervalle de 8 % en masse à 13 % en masse. 6. Acier selon l'une quelconque des revendications 1-5, comprenant de plus : des particules de Y203 dispersées dans la structure de double phase. 7. Acier selon l'une quelconque des revendications 1-4, caractérisé en ce que : une concentration en Cr est contrôlée dans un intervalle de 8 en masse à 13 % en masse, une concentration en C dans un intervalle de 0,05 % en masse à 0,25 % en masse, une concentration en W dans un intervalle de 0,1 % en masse à 3 % en masse, une concentration en Ti dans un intervalle de 0,1 % en masse à 1 % en masse, une concentration en Ni dans un intervalle d'au plus 1 % en masse, et une concentration en Y203 dans un intervalle de 0,1 % en masse à 0,5 % en masse, tous dans la structure de double phase. 8. Acier selon l'une quelconque des revendications 1-7, caractérisé en ce que : l'acier martensitique trempé renforcé par dispersion d'oxyde est 20 dans la forme d'un parmi un constituant de noyau, un constituant pour la production d'énergie thermique et une couverture pour un réacteur de fusion. 9. Procédé de production d'un acier martensitique trempé renforcé par dispersion d'oxyde d'excellente résistance à la corrosion, 25 ténacité et propriétés mécaniques à température élevée, ledit procédé comprenant les étapes suivantes : de mélange de matières de poudres d'alliages dans des proportions prédéterminées, et de réalisation d'une fusion sous vide pour préparer une poudre pré-alliée (9), 30 de mélange d'une quantité prédéterminée d'une poudre de Y203 (10) avec la poudre pré-alliée (9), et de réalisation d'une agitation à énergie élevée pour préparer une poudre mécaniquement-alliée (15) de la poudre pré-alliée (9) et de poudre de Y203 (10) alliées ensemble, de solidification de la poudre mécaniquement-alliée (15), et 35 d'application d'un traitement de normalisation et de trempe au matériau ainsi solidifié ;l'acier martensitique trempé renforcé par dispersion d'oxyde est par-là produit avec une structure de double phase de martensite trempée et d'a-ferrite résiduelle, dans lequel une teneur de l'a-ferrite résiduelle est contrôlée à au plus 30 % en volume. 10. Procédé selon la revendication 9, caractérisé en ce que : la quantité d'un équivalent Cr [Cr-eq] et la quantité de Ni ([Ni]) dans l'acier martensitique trempé satisfont la relation [Cr-eq] 11. Procédé selon la revendication 9 ou 10, caractérisé en ce que : la quantité de l'équivalent Cr [Cr-eq] et la quantité de Ni ([Ni]) dans l'acier martensitique trempé satisfont la relation 5[Ni] + 9,4 12. Procédé selon l'une quelconque des revendications 9-11, caractérisé en ce que : la teneur en l'a-ferrite résiduelle dans la structure de double phase est contrôlée dans un intervalle de 16 % en volume à 30 % en 30 volume. 13. Procédé selon l'une quelconque des revendications 9-12, caractérisé en ce que : une concentration en Cr dans la structure de double phase est contrôlée dans un intervalle de 8 % en masse à 13 % en masse. 35 14. Procédé selon l'une quelconque des revendications 9-12, caractérisé en ce que :une concentration en Cr est contrôlée dans un intervalle de 8 % en masse à 13 % en masse, une concentration en C dans un intervalle de 0,05 % en masse à 0,25 % en masse, une concentration en W dans un intervalle de 0,1 % en masse à 3 % en masse, une concentration en Ti dans un intervalle de 0,1 % en masse à 1 % en masse, une concentration en Ni dans un intervalle d'au plus 1 % en masse, et une concentration en Y203 dans un intervalle de 0,1 % en masse à 0,5 % en masse, tous dans la structure de double phase.