FR 2790089 A1 20000825 FR 9902233 A 19990223 PROCEDE DE CONTROLE ET/OU DE PREVISION DES PROPRIETES PHYSIQUES ET/OU MECANIQUES ET/OU CHIMIQUES D'UN ALLIAGE METALLIQUE DESCRIPTION L'invention a trait à un procédé de prévision et/ou de contrôle des propriétés mécaniques et/ou physiques et/ou chimiques présentées par un alliage métallique de composition chimique nominale donnée dans les conditions de sa mise en oeuvre, ledit procédé de prévision et/ou de contrôle étant réalisé préalablement à ladite mise en oeuvre et à l'issue de la dernière étape de fabrication dudit alliage par une succession d'étapes de traitement thermomécanique. L'invention a également trait à un procédé permettant de déterminer les plages optimales de certains paramètres conduisant à une optimisation desdites propriétés et à un procédé de fabrication dudit alliage dont les propriétés ont été optimisées. L'invention permet notamment de prévoir et/ou de contrôler les propriétés de résistance au gonflement sous irradiation des aciers, mais aussi, par exemple, le comportement mécanique à haute température des aciers inoxydables stabilisés vis-à-vis, en particulier, des propriétés de fluage thermique. La description qui suit concerne, plus particulièrement, la prévision et/ou le contrôle des propriétés de résistance au gonflement, mais il est bien évident que l'invention n'est pas limitée à la prévision et/ou au contrôle de cette seule propriété, mais concerne, aussi, la prévision et/ou le contrôle de toute propriété physique et/ou mécanique que peut présenter un alliage métallique dans les conditions de sa mise en oeuvre ou conditions d'usage. Dans les réacteurs nucléaires, la durée de vie des structures métalliques qui reçoivent de fortes doses neutroniques peut, selon le matériau constitutif et les conditions de service, être contrôlée par leur résistance au gonflement sous irradiation. C'est en particulier le cas des matériaux de coeur des réacteurs à neutrons rapides (RNR) qui reçoivent des doses supérieures à, ou de l'ordre de dpa. Le même problème se pose également pour les structures internes des réacteurs à eau pressurisée (REP) qui peuvent recevoir des doses supérieures à dpa en fin de vie, et pour les matériaux de structure des futures générations de réacteurs, tels que les réacteurs à fusion, les réacteurs hybrides et les réacteurs incinérateurs, etc., dont les doses objectif sont également très élevées. Pour toutes ces applications, les matériaux candidats retenus ou potentiels sont généralement des aciers austénitiques de type 304, 316 ou dérivés à Cr et 15 Ni. Ceux-ci bénéficient, en effet, d'une banque de données suffisamment riche, mais leur résistance au gonflement limitée constitue le principal obstacle lorsque l'on cherche à atteindre de fortes doses d'irradiation. Le gonflement macroscopique est une expansion volumique isotrope liée à la présence, à l'échelle microscopique, de cavités formées par rassemblement de défauts ponctuels crées par l'irradiation neutronique. De ce fait, ce gonflement doit être maintenu en deçà de valeurs compatibles avec le respect de critères fonctionnels, tels que la minimisation de l'instabilité dimensionnelle des structures et/ou structurels, tels que le dépassement d'une valeur seuil de fragilisation induite par les cavités de gonflement. Ces valeurs butées correspondent à quelques pourcents de porosité, ce qui est faible et impose une dose limite voisine de la dose d'incubation des cavités. La germination et la croissance des cavités de gonflement sont des phénomènes complexes, encore mal connus, et qui dépendent, en général, d'un grand nombre de variables métallurgiques. Pour un même type de matériau, le gonflement présente donc, en général, une dispersion importante, car elle est liée à la diversité des produits métallurgiques industriels. Cette dispersion est particulièrement pénalisante, car elle oblige l'exploitant à revoir à la baisse la performance de ces composants qui doivent être alors dimensionnés sur un comportement enveloppe. I1 est difficile, voire impossible, d'une part, de spécifier, c'est-àdire de définir clairement les caractéristiques d'un produit industriel optimisé du point de vue de sa résistance au gonflement et dont la dispersion du comportement, liée à des différences de résistance au gonflement à l'intérieur d'une même spécification, soit la plus faible possible et, d'autre part, de définir un moyen de contrôle et de prévision du comportement de chaque lot fabriqué. A conditions d'irradiation imposées, la minimisation du gonflement passe par une optimisation des variables métallurgiques dont on sait quelles influent beaucoup sur la résistance au gonflement. Pour les aciers austénitiques classiques, la composition chimique initiale est a priori le premier paramètre métallurgique important à prendre en compte. Les éléments majeurs (Cr, Ni, Fe, Mo, Mn) caractérisent grossièrement la résistance au gonflement d'une classe d'aciers. On peut ainsi classer par résistance au gonflement croissante les familles de l0 matériaux suivants: 304 Mais à l'intérieur d'une même classe de matériaux, on sait que certains éléments mineurs, comme le carbone, le silicium, le phosphore et, pour les aciers stabilisés, les éléments stabilisants, tels que le titane, le niobium, le vanadium, jouent un rôle très important, voire primordial. C'est la raison pour laquelle, on s'attache à resserrer le plus possible les fourchettes de composition de tous les éléments ayant une influence reconnue sur le gonflement. Si l'élément considéré est un inhibiteur de gonflement, il en faut un minimum, d'o la fourchette basse, mais point trop n'en faut pour éviter toute instabilité structurale préjudiciable, d'o la fourchette haute. Si l'élément considéré n'est pas un inhibiteur de gonflement, on spécifie une valeur plafond compatible avec les impératifs techniques de production industrielle. De nombreux documents mentionnent l'intérêt de spécifier, c'est- à-dire de définir des plages étroites de teneur pour tel ou tel élément entrant dans la composition chimique de l'alliage. Parmi ces documents, on peut citer le document EP-A-0 037 446 qui décrit un acier inoxydable austénitique avec des teneurs définies en manganèse, silicium, chrome, nickel molybdène, titane, zirconium et bore; le document EP-A-0 332 460 qui a trait à un acier inoxydable austénitique avec des teneurs définies en carbone, chrome, nickel manganèse, niobium et tantale; le document EP-A-0 106 426 qui est relatif à un acier inoxydable austénitique contenant des teneurs spécifiques en carbone, manganèse, silicium, phosphore, chrome, nickel, molybdène, titane et zirconium; le document EP-A-0 121 630 qui décrit un acier inoxydable austénitique dont les teneurs en chrome, nickel, molybdène, manganèse, titane, carbone, silicium, azote, phosphore, soufre, bore, niobium, vanadium, tantale, aluminium, cuivre, cobalt, arsenic, oxygène, zirconium, se trouvent dans des plages précises, tandis que le rapport de la teneur en titane sur la somme des teneurs en carbone et en azote est de 4 à 6 et que la somme des teneurs en phosphore, bore et soufre est d'au moins 0,03% en poids; le document US-A-4 576 641 qui a trait à un acier inoxydable austénitique ayant des teneurs spécifiques en carbone, manganèse, silicium, phosphore, chrome, nickel, molybdène et titane; le document GB-A-563765 qui concerne un acier inoxydable austénitique avec des teneurs définies en chrome, nickel, manganèse et antimoine; et enfin le document GB-A-2 200 925 qui est relatif à un acier inoxydable austénitique dont les teneurs en nickel, chrome, molybdène, manganèse, silicium, titane, niobium, vanadium, carbone, azote, phosphore, bore, se trouvent dans des intervalles définis. En fait, un élément n'est actif pour la propriété considérée - à savoir, dans le cas présent, le gonflement - que dans des conditions bien précises qu'il importe de définir, spécifier et contrôler, ce qui n'est pas le cas dans ces documents. Les présents inventeurs ont pu montrer, en particulier, qu'un élément réputé a priori être un inhibiteur de gonflement peut s'avérer être totalement inefficace, voire même nocif. De ce fait, à l'intérieur même d'une spécification, on observe également une importante dispersion de comportement en gonflement. Cette dispersion était jusqu'à présent considérée comme inéluctable, car liée à des conditions de fabrication industrielle variables. En effet, la gamme de fabrication de l'alliage fini comporte, en général, de nombreux traitements thermomécaniques dont chacun est susceptible de modifier l'une ou l'autre des propriétés de l'alliage, autrement dit, ses caractéristiques chimiques et/ou physiques et/ou mécaniques. La composition de la matrice de l'alliage à l'état final, dont dépend essentiellement la résistance au gonflement, peut donc différer de façon significative de la composition chimique initiale. A l'intérieur d'une même spécification définissant un produit industriel, les conditions détaillées de chaque traitement thermomécanique ne peuvent être reproduites rigoureusement à l'identique et présentent une certaine variabilité par lot ou sous-lot de produit. Cette variabilité inéluctable des conditions de fabrication implique une variation importante des propriétés et des caractéristiques de l'alliage final et, en particulier, une dispersion importante du gonflement. Par ailleurs, il est en général impossible de définir, de façon suffisamment contraignante, l'histoire de la fabrication industrielle d'un produit sous peine de coûts de fabrication rédhibitoires. A titre d'exemple et pour mieux saisir l'importance de cette dispersion, trois lots de gaines fissiles de l'assemblage combustible du réacteur à neutrons rapides Phénix, fabriqués selon les mêmes spécifications, c'est-à-dire présentant la même composition chimique de départ et ayant subi la même gamme de fabrication, ont été irradiées dans les mêmes conditions. Les déformations obtenues varient d'un facteur supérieur à 4,6. En outre, si on limite la déformation à un critère fonctionnel de 3 % de déformation diamétrale pour la durée de vie des assemblages, l'utilisation de lois de comportement recalées sur chaque lot donne un potentiel de dose admissible variant environ de 105 dpa à 135 dpa. L'écart en performance porte donc sur une trentaine de dpa, soit un peu moins de deux cycles de Phénix, ce qui est très important en terme de coût pour l'exploitant. Il existe donc un besoin pour un procédé de prévision et/ou de contrôle des propriétés mécaniques, physiques et chimiques d'un alliage métallique de composition chimique nominale donnée qui permette de prévoir et de contrôler avec précision ces propriétés. Ce procédé doit être fiable et reproductible, simple à mettre en oeuvre, et faire appel à des techniques connues et éprouvées. Il existe un besoin pour un procédé permettant de déterminer et de définir les paramètres spécifiques et les plages spécifiques de ceux-ci, qui conduisent à des propriétés mécaniques, physiques et chimiques optimales dudit alliage dans les conditions de sa mise en oeuvre. Ledit alliage présentant ainsi une dispersion minimale de comportement vis-à-vis de ces propriétés. Il existe enfin un besoin pour un procédé permettant de fabriquer, de manière fiable et reproductible, un alliage métallique présentant des propriétés chimiques, physiques et mécaniques définies et avec une dispersion minimale. Le but de l'invention est de répondre, entre autres, à ces besoins et de fournir un procédé de prévision et/ou de contrôle d'au moins une propriété mécanique et/ou physique et/ou chimique qui doit être présentée par un alliage métallique de composition chimique nominale donnée dans les conditions de sa mise en oeuvre. Ce but et d'autres encore sont atteints, conformément à l'invention, par un procédé de prévision et/ou de contrôle d'au moins une propriété mécanique et/ou physique et/ou chimique qui doit être présentée par un alliage métallique de composition chimique nominale donnée dans les conditions de sa mise en oeuvre, dans lequel, afin de prévoir et/ou de contrôler ladite propriété mécanique et/ou physique et/ou chimique, on détermine la fraction massique globale précipitée dans ledit alliage, préalablement à ladite mise en oeuvre et après la dernière étape de traitement thermomécanique de la fabrication dudit alliage. Par propriété mécanique et/ou physique et/ou chimique de l'alliage, présentée dans les conditions de sa mise en oeuvre, on entend toute propriété présentée par ledit alliage dans ses conditions d'usage, c'est-à-dire, de manière générale, des conditions dans lesquelles il est soumis à des contraintes mécaniques, telles que déformations, abrasion, usure, ou autres, et/ou physiques, telles qu'une irradiation, et/ou thermiques, telles que des variations de température, et/ou chimiques, telles que des actions corrosives et/ou oxydantes. Les propriétés mécaniques seront, par exemple, les propriétés mécaniques à froid ou à chaud, comme les propriétés de fluage thermique, les propriétés physiques seront, par exemple, les propriétés de résistance au gonflement sous irradiation, en particulier, sous irradiation neutronique ou protonique, ou toute autre propriété de l'alliage irradié, les propriétés chimiques seront, par exemple, les propriétés de résistance/de tenue à la corrosion et/ou à l'oxydation en milieu corrosif et/ou oxydant. De préférence, ladite propriété que l'on cherche à prévoir et/ou à contrôler par le procédé de l'invention est la résistance au gonflement sous irradiation, en particulier, sous irradiation neutronique à forte dose, c'est-à-dire généralement à des doses supérieures à quelques dizaines de dpa, par exemple à 100 dpa environ (dans le cas des conditions de fonctionnement des RNR). I1 est bien évident que plusieurs propriétés parmi celles indiquées cidessus peuvent être prévues et/ou contrôlées par le procédé selon l'invention. Il a été mis en évidence, de manière totalement surprenante, que ce qui détermine ladite propriété mécanique, physique ou chimique de l'alliage est principalement la fraction massique globale des précipités dans l'alliage, préalablement à sa mise en oeuvre et après la dernière étape de traitement thermomécanique entrant en jeu dans la fabrication dudit alliage. En d'autres termes, il a été mis en évidence, selon l'invention, que ce qui détermine ladite propriété de l'alliage, telle que la résistance au gonflement sous irradiation, c'est essentiellement et réciproquement à la fraction massique globale des précipités, la quantité d'éléments en solution solide restant dans le produit final à l'issue de la dernière étape de fabrication et non pas simplement celle introduite dans le matériau pour satisfaire la spécification matière, c'est-à-dire pour répondre à la composition chimique nominale de l'alliage. Les inventeurs ont montré qu'il existe une corrélation remarquable entre la fraction globale en masse des précipités et les propriétés à contrôler et/ou à prévoir. Ainsi, à titre d'exemple, les inventeurs ont pu montrer que la fraction en masse globale des précipités est d'autant plus élevée que la déformation après irradiation est importante et donc que la résistance au gonflement sous irradiation est plus faible. La fraction massique globale des précipités dans l'alliage final, à l'issue de la dernière étape de traitement thermomécanique intervenant dans son processus de fabrication ou encore la quantité d'éléments d'addition en solution solide restant dans Il le produit final, varie essentiellement selon l'état de précipitation secondaire de l'alliage à l'issue de la dernière étape de traitement. En effet, dans la microstructure de précipités observés à l'état final, à l'issue de la dernière étape de traitement thermomécanique, il a été montré par les inventeurs qu'il faut distinguer, d'une part, la précipitation première composée, par exemple, de monocarbonitrures qui évoluent peu par rapport à l'état initial de l'alliage et, d'autre part, la précipitation secondaire composée, par exemple, de carbures complexes qui elle, évolue tout au long de la gamme de fabrication et, en particulier, essentiellement lors du dernier traitement thermomécanique de la gamme de fabrication qui est généralement qualifié de traitement de mise en solution et qui est, par exemple, un traitement thermique d'hypertrempe. Ainsi, plus précisément, dans le cas des aciers austénitiques stabilisés au titane, la précipitation présente à l'état final de fabrication est essentiellement constituée de deux types de phases: à savoir des carbonitrures de titane, dits " primaires ", car n'ayant que peu évolué au cours des différentes étapes de fabrication du matériau; et des carbures complexes, par exemple, de stoechiométrie: (TiyMol-y)C, dits " secondaires ". Ces précipités évoluent au cours de la gamme de transformation du matériau. A l'état final de fabrication, leur fraction dépend étroitement des conditions temps-température-vitesse de refroidissement du dernier traitement thermique d'hypertrempe réalisé. En effet, selon les conditions effectives du dernier traitement thermique d'hypertrempe, tout ou partie de la population de carbures secondaires est remise en solution. De ce fait, afin de prévoir les propriétés de l'alliage, lors de sa mise en oeuvre, et la dispersion des propriétés à atteindre en usage, il a été mis, en outre, en évidence, de manière surprenante, qu'il fallait, de préférence, déterminer l'état de précipitation secondaire dans l'alliage à l'issue de la dernière étape de traitement thermomécanique de fabrication, puisque c'est cette composante précipitée spécifique qui a une influence décisive sur le comportement de l'alliage et ses propriétés en usage. Par détermination de l'état de précipitation secondaire dans l'alliage, on entend généralement que l'on mesure la teneur en précipités de type secondaire dans l'alliage. Les propriétés de l'alliage, dans les conditions de sa mise en oeuvre ou conditions d'usage, sont, par ailleurs, indissociablement liées, outre à la fraction en masse globale des précipités, à la teneur relative des éléments d'addition de l'alliage restant en solution solide. En déterminant de manière précise la quantité, la teneur relative en un ou plusieurs des éléments d'addition dudit alliage métallique en solution solide à l'issue de la dernière étape de traitement thermomécanique de fabrication de l'alliage, on pourra également prévoir, de manière fiable et simple, les propriétés de l'alliage. Selon l'invention, la(les) détermination(s) de la fraction globale précipitée et, éventuellement, de l'état de précipitation secondaire, et de la teneur relative en un ou plusieurs des éléments d'addition en solution solide est(sont) réalisée(s), de préférence, par dissolution sélective de la matrice de l'alliage pour récupérer un résidu constitué de la ou des phase(s) précipitée(s) extraite(s) sélectivement, puis en effectuant l'analyse de la ou desdites phases précipitées par une ou des méthode(s) d'analyse. La ou lesdites méthode(s) d'analyse peut(vent) être choisie(s) parmi les méthodes d'analyse aussi bien qualitatives que quantitatives connues de l'homme du métier, par exemple, la pesée, l'analyse chimique, la diffractométrie des rayons X, la filtration, la centrifugation et la microscopie électronique à balayage. Ainsi, la fraction massique globale précipitée sera-t-elle facilement déterminée en récupérant, par exemple par filtration, les précipités sur un filtre de faible porosité et en pesant ce filtrat. La ou les détermination(s) pourrait(ent) également être réalisée(s) par tout autre procédé, par exemple, par analyse en Microscopie Electronique à Transmission Analytique (META) sur lames minces et/ou répliques, à défaut de pouvoir effectuer une dissolution sélective, mais cette technique est beaucoup moins statistique et plus fastidieuse de mise en oeuvre. Selon l'invention, la dissolution sélective de la matrice de l'alliage, mentionnée plus haut, est, de préférence, une dissolution réalisée par voie électrochimique, généralement à intensité imposée, dans une solution électrolytique qui est spécifique de l'alliage à dissoudre. A titre d'exemple, dans le cas d'un acier inoxydable, la solution électrolytique est composée, de préférence, d'un acide, tel que l'acide chlorhydrique et d'un alcool choisi parmi les alcools aliphatiques linéaires ou ramifiés liquides de 1 à 10 atomes de carbone et leurs mélanges, le méthanol est l'alcool préféré. Ledit alliage métallique peut être quelconque, mais il est choisi, de préférence, parmi les aciers inoxydables austénitiques, de préférence, encore parmi les aciers austénitiques stabilisés par un ou des élément(s) d'addition. Ce ou ces élément(s) d'addition est(sont) choisi(s), de préférence, parmi Ti, Nb, V, Ta et Zr. Les nuances d'aciers inoxydables austénitiques seront choisis, par exemple, parmi les nuances 316, 304 et 15 Cr - 15 Ni. Les aciers inoxydables austénitiques stabilisés auxquels s'applique, de préférence, le procédé de l'invention seront choisis parmi ces mêmes nuances additionnées, de préférence, de titane, à raison généralement de 0,01 à 3 % en masse. En mettant en oeuvre le procédé de prévision et/ou de contrôle, selon l'invention, il est ainsi possible en répétant la ou lesdites détermination(s) de fraction massique globale précipitée dans ledit alliage, et éventuellement, de teneur en précipités de type secondaire et de teneur relative en un ou plusieurs éléments d'addition en solution solide, sur chacun des alliages d'un lot d'alliages de composition chimique nominale donnée, d'obtenir pour ladite au moins une propriété, et de manière générale pour chaque propriété qui doit être présentée par ledit alliage dans les conditions de sa mise en oeuvre, une plage fixée de fraction massique globale de précipités, ainsi qu'éventuellement une plage fixée de teneur en précipités de type secondaire, et une ou des plage(s) fixée(s) de teneur(s) relative(s) en élément(s) d'addition en solution solide dans laquelle ou lesquelles ladite au moins une propriété est optimale, bien entendu, pour une composition chimique nominale donnée. Le caractère " optimal " de ladite propriété est bien sûr fonction de ladite propriété et des conditions d'usage. Dans le cas, par exemple, de la résistance au gonflement sous irradiation, par exemple des aciers austénitiques de type 15-15Ti utilisés pour le gainage de réacteurs nucléaires, cette résistance sera considérée comme optimale si la déformation de la pièce après irradiation, par exemple, neutronique avec une dose, par exemple, de 130 dpa n'excède pas 6 % de gonflement volumique. Dans le cas de cette propriété, la fraction en masse globale précipitée, la teneur en précipités de type secondaire, et la teneur relative en éléments d'addition précipités est d'autant plus élevée que la déformation après irradiation est importante, à l'inverse plus la teneur relative en éléments d'addition en solution solide est élevée, plus la résistance au gonflement est importante. On détermine ainsi pour un ou plusieurs élément(s) d'addition, tel(s) que Ti et C des plages sous la forme de valeurs seuils en dessous desquelles la teneur relative en ce(ces) élément(s) d'addition en solution solide ne doit pas descendre pour que la résistance au gonflement soit optimale, c'est-à-dire maximale. Par " lot ", on entend généralement un ensemble d'échantillons d'alliage présentant la même composition chimique nominale donnée et fabriqués à partir d'une même coulée "mère" et ayant subi la même gamme de traitements thermiques et de mise en forme. Lesdites plages de fraction massique globale de précipités, éventuellement de teneurs en précipités de type secondaire et de teneur relative en un ou des élément(s) d'alliage se trouvant en solution solide, dans laquelle ou lesquelles ladite au moins une propriété est optimale ayant été fixées pour un alliage de composition chimique nominale donnée, il est possible, selon l'invention, de sélectionner parmi un lot d'alliages de composition chimique nominale donnée, celui ou ceux de ces alliages dont ladite au moins une propriété est optimale dans les conditions de leur mise en oeuvre, en déterminant préalablement à ladite mise en oeuvre et après la dernière étape de traitement thermomécanique de la fabrication dudit alliage la fraction massique globale de précipités et éventuellement la teneur en précipités de type secondaire et la teneur relative en un ou plusieurs élément(s) d'addition de l'alliage se trouvant en solution solide et en retenant le ou les alliage(s) qui dans le lot présente(nt) une fraction massique et, éventuellement, une ou des teneur(s) qui se trouve(nt) à l'intérieur de cette ou de ces plages fixée(s). Lesdites plages ayant été déterminées et fixées; l'invention a également trait à un procédé de fabrication d'un alliage métallique, présentant au moins une propriété optimale dans les conditions de sa mise en oeuvre, par une succession d'étapes de traitement thermomécaniques, dans lequel les paramètres de la dernière étape (ultime étape) de traitement thermomécanique sont réglés de façon à ce que la fraction massique globale de précipités et éventuellement la teneur en précipités de type secondaire et la teneur relative en un ou plusieurs des éléments d'addition de l'alliage se trouvant en solution solide à l'issue de ladite dernière étape de traitement thermomécanique se trouve(nt) à l'intérieur de cette ou de ces plage(s) fixée(s). La dernière étape de traitement thermomécanique, intervenant dans la gamme de fabrication, peut généralement être définie comme une étape de mise en solution, tel qu'un traitement d'hypertrempe; lesdits paramètres seront donc choisis de préférence parmi la température, le temps de maintien et la vitesse de refroidissement. Par exemple, dans le cas des aciers, ces paramètres seront choisis afin d'assurer une mise en solution optimale et par voie de conséquence, une meilleure résistance au gonflement sous irradiation et une plus faible dispersion de cette propriété. Pour les aciers austénitiques stabilisés, ces paramètres se situeront généralement dans les plages suivantes: température de 1000 à 1250 C; temps de maintien de 1 minute à 10 heures; vitesse de refroidissement la plus élevée possible, c'est-à-dire durée de refroidissement extrêmement courte ou instantanée: par exemple correspondant à une trempe à l'eau. L'invention a enfin trait à un alliage métallique de composition chimique nominale donnée dont au moins une des propriétés mécanique et/ou physique et/ou chimique est optimale dans les conditions de sa mise en oeuvre, la fraction massique globale de précipités et éventuellement la teneur en précipités de type secondaire dudit alliage et la teneur relative en un ouplusieurs des éléments d'addition de l'alliage préalablement à ladite mise en oeuvre et après la dernière étape de traitement thermomécanique de fabrication dudit alliage se trouvant à l'intérieur de la ou des plage(s) fixée(s) décrite(s) ci-dessus. De préférence, comme on l'a déjà indiqué plus haut, l'alliage est choisi parmi les aciers inoxydables austénitiques et les aciers inoxydables austénitiques stabilisés, notamment par addition de titane à raison généralement de 0,01 à 3 %, et ladite propriété est la résistance au gonflement sous irradiation, notamment sous irradiation neutronique, mais aussi protonique, de préférence à forte dose, c'est-à-dire généralement supérieure à la centaine de dpa (RNR). La résistance au gonflement sous irradiation est généralement considérée comme optimale pour ce type d'acier, lorsque le gonflement volumique en % est inférieur, par exemple, à 6 % pour une dose d'irradiation de 130 dpa. L'invention concerne un acier inoxydable austénitique de la nuance 316 stabilisé par du titane à une teneur initiale spécifiée: de préférence de 0,3 à 0,5%, dont la fraction massique globale de précipités est au maximum de 0,2 %, la teneur relative minimale en Ti en solution solide est au moins de 65 % de la teneur nominale et dont la teneur relative minimale en C en solution solide est au moins de 60 % de la teneur nominale dans l'alliage. L'invention concerne, en outre, un acier inoxydable austénitique de la nuance 15 Cr - 15 Ni stabilisé par du titane, à une teneur initiale spécifiée par exemple de 0,3 à 0,5%, dont la fraction massique globale de précipité est au maximum de 0,45 % et dont la teneur relative en Ti en solution solide est au moins de 45 % de la teneur nominale dans l'alliage. Les deux nuances d'aciers définies ci-dessus auront une résistance optimale au gonflement sous irradiation. L'invention concerne également une pièce comprenant ledit alliage, c'est-à-dire réalisé tout ou en partie avec ledit alliage. Lorsque l'alliage est un acier inoxydable austénitique stabilisé ou non, ladite pièce est, de préférence, une pièce faisant partie de la structure d'un réacteur nucléaire quel qu'en soit le type ou une pièce faisant partie de tout appareil dans lequel elle est soumise à une irradiation, par exemple, neutronique ou protonique. Ainsi, l'invention s'applique directement aux gaines de TH de l'assemblage combustible des Réacteurs à Neutrons Rapides (RNR), mais le même raisonnement s'applique à toute structure de réacteur susceptible de recevoir des doses d'irradiation importante et plus particulièrement aux aciers austénitiques dont la propriété dimensionnante pour le type d'usage est le gonflement. On citera à ce propos: - toutes les autres structures de coeur RNR, telles que les structures de barre de commande et les structures d'assemblage fertile qui sont actuellement en acier 316 Ti; les composants du cloisonnement des structures internes des REP qui sont actuellement en aciers 304 et 316, qui reçoivent aussi des doses élevées, qui peuvent aller jusqu'à environ 80 dpa en fin de vie; - les structures métalliques des réacteurs à fusion contrôlée qui sont en acier 316 pour le futur réacteur ITER; - les matériaux de structure métallique de cible de spallation pour les futurs réacteurs hybrides dont un des candidats possibles est l'acier 316, qui reçoivent de fortes doses de protons et de neutrons. L'invention va maintenant être décrite plus en détail dans la description suivante, qui est donnée à titre illustratif et non limitatif en référence au dessin joint dans lequel: - la figure 1 est une vue schématique en coupe d'une installation de dissolution sélective préférentielle par voie électrochimique de la matrice de l'alliage soumis au contrôle par le procédé selon l'invention; - la figure 2 est un graphique représentant la déformation D (%) après irradiation à une même dose neutronique, en fonction de la fraction massique globale des précipités Fm (%) pour des lots d'acier 316 Ti (E) et 15 Cr - 15 Ni ( *) irradiés comme gaines et TH d'assemblage combustible RNR; - la figure 3 est un graphique représentant la déformation D (%) des mêmes gaines et TH considérés Fig. 2, après irradiation à une même dose neutronique en fonction de la teneur relative en élément d'addition en solution solide C*i, pour le titane (i = Ti) dans Cr - 15 Ni ( *), pour le carbone (i = C) dans 316 Ti (A), et pour le titane (i = Ti) dans 316 Ti (El), calculée relativement à la teneur globale nominale dans l'alliage. L'installation représentée sur la figure 1 comprend essentiellement un générateur 1 muni de bornes 2, 3 respectivement reliées à l'anode et à la cathode d'une cellule électrochimique 6. Le générateur est généralement associé à des appareils de mesure du potentiel et de l'intensité, tels qu'un voltmètre 4 et un ampèremètre 5. Le générateur permet de délivrer dans la cellule d'électrolyse 6 un courant, d'intensité fixée, par exemple, de 3,5 A à 5 A car la dissolution s'effectue, de préférence, en mode intensiostatique. A l'anode est fixée l'éprouvette 7 d'alliage métallique, cette éprouvette 7 peut prendre toute forme adéquate, sur la figure 1, l'éprouvette a ainsi la forme d'un barreau ou barre cylindrique, mais elle peut aussi prendre la forme d'une tôle ou plaque, d'un tube, etc. A la cathode est fixée une grille 8, comme cela est représenté sur la figure 1, ou une plaque en métal, de préférence, inerte vis-à-vis du milieu, par exemple, en platine. Une forme circulaire de cette électrode entourant l'échantillon ou éprouvette permet d'obtenir une densité de courant homogène. L'éprouvette et la grille ou plaque de métal sont placées dans une cellule électrolytique 6 réalisée en un matériau qui est inerte envers la solution électrolytique 9 qui s'y trouve contenue. A titre d'exemple, la cellule électrolytique peut être en verre ou en polycarbonate. Par ailleurs, afin que la température de la solution électrolytique puisse être maintenue au niveau voulu, par exemple, inférieure à 40 C et, de préférence, aux environs de 20 C, des moyens sont prévus à cet effet. Ces moyens peuvent, à titre d'exemple, prendre la forme d'une double enveloppe 10 alimentée en liquide de refroidissement par une canalisation 11. On évite ainsi toute dérive de la température qui conduirait à une évolution des conditions de dissolution. En outre, la température de la solution électrolytique est constamment mesurée par l'intermédiaire d'un thermomètre 12. Par ailleurs, la dissolution est effectuée de préférence sous atmosphère neutre, inerte, par exemple, sous balayage d'argon arrivant par la canalisation 13. La cellule d'électrolyse 6 est remplie d'une solution électrolytique 9 dont la composition est telle que décrite ci-dessus, c'est-à-dire qu'elle est composée d'un acide, tel que l'acide chlorhydrique, de préférence, et d'un solvant alcoolique, tel que méthanol, éthanol, propanol ou butanol, de préférence, dans les proportions volumiques suivantes: 10 % d'acide et 90 % de solvant alcoolique. L'éprouvette est généralement seulement partiellement immergée dans la solution électrolytique. Le dispositif comprend également une canalisation d'évacuation munie d'une électrovanne 14, pour les produits de dissolution. L'invention va maintenant être décrite dans les exemples suivants, donnés à titre illustratif et non limitatif. Exemple 1 Dans cet exemple, on étudie le comportement sous irradiation d'aciers inoxydables austénitiques stabilisés au titane. A titre d'exemple, on considère deux nuances de ces aciers, à savoir les nuances 316 et Cr - 15 Ni. Pour chaque nuance, on s'est intéressé à trois lots répondant à la même spécification de fabrication: c'est-à-dire, d'une part, la même composition chimique et, d'autre part, la même gamme de fabrication à partir de la même coulée "mère"; les deux dernières étapes de fabrication sont une étape d'hypertrempe et une étape d'écrouissage réalisées dans les conditions suivantes: - pour le 316 Ti, hypertrempe entre 1050 et 1 100 C et écrouissage entre 20 et 25 %. - pour le 15.15Ti, hypertrempe entre 1100 et 1150 C et écrouissage entre 15 et 25 %. On considère donc qu'avant l'irradiation, les deux matériaux présentent un état métallurgique, hypertrempé, puis écroui. La résistance au gonflement peut être définie à partir des déformations après irradiation observées sur les différents lots, pour une dose donnée, une déformation après irradiation faible et synonyme d'une résistance au gonflement élevée. Le tableau 1 récapitule les déformations après irradiation, caractéristiques des trois lots considérés pour chaque nuance, pour des doses de 90 pour le 316Ti et de 115 dpa pour le 15.15 Ti. Les mesures obtenues sur le 15.15 Ti correspondent aux déformations diamétrales maximales observées sur des gaines fissiles de l'assemblage combustible du réacteur à neutrons rapides Phénix. Concernant le 316 Ti, il s'agit de déformations d'allongement des tubes hexagonaux du même réacteur Phénix. Les deux types de mesures, qui résultent du gonflement obtenu sur des structures différentes, ne peuvent pas être comparées directement entre elles. Par contre, pour une même nuance, ces mesures sont directement comparables entre elles. Tableau 1 Déformations après irradiation de différents lots d'aciers 15 Cr - 15 Ni et 316 Ti LOTS DEFORMATION (%) 1 0,73 Cr- 15 Ni (15 dpa) 2 2,26 3 3,37 4 0,10 316 Ti (90 dpa) 5 0,21 6 0,32 D'après les valeurs du tableau 1, on peut constater que les déformations après irradiation varient considérablement d'un lot à l'autre pour une même nuance, d'un facteur 3 sur le 316Ti à presque 5 pour ce qui concerne, par exemple, les lots 1 et 3 de la nuance 15 Cr - 15 Ni. On a récapitulé sur le tableau 2 les principales données concernant la composition chimique nominale des différents lots. Le tableau 2 montre que les variations de composition chimique nominale sont minimes d'un lot à un autre d'une même nuance 316Ti ou 15.15Ti. Elles ne peuvent donc pas expliquer la dispersion de comportement sous irradiation de ces lots. Ce tableau démontre que c'est donc au niveau de la gamme de fabrication et, plus particulièrement, au niveau du traitement thermique d'hypertrempe final, qui est le traitement qui influe sur l'état de précipitation secondaire et donc, sur la qualité de la mise en solution après irradiation, que l'on doit rechercher l'origine de la dispersion de comportement entre les lots. Tableau 2 Composition chimique nominale (% en masse) des nuances d'aciers 316 Ti et 15 Cr - 15 Ni - Ti considérées % I5Cr-15Ni-Ti 1l5Cr-15Ni-Ti 15Cr- 15Ni-Ti 316 Ti 316 Ti 316 Ti EN MASSE LOTI LOT2 LOT3 LOT4 LOT S LOT6 C 0,095 0,1 0,1 0,046 0,047 0,052 Cr 15 15 15 16,56 17 16,41 Ni 15 15 15 13,1 13,72 13,35 P 0,012 0,033 0,031 0,028 0,022 0,024 N 0,006 0,006 0,006 0,02 0,01 0,007 Ti 0,4 0,45 0,47 0,33 0,35 0,5 Si 0,48 0,62 0,6 0,58 0,45 0,48 Mo 1,27 1,23 1,23 2,03 2,64 2,74 Mn 1,68 1,66 1,64 1,6 1,66 1,68 Exemple 2 Afin de quantifier l'état final, avant irradiation, à l'issue du dernier traitement thermomécanique, on réalise une extraction sélective des précipités par dissolution anodique électrochimique de la matrice Fe - Cr - Ni dans une cellule de dissolution sensiblement analogue à celle représentée sur la figure 1. Les conditions expérimentales sont les suivantes: - la masse d'acier à dissoudre de chacun des lots est chaque fois d'environ 200 g. La durée nécessaire pour dissoudre cette quantité de matière est de l'ordre de 48 heures; - la dissolution est effectuée en mode intensiostatique, les densités utilisées pour la dissolution de chacun des lots sont les suivantes: 1à 4 A/dm2; - la dissolution est réalisée sous atmosphère neutre d'argon pour éviter la formation d'oxydes; - la cellule de dissolution anodique est refroidie en permanence pour éviter toute dérive de la température qui conduirait à une évolution des conditions de dissolution. La température est donc maintenue à une valeur de 200C + 10 au cours de toute l'opération de dissolution; - l'électrolyte employé est composé d'acide chlorhydrique et de méthanol, dans des proportions respectives: 10 % HCl/90 % CH30H. Après chaque dissolution, les précipités sont récupérés par filtration, sur un filtre de porosité 0,22 Mm. La pesée de ce filtre (séché) avant et après extraction permet de déduire la fraction massique globale de précipités récupérés. Pour chaque lot considéré, on réalise deux à trois dissolutions sélectives afin d'établir une procédure expérimentale reproductible, de ce fait, les résultats obtenus conduisent à une précision sur la détermination de la fraction en masse globale des précipités de 0,02 %. Le tableau 3 rassemble les données de fraction massique globale précipitée obtenue après extraction sélective à partir des différents lots à l'état final de fabrication, c'est-à-dire avant irradiation, et rappelle la déformation après irradiation observée sur ces différents lots (voir tableau 1). Tableau 3 Fraction massique qlobale (%) des précipités avant irradiation et déformations après irradiation caractéristiques des différents lots FRACTION MASSIQUE LOTS GLOBALE DE PRECIPITES DEFORMATION (%) (%)+t 0,02% 1 0,38 0,73 Cr- 15 Ni (115 dpa)2 0,44 2,26 3 0,5 3,37 4 0,168 0,1 *316 Ti (90 dpa)5 0,204 0,21 6 0,27 0,32 On a porté sur la figure 2 la déformation après irradiation (en %) en fonction des fractions massiques globales des précipités pour chacun des lots 1, 2, 3, 4, 5, 6 étudiés. Les points représentés par des * concernent les lots 1, 2, 3 d'acier 15 Cr - 15 Ni. Les points représentés par des Il concernent les lots 4, 5, 6 d'acier 316 Ti. La figure 2 démontre qu'il existe une corrélation remarquable entre la fraction globale en masse des précipités et la résistance au gonflement. En effet, la fraction en masse globale des précipités et d'autant plus élevée que la déformation après irradiation est importante. Exemple 3 Dans cet exemple, on effectue une analyse des précipités extraits dans l'exemple 2. On procède, tout d'abord, à une analyse de la composition chimique des précipités obtenus à partir des différents lots, décrits plus haut, relativement aux éléments Ti, Mo, C, O et N. Cette analyse permet de déduire la quantité relative d'éléments d'alliage précipité. Les techniques d'analyse chimique mises en oeuvre sont les suivantes: spectrométrie d'émission plasma (Ti, Mo); - combustion d'absorption infrarouge (C); - fusion réductrice absorption infrarouge (02) - fusion réductrice conductibilité thermique (N2). Afin d'identifier les différents types de précipités, une partie du résidu extrait est analysé au microscope électronique à balayage en mode électrons secondaires sous 20 kV et par diffraction des rayons X. Les conditions expérimentales utilisées en diffraction des rayons X sont les suivantes: - domaine angulaire: 30 à 150 ; - rayonnement: Cu (XKa1 = 0,15406 nm); - fentes: 1 /0,2 mm; - intensité et tension du tube: 35 mA/35 kV; - pas de comptage: 0,05 ; - temps de mesure: 20 s; - soustraction Kp monochromateur arrière. a) Résultats des analyses chimiques Les résultats des analyses chimiques sont indiqués dans le tableau 4, o l'on a également repris les données relatives à la déformation après irradiation (en %) de chaque lot et celles relatives à la fraction massique globale des précipités (en %). Le tableau 4 présente la composition chimique globale des précipités déterminée sur les résidus d'extraction sélective, il permet de quantifier les fractions respectives (en % en poids) des éléments caractéristiques des précipités, qui sont essentiellement Ti, Mo, C et N; le dosage de l'oxygène n'est réalisé que dans certains cas pour vérifier la " propreté " des résidus, c'est-à-dire l'absence de fractions notables d'oxydes et/ou de produits de corrosion oxygénés liés au procédé d'extraction électrochimique. Tableau 4 Composition chimique qlobale des précipités caractéristiques des différents lots FRACTION DEFORMATION MASSIQUE LOTS Ti (%) Mo (%) C (%) N2 (%) 02 APRES GLOBALE IRRADIATION DES (%) PRECIPITES (%) 1 54,4 * 15,6 * * 0,73 0,38 Cr-15Ni2 54,8 11,3 * * * 2,26 0,44 3 59,1 * 15,4 * * 3,37 0,5 4 56,5 7,27 4,6 12,55 6,4 0,1 0,168 316 Ti 5 59,4 7,78 8,27 * * 0,21 0,204 6 62,1 9,6 12 4,91 5,41 0,32 0,27 * la quantité de matière n'était pas suffisante pour doser ces éléments. Le tableau 4 montre, par exemple, qu'en ce qui concerne l'acier 316 Ti, le lot, dont la résistance au gonflement sous irradiation est la plus faible (lot 6), présente des teneurs élevées en Mo, C et en Ti précipités. La teneur élevée en Mo est représentative d'une précipitation importante des carbures secondaires, de type (Ti, Mo)C. L'augmentation de la fraction massique globale des précipités est donc due à une population de carbures secondaires plus importante. La même tendance est observée sur le Cr - 15 Ni/Ti, avec le lot 3 qui présente la plus faible résistance au gonflement sous irradiation et qui se distingue par une teneur relative en Ti précipité plus élevée. Le dosage du Mo n'ayant pu être effectué, il est toutefois difficile de tirer des informations supplémentaires dans ce dernier cas. Le tableau 4 permet, en outre, de déduire la quantité d'éléments d'alliages en solution solide. En effet, la teneur relative d'un élément d'addition i en solution solide, notée Ci*, par rapport à la teneur nominale, est donnée par la formule suivante: Ci* = (Cin - Cip)/Cin, o Cin représente la teneur nominale en élément d'addition i dans l'ensemble de l'alliage; et Cip représente la teneur en élément d'addition i précipité. On a porté sur la figure 3 la déformation après irradiation (en %) en fonction de la teneur relative en élément d'addition i en solution solide Ci* (en %) pour les éléments d'addition titane et carbone et pour les lots 1 à 6, définis ci-dessus. Les points représentés par des * indiquent les teneurs relatives en titane Ti* en solution solide dans l'acier 15 Cr - 15 Ni pour chacun des lots 1, 2 et 3. Les points représentés par des [l indiquent les teneurs relatives en titane Ti* en solution solide dans l'acier 316 Ti pour chacun des lots 4, 5 et 6. Les points représentés par des A indiquent les teneurs relatives en carbone en solution solide C dans l'acier 316 Ti pour chacun des lots 4, 5 et 6. La figure 3 montre que le(s) lot(s) dont la déformation après irradiation est importante, se distingue(nt) par des teneurs en Ti et C en solution solide faibles. Ceci montre bien que la résistance au gonflement est d'autant plus importante que la fraction relative des éléments d'addition Ti et C en solution solide est élevée par rapport à la fraction de ces mêmes éléments piégés sous forme de précipités. b) Analyse par diffraction des rayons X L'analyse par diffraction des rayons X des résidus d'extraction sélective permet de caractériser la structure cristallographique des phases précipitées. On constate d'après les spectres de diffraction des RX obtenus sur les résidus des différents lots, que: - les résidus des lots 4 et 5 (316 Ti), ainsi que des lots 1 et 2 (15 Cr - 15 Ni/Ti), présentent majoritairement des phases de type carbonitrure Ti-(C, N) (fiche JC PDS 42-1488 pour 316 Ti et JC PDS 42-1489 pour 15 Cr - 15 Ni); - les résidus du lot 6 (316 Ti) et du lot 3 (15 Cr - 15 Ni) présentent majoritairement des phases pouvant s'apparenter à des phases de type carbures " purs " Ti - C (fiche JC PDS 32-1383). La proportion des carbures secondaires est donc dans ces deux derniers cas plus élevée. Ceci est caractéristique d'une mise en solution moins efficace des carbures secondaires lors du dernier traitement thermique d'hypertrempe effectué sur ces deux lots particuliers et, en conséquence, d'une moins bonne résistance au gonflement sous irradiation. Conclusion L'ensemble des observations et des mesures effectuées valide le lien existant entre la fraction en masse globale des précipités, la quantité relative d'éléments d'addition, tels que Ti et C, en solution solide et la résistance au gonflement sous irradiation. C'est donc bien la plus ou moins grande efficacité de mise en solution lors du(des) dernier(s) traitement(s) thermique(s) d'hypertrempe réalisé(s) qui est à l'origine de la dispersion de comportement sous irradiation de ces lots. Il y a donc nécessité, pour des aciers inoxydables austénitiques stabilisés, par exemple avec addition de Ti, de spécifier, non seulement la composition chimique nominale du matériau, mais, surtout, la teneur résiduelle en éléments d'addition, tels que Ti et C, en solution solide, pour garantir et améliorer le comportement de ce type de matériau sous irradiation neutronique, en particulier à forte dose. Le moyen de contrôle de la qualité de la mise en solution passera, de préférence, par la technique de dissolution sélective, dans des conditions de mise en oeuvre voisines de celles décrites plus haut. REVENDICATIONS 1. Procédé de prévision et/ou de contrôle d'au moins une propriété mécanique et/ou physique et/ou chimique qui doit être présentée par un alliage métallique de composition chimique nominale donnée dans les conditions de sa mise en oeuvre, dans lequel on détermine la fraction massique globale précipitée dans l'alliage, préalablement à sa mise en oeuvre et après la dernière étape de traitement thermomécanique de la fabrication de l'alliage. 2. Procédé selon l'une quelconque des revendications 1 et 2, dans lequel la propriété à prévoir et/ou à contrôler est choisie parmi les propriétés mécaniques à froid ou à chaud, les propriétés de résistance au gonflement sous irradiation, les propriétés de résistance à l'oxydation et/ou à la corrosion. 3. Procédé selon la revendication 1, dans lequel on détermine, en outre, l'état de précipitation secondaire dans l'alliage métallique, à l'issue de la dernière étape de traitement thermomécanique de sa fabrication. 4. Procédé selon l'une quelconque des revendications 1 à 3, dans lequel on détermine, en outre, la teneur relative en au moins un élément d'addition de l'alliage métallique en solution solide, à l'issue de la dernière étape de traitement thermomécanique de fabrication de l'alliage. 5. Procédé selon les revendications 1, 3 et 4, dans lequel la détermination de fraction massique globale précipitée et, éventuellement, de l'état de précipitation secondaire, et de la teneur relative en élément d'addition de l'alliage en solution solide est réalisée par dissolution sélective de la matrice de l'alliage pour récupérer un résidu constitué de la phase précipitée extraite sélectivement, puis en effectuant l'analyse de la phase précipitée par une méthode d'analyse. 6. Procédé selon la revendication 5, dans lequel la dissolution sélective de la matrice de l'alliage est réalisée par voie électrochimique. 7. Procédé selon l'une quelconque des revendications 1 à 6, dans lequel l'alliage est choisi parmi les aciers inoxydables austénitiques et les aciers inoxydables austénitiques stabilisés par un élément d'addition. 8. Procédé selon la revendication 7, dans lequel l'élément d'addition est choisi parmi Ti, Nb, V, Ta et Zr. 9. Procédé selon la revendication 7, dans lequel l'acier inoxydable austénitique stabilisé est choisi parmi les nuances 316, 304 et 15 Cr - 15 Ni. 10. Procédé selon la revendication 3 ou la revendication 4, dans lequel on répète la détermination de fraction massique globale précipitée dans l'alliage et, éventuellement, de teneur en précipités de type secondaire et de teneur relative en un ou plusieurs des éléments d'addition en solution solide, sur chacun des alliages constituant un lot d'alliages de composition chimique nominale donnée, afin d'obtenir pour la propriété choisie une plage fixée de fraction massique globale de précipités, ainsi qu'éventuellement une plage fixée de teneur en précipités de type secondaire, et une plage fixée de teneur relative en élément d'addition en solution solide dans laquelle cette propriété est optimale. 11. Procédé de sélection d'au moins un alliage qui parmi un lot d'alliages de composition chimique nominale donnée présente au moins une propriété optimale dans les conditions de sa mise en oeuvre, dans lequel on détermine, préalablement à celle-ci et après la dernière étape de traitement thermomécanique de la fabrication, la fraction massique globale de précipités et, éventuellement, la teneur en précipités de type secondaire et la teneur relative en élément d'addition de l'alliage se trouvant en solution solide et on retient au moins un alliage qui dans le lot présente une fraction massique globale et, éventuellement, une teneur se trouvant à l'intérieur de la plage fixée selon la revendication 10. 12. Procédé de fabrication d'un alliage métallique présentant au moins une propriété optimale dans les conditions de sa mise en oeuvre, par une succession d'étapes de traitement thermomécaniques, dans lequel les paramètres de la dernière étape de traitement thermomécanique sont réglés de façon à ce que la fraction massique globale de précipités et, éventuellement, la teneur en précipités de type secondaire et la teneur relative en au moins un élément d'addition de l'alliage se trouvant en solution solide à l'issue de la dernière étape de traitement thermomécanique se trouvent à l'intérieur d'une plage fixée selon la revendication 10. 13. Procédé selon la revendication 12, dans lequel la dernière étape de traitement thermomécanique est constituée par un traitement d'hypertrempe et les paramètres sont choisis parmi la température, le temps de maintien et la vitesse de refroidissement. 14. Procédé selon la revendication 13, dans lequel l'alliage est un acier austénitique stabilisé notamment par addition de titane, la propriété est la résistance au gonflement sous irradiation et les paramètres se situent dans les plages suivantes: température: de 1 000 à 1250 C; temps de maintien: de 1 minute à 10 heures; vitesse de refroidissement la plus élevée possible, par exemple correspondant à une trempe à l'eau. 15. Alliage obtenu par le procédé selon la revendication 12. 16. Alliage selon la revendication 15, choisi parmi les aciers inoxydables austénitiques et les aciers inoxydables austénitiques stabilisés. 17. Alliage selon la revendication 16, stabilisé par addition de titane à raison de 0,01 à 3%. 18. Alliage selon l'une quelconque des revendications 16 et 17, qui est un acier inoxydable austénitique de la nuance 316 stabilisé par du titane, dont la fraction massique globale de précipités est au maximum de 0,2 %, la teneur relative minimale en Ti en solution solide est de au moins 65 % de la teneur nominale et dont la teneur relative minimale en C en solution solide est de au moins 60 % de la teneur nominale dans l'alliage. 19. Alliage selon l'une quelconque des revendications 16 et 17, qui est un acier inoxydable austénitique de la nuance 15 Cr - 15 Ni stabilisé par du titane, dont la fraction massique globale de précipité est au maximum de 0,45 %, et dont la teneur relative nominale en Ti en solution solide est de au moins 45 % de la teneur nominale dans l'alliage. 20. Alliage selon la revendication 18 ou la revendication 19, stabilisé par du titane à une teneur initiale spécifiée de 0,3 à 0,5%.