FR 2832425 A1 20030523 FR 0114818 A 20011116 Alliage austénitique pour tenue à chaud à coulabilité et transformation améliorées. La présente invention concerne un alliage austénitique pour tenue à chaud à coulabilité et transformation améliorées. s Les aciers pour tenue mécanique à chaud comprennent des aciers martensitiques utilisables jusqu'à 550 C environ, des aciers inoxydables austénitiques comportant une précipitation de phase intermétallique durcissante, qui sont utilisables jusqu'à 650 C environ. On utilise aussi des alliages de nickel ou de cobalt, généralement durcis par précipitation d'intermétalliques. to Les aciers inoxydables austénitiques pour tenue mécanique à chaud, tels que l'acier référencé n 1.4980, selon la norme européenne EN10269, également référencé AISI 660 selon la norme ASTM A453, sont fréquemment utilisés en boulonnerie et pièces frappées, notamment en fixations d'éléments d'échappements automobiles, tels que turbocompresseurs ou descentes amont d'échappement. On les rencontre également, sous forme de fils tréfilés, en tricots de calage mécanique des catalyseurs d 'échappement. On con na^'t a u ssi des applications de ces aciers dans le domai ne d es ressorts utilisables à chaud ou des flexibles d'échappement constitués d'une part de tubes roulés - soudés puis ondulés, et d'autre part de gaines en fils métalliques tissés. La composition de l'acier AISI 660 comporte une teneur en chrome modérée, de o l'ordre de 15%, environ 1 % de molybdène, 0.3% de vanadium. Le caractère austénitique, nécessaire pour la tenue à chaud, est assuré par une addition massive de nickel, c'est-à-dire de l'ordre de 24%. Le durcissement et la résistance au fluage sont assurés par une addition d'environ 2% de titane, qui se combine entre 600 C et 750 C avec une partie du nickel pour former des intermétalliques de type Ni3Ti. La composition de l'acier peut contenir également les éléments tels que Mo, V, Al qui contribuent également au durcissement et à la tenue à chaud en se substituant aux atomes de titane dans le composé Ni3Ti. Les inconvénients de cet acier sont notamment: - un coût élevé, notamment en raison de la teneur importante en nickel, so - une difficulté d'élaboration car lors de la coulée il y a formation de ségrégations, qui, faute de précautions particulières, provoquent des déchirures en coulée continue ou lors du laminage à chaud; par conséquent, il est nécessaire de pratiquer une élaboration coûteuse par re fusion avec meulage des demiproduits et contrôle renforcé sur produits finis. Pour réduire les ségrégations, on doit limiter le siliclum à une teneur inférieure à 0.3%, le carbone à une teneur inférieure à 0.050 %, le cuivre à une teneur inférieure à 0.5 %, le soufre à une teneur inférieure à 0.002 %, le phosphore à une teneur inférieure à 0.025 %, le plomb à une teneur inférieure à 0.0005 % etc... Ces limitations représentent des co ts supplémentaires pour l'élaboration en aciérie. - une difficulté de laminage car les ségrégations abaissent fortement le point de brÈlure. De ce fait, le laminage ne peut être effectué au-delà de 1150 C environ, pour éviter la formation de graves défauts comme par exemple des criques. Compte tenu de la contrainte d'écoulement élevée de l'alliage en dessous de cette température, le o laminage ne peut être effectué que sur certaines installations particulièrement robustes. De plus, la vitesse de laminage doit être réduite pour éviter tout réchauffage au-delà du point de bralure. - une limitation des tenues à l'oxydation et à la corrosion à chaud du fait de ses faibles teneurs en chrome et en siliclum, dans des conditions d'exposition particulièrement intense, comme par exemple les lignes d'échappement. - une difficulté d'usinage de pièces en raison notamment de la faible teneur en soufre. - une difficulté de soudage, dans le cas notamment de tôles en AISI 660 soudées entre elles, avec ou sans apport de fil du même alliage, car une forte tendance à la fissuration à chaud est observée. Dans la famille des aciers austénitiques pour tenue mécanique à chaud, durcis par précipitation d'intermétallique Nickel - Titane, on conna'^t: I'acier AISI 660 cité ci-dessus, - un brevet IMPHY N FR 95 01 617 décrivant la composition suivante: - Ni: 16% à 25%; Cr: 16% à 18.5%; Ti: >1 %, Mn: 0% à 2%. - un brevet NIPPON KOKAN JP 62267453 décrivant la composition suivante: C 0.01%; Ni: 10% à 18%; Cr: 13% à 20%; Ti > 1.5%; Mn: 0% à 2%. La connaissance théorique des phases en présence, lors de la solidification ou en phase solide, dans les alliages quaternaires Fe - CrNi - Ti, s'avère incomplète. Elle a so été publiée par V. RAGHAVAN en 1996 dans "Phase diagrams of quaternary iron alloys", éd. The Indian Institute of Metals, pp 374 à 380. Le domaine analysé ne s'étend pas aux compositions contenant plus de 1.7% de Ti. Nous avons remarqué que les principales difficultés rencontrées avec l'acier AISI 660 proviennent de son mode de solidification, qui s'avère être une solidification directe sous forme d'austénite, contrairement à la majorité des aciers inoxydables austénitiques, qui solidifient en ferrite, laquelle se transforme ensuite à plus basse température en austénite. L'alliage selon le brevet IMPHY, à teneur limitée en chrome, est à solidification s austénitique, comme nous le démontrerons par la suite. Il est donc sujet aux problèmes de coulée et de laminage liés aux ségrégations. La composition de l'alliage selon brevet NIPPON KOKAN présente une faible teneur en nickel associée à une teneur en chrome comprise entre 13% à 20%. La teneur en nickel peut se révéler insuffisante pour assurer un durcissement et une tenue o au fluage efficace à 650 C et au-delà. En outre, la très faible teneur en carbone, inférieure à 0.010% le rend inapte à une élaboration sous air. Il ne solidifie probablement pas dans tous les cas en ferrite. Le but de l'invention est de proposer un alliage du type inoxydable austénitique pour tenue mécanique à chaud, pouvant être élaboré de manière économique et particulièrement adaptée à la coulée et à la transformation à chaud. L'invention a pour objet un alliage austénitique pour tenue à chaud à coulabilité et transformation améliorées qui se caractérise en la composition pondérale suivante: 0,010% traces, résiduels ou micro - addition. Les autres caractéristiques de l'invention sont: - la teneur en manganèse est supérieure à 2%. - la teneur en silicium est supérieure à 1%. - la teneur en nickel est supérieure à 18%. - la teneur en aluminium est supérieure à 0,3%. - la teneur en soufre est supérieure à 0,030%. - la composition satisfait les relations suivantes, toutes teneurs en % massiques: - en relation avec le mode de solidification: reliquat a = éq Nia - 0,5x éq Cra c 3,60 o, éq Cra = Cr + 0.7 x Si + 0.2 x Mn + 1.37 x Mo + 3 x Ti + 6 x Al + 4 x V, et o, o éqNia=Ni+22xC+0.5xCu, - en relation avec le taux de ferrite résiduel: reliquatb=éq Nib-2 xéqCrb>- 420, éqCrb=Cr+0.7xSi+ 1,37xMo+3xTi+6xAI +4xV, eto, eqNib=Ni+22xC+0.5xCu+ 0,5xMn, - en relation avec l'absence de formation de phase sigma fragilisante: valeurc=Cr+1,5xSi+1,5xV+1,2Mo La description qui suit et les figures annexces présentées de manière non exhaustive feront bien comprendre l'invention. o Les figures 1 a et 1 b sont des micrographies sur état brut de solidification montrant les phases formées en début de solidification, avec d'une part, sur la figure 1a, dans un exemple de l'invention 13605, la présence de ferrite en axe de dendrite, en clair sur la figure, et d'autre part, sur la figure 1b, correspondant à un contre exemple sur l'acier IMPHY de l'art antérieur, la présence de dendrites à axe austénitique. Les figures 2, 3 et 4 présentent des courbes de ductilité à chaud des compositions du tableau 1; les points de brûlure, estimés par la température à laquelle la ductilité est maximum, sont reportés sur le tableau 2. L'invention présentée concerne un alliage austénitique pour tenue à chaud à coulabilité et transformation améliorée. A la suite d'études réalisées sur des coulées, avec détermination du mode de o solidification, du point de brûlure, des phases présentes à l'équilibre entre 1060 C et 1 240 C ainsi qu'à 720 C et 600 C, de la ductilité en traction à chaud dite "forgeabilité", de la résilience à 20 C et de la tenue au fluage à 650 C, les inventeurs ont trouvé une composition générale avec laquelle les problèmes des aciers et alliages présentés dans l'art antérieur sont résolus notamment dans le domaine du durcissement, de la tenue au fluage, et tout particulièrement dans le domaine de la solidification, assurant une solidification ferritique avec une transformation ultérieure en phase solide de la totalité de la ferrite en austénite. Selon l'invention, une composition 1 correspond à la composition pondérale s suivante: Composition 1: 0,010% traces, résiduels ou micro - addition. La composition 1 satisfait en outre les trois relations suivantes: - en relation avec le mode de solidification: reliquat a = éq Nia - 0,5x éq Cra - 42 o, o éqCrb=Cr+0.7xSi+1,37xMo+ 3xTi+6xAI+4xV, et o, éqNib=Ni+22xC+0.5xCu+0,5xMn, - en relation avec l'absence de formation de phase sigma fragilisante: valeur c= Cr + 1,5x Si + 1,5 x V + 1,2 Mo 6 2832425 - le durcissement et la tenue au fluage sont assurés par des précipités intermétalliques à base de Ni3 Ti, obtenus lors de traitements de vieillissement vers 700-750 C, - les quantités de Ti et Ni sont suffisantes pour assurer cette précipitation durcissante, s - la teneur en nickel est nettement inférieure à 24 %, - le mode de solidification est. de façon surprenante, pour ce type d'alliage, ferritique, avec transformation ultérieure en phase solide de la quasi-totalité de la ferrite en austénite, - le point de brûlure, température au-delà de laquelle il y a perte de ductilité en o traction par début de fusion locale, est. de façon favorable, supérieure à 1100 C et de préférence supérieure à 1150 C, - la teneur pondérée, valeur c, en éléments sigmagènes Cr. V, Mo, Si, est suffisamment faible pour éviter la précipitation de phase sigma et la fragilisation lors d'une utilisation entre 600 et 750 C. - les combinaisons des éléments formateurs d'austénite ou de ferrite sont définies par les équivalents éqNia et éqCra pour ce qui concerne le mode de solidification, et éqNib et éqCrb pour ce qui concerne la ferrite résiduelle après corroyage et recuits. De plus, la composition satisfait aux relations suivantes tous les éléments étant en % massique: o - pour assurer le caractère ferritique de la solidification et le point de brûlure élevé, en relation avec le mode de solidification: reliquat a = éq Nia - 0,5x éq Cra - 42 o, éq Crb=Cr+0.7xSi+ 1,37xMo+3xTi+6xAI +4xV, et o, éq Nib= Ni +22xC+0.5xCu +0,5 xMn, pour assurer l'absence de fragilisation lors de l'utilisation entre 600 C et 750 C: Cr+ 1.5xSi+ 1.5xV+ 1.2xMo 18 % - pour améliorer la tenue à l'oxydation et à l'environnement: Si > 1 % s - pour améliorer la tenue à l'oxydation et au fluage: Al > 0.3 % - pour améliorer l'usinabilité: S > 0.030 % On remarque en comparaison avec les aciers de l'art antérieur cités: - une amélioration de la tenue à l'oxydation et à la corrosion à chaud, - une amélioration de l'usinabilité. o - une capacité de soudage de l'alliage selon l'invention sur lui-même dans le domaine de la soudure TIG ou laser ou en tant que matériau d'apport dans le domaine de la soudure MIG ou TIG avec apport, avec suppression de la tendance à la fissuration à chaud. Dans une autre composition 2 préférentielle réalisoe selon l'invention. Composition 2: 0,010% traces, résiduels ou micro - addition. En outre, la composition satisfait aux relations suivantes tous les éléments étant en % massique: - pour assurer le caractère ferritique de la solidification et le point de brûlure élevé: reliquat a = éq Nia - 0, 5x éq Cra - 42 o, éqCrb=Cr+0.7xSi+1,37xMo+3xTi+6xAI+4xV, eto, o éqNib=Ni+22xC+0. 5xCu+0,5xMn, - pour assurer l'absence de fragilisation lors de l'utilisation entre 600 et 750 C: Cr+1.5xSi+1.5xV+1.2xMo 18% - pour améliorer la tenue à l'oxydation et à l'environnement: Si > 1% - pour améliorer la tenue à l'oxydation et au fluage: Al > 0.3 % - pour améliorer l'usinabilité: S > 0.030 % Dans la composition 2 de linvention, la teneur en manganèse est supérieure à 2%. Selon l'invention, les relations permettent de sélectionner les compositions à solidification ferritique, sans ferrite résiduelle et ne formant pas de phase sigma. Le tableau 1 présente des exemples de coulées réalisées sous vide pour la réalisation de l'alliage selon l'invention, ainsi que des contre-exemples de coulées ne répondant pas à l'invention, et des compositions selon l'art antérieur cité. 11 a été étudié notamment: a) sur lingot: - le mode de solidification, par micrographie - la quantité de ferrite mesurce par méthode magnétique sur lingot brut et sur lingot réchauffé 15 min à 1240 C. so b) sur produit corroyé par forgeage: - les quantités de ferrite résiduelle, par mesures magnétiques, après recuit de 1 heure à 980 C ou 1 060 C. - la ductilité en traction à chaud rapide avec une montée à la température d'essai à une vitesse de 10 C/s, un maintien pendant 80 s, une traction rapide à 14 s-1, une mesure de la striction diamétrale. Par une série d'essais à température croissante, on évalue la température à partir de laquelle la ductilité chute rapidement, en raison d'un début de fusion locale. Cette température appelée point de brûlure ne doit pas être dépassée au réchauffage avant laminage et pendant le laminage, sous peine s de créer des défauts. c) sur produit corroyé par forgeage puis recuit pendant une heure à une température de 980 C ou 1060 C puis vieilli pendant 16 heures à une température de 720 C: - la présence de phase sigma, par micrographie, et, lorsqu'il y en a, la quantité de phase sigma par une méthode de diffraction des rayons X, o - les propriétés mécaniques en traction, la dureté et la résilience à température amblante, - la résilience après vieillissement supplémentaire de 200 h à 600 C, - la résistance au fluage à rupture à 650 C sous 385 Mpa par mesure du temps à la rupture et l'allongement à la rupture. Dans le domaine de la solidification de l'alliage, pour la composition selon l'invention, la solidification se fait d'abord sous forme d'axes dendritiques ferritiques, qui contiennent de la ferrite résiduelle après refroidissement, comme présenté sur la figure 1a, contrairement aux cas connus et observés de l'acier de référence AISI 660 et de I'alliage selon brevet IMPHY, dont la solidification débute en formant de l'austénite, comme présenté sur la figure 1 b. Il a été permis d'établir que, dans les domaines de composition de l'invention, le critère: reliquat a = éq Nia - 0,5x éq Cra permet de sélectionner les compositions à solidification ferritique. La présence de plus de 1 % de ferrite après réchauffage à 1240 C traduit également la possibilité d'existence de cette phase à l'équilibre à haute température, au o voisinage du point de solidiflcation. Les flgures 2, 3 et 4 présentent des courbes de ductilité à chaud des compositions étudiées; la ductilité est mesurée par delta d>, qui est la striction diamétrale à rupture; c'est à dire la variation relative de diamètre au niveau de la rupture; les points de : 2832425 brulure estimés par la température à laquelle la ductilité est maximum, sont reportés sur le tableau 2. Il appara^t que la solidificabon en mode ferritique ou débutant en ferrite, permet d'obtenir des points de brulure supérieurs à 1100 C, contrairement à la solidification en mode austénitique. La solidification en mode ferritique, obtenue lorsque le critère ci-dessus est respecté, permet de réchauffer et de laminer à vitesse normale les lingots ou demi- produits entre 1120 et 1180 C, dans un domaine de températures habituelles pour les aciers inoxydables et compatible avec les fours de réchauffage et les dimensions o mécaniques des laminoirs. La ferrite résiduelle mesurée sur produit corroyé par forgeage depuis 1100 C en barre octogonale de 18 mm, et recuit 1 heure à 980 C ou 1060 C, est reportée sur le tableau 2. Certaines compositions à solidification ferritique contiennent plus de 1 % de ferrite. Cette ferrite résiduelle devrait avoir une résistance au fluage inférieure à celle de la phase austénitique. Le critère: reliquatb=éq Nib- 2 xéqCrb>-420, éqCrb=Cr+0.7xSi+1,37xMo+3xTi+6xAI+4xV, eto, o éqNib=Ni+ 22xC+0.5xCu+0,5xMn, permet de sélectionner les compositions à solidification ferritique présentant moins de 3% de ferrite résiduelle après traitement dans le domaine 980 C - 1060 C, de façon à limiter la perte de tenue au fluage. Après corroyage par forgeage, recuit à 980 C ou 1 060 C et traitement de vieillissement de 16 heures à 720 C, toutes les compositions ont été observées par métallographie optique après attaque électro-nitrique. Outre de la ferrite résiduelle, on observe, sur certaines compositions, la présence d'une phase intermétallique, qui a été identifiée, par diffraction des rayons X, comme étant la phase sigma. Les dosages quantitatifs sont reportés sur le tableau 2. o La présence de phase sigma est connue pour diminuer la résilience et la ténacité des aciers austénitiques. Il a été déterminé un critère permettant de s'assurer de l'absence de phase sigma à l'état vieilli: Cr+ 1.5xSi + 1.5xV+ 1.2xMo Le critère ci-dessus permet donc de s'assurer d'un niveau de résilience sufffisant à l'état traité aussi bien qu'après utilisation à chaud. On a reporté sur le tableau 2 les caractéristiques de traction et de dureté mesurées à température ambiante après forgeage, recuit de 1 heure à 980 C ou s 1060 C et vieillissement de 16 heures à 720 C. Des duretés élevées sont obtenues sur les coulées 13606 et 13604, en raison de la formation de phase sigma. Les caractéristiques obtenues sur les coulées 13747, 13748 et 13605 sont proches de celles de la nuance AISI 660. o La coulée 13470, à plus fortes teneurs en Ni et Ti, présente des caractéristiques plus élevées. Des essais de fluage à rupture à 650 C sous 385 MPa ont été réalisés sur les coulées 13468 Imphy et 13605. Les exigences habituellement demandées pour les fixations à chaud, notamment plus de 100 heures à rupture, et plus de 5% d'allongement à rupture sont respectées. Selon l'invention, une teneur en carbone minimale de 0.010% est nécessaire pour permettre l'élaboration "sous air" dans des installations telles que four électrique plus affinage à l'AOD et en poche, sans utilisation du vide ou d'une dépression. Une teneur maximale en carbone de 0.040% est nocessaire pour éviter d'abaisser fortement le liquidus de l'alliage et d'augmenter l'intervalle de solidification de l'alliage, rendant impossible la coulée en continu. En outre, le carbone se combine avec une partie du titane sous forme de carbures de type TiC, qui n'est plus disponible pour durcir l'alliage à l'état vieilli sous forme de Ni3 Ti. ll convient de minimiser ce phénomène en limitant la teneur en carbone. Une teneur maximale en azote de 0.010% est le résultat de la réaction, dans le métal liquide, du titane ajouté en grande quantité avec l'azote déjà présent: il y a formation et décantation des nitrures TiN dans les poches et répartiteurs de coulée, et la teneur en azote du produit coulé ne peut dépasser la valeur précédente. Le silicium est toujours présent dans la composition, au moins à l'état de traces o dont l'ordre de grandeur est de 0.001 % dans les produits sidérurgiques. Le silicium contribue à la formation de ferrite et de phase sigma. Une teneur maxImale de 2.0% est nécessaire pour éviter une formation accélérée de cette dernière phase fragilisante. Le siliclum contribue à l'amélioration de la résistance à l'oxydation et à l'environnement à chaud, par formation de couches plus ou moins continues de silice ou de silicates sous les autres oxydes. Une addition significative, par exemple plus de 1%, est donc utile, lorsque la solidification se fait en mode ferritique. Une addition notable, par exemple entre 0.2 et 2% est possible sans formation de ségrégations importantes, comme cela peut étre le cas dans certains procédés de solidification lorsque la solidification se fait en mode austénitique. Une teneur minimale de 0.001% de manganèse est nécessairement présente comme résidu provenant notamment des ferroalliages. o Lors de l'élaboration, le manganèse s'oxyde facilement pendant les soufflages d'oxygène destinés à amener le carbone au niveau requis et; une teneur maximale de 8% est nécessaire pour permettre un affinage dans des conditions de rendement correct de l'addition de manganèse. Nous avons trouvé que le manganèse présente l'intérét spécifique de favoriser le s mode de solidification ferritique, tout en favorisant au contraire la suppression de la ferrite résiduelle lors des recuits entre 900 C et 1200 C, notamment sur produit transformé à chaud. Il ne provoque pas la formation de phase sigma. Comme il est nécessaire d'obtenir le mode de solidification ferritique tout en évitant un excès des autres éléments formateurs de ferrite, tels que Cr. Mo, Si, W. o excès qui provoquerait la fragilisation par formation de phase sigma lors du vieillissement, le manganèse s'avère particulièrement utile lorsqu'on souhaite durcir fortement l'alliage par une teneur importante en nickel. Une teneur minimale de 2% de manganèse permet d'abaisser la teneur en chrome à 16.1%. L'addition de manganèse provoque une augmentation de l'épaisseur des calamines sur produits laminés à chaud ou recuit ou lors de l'utilisation. Une addition de silicium, par exemple de plus de 1%, permet alors de ramener l'oxydation à un niveau habituel. Une teneur minimale de 16% de nickel, en combinaison avec un titane supérieur à 1.8%, est nécessaire pour obtenir un durcissement significatif lors de vieillissements o entre 650 C et 750 C. Ce durcissement par précipitation d'intermétalliques, de type Ni3 Ti, est nécessaire pour la tenue mécanique à température amblante des fixations, aussi bien que pour leur tenue à chaud en traction et en fluage. Une teneur maximale de 19.9% de nickel est imposée pour des raisons notamment économiques. 1 3 2832425 Pour améliorer la tenue au fluage, on peut amener le nickel au-delà de 18%. Dans ces conditions, le durcissement qui se produit lors du vieillissement à 720 C atteint pratiquement déjà son maximum. Compte tenu du niveau de nickel nécessaire pour durcir l'alliage, une teneur s minimale de 18,5% de chrome est nécessaire pour contrebalancer l'effet de formation d'austénite du nickel et obtenir une solidification ferritique, en particulier lorsque les autres éléments formateurs de ferrite, tels que Si, Mo, Mn, Ti, Al, V, sont à un faible niveau ou proches de leur teneur minimum. Cependant, si la teneur en manganèse, élément ferritisant lors de la solidification, o est suffisante, c'est à dire supérieure à 2%, la teneur minimale en chrome peut être de seulement 16.1% tout en maintenant le caractère ferritique de la solidification. Une teneur limitée à 21% de chrome maximum est nécessaire pour éviter la formation de phase sigma fragilisante lors de traitements à 720 C ou de l'utilisation dans ie domaine compris entre 600 C et 700 C. Une teneur minimale de 1.8% de titane est nécessaire pour obtenir un durcissement suffisant lors de traitements de vieillissement ou lors de l'utilisation dans le domaine compris entre 600 C et 750 C. Il se produit alors une précipitation fine à base de Ni3 Ti qui contribue à la tenue mécanique à chaud, en particulier en condition de fluage. o Le titane est également présent dans l'alliage sous forme de nitrure de titane, carbure de titane et phosphure de titane. Une teneur limitée à 3,0% est nécessaire pour éviter l'abaissement du liquidus et la formation, lors de la solidification, d'intermétalliques grossiers pouvant nuire à la tréfllabilité. Une teneur minimale de 0.010% de molybdène est toujours présente à l'état de traces lors d'élaborations industrielles. Le molybdène contribue à la formation de ferrite lors de la solidification et à la formation des intermétalliques durcissants, en substitution aux atomes de titane. L' add ition de molybdène permet u ne amél ioration de la tenue à chaud de l 'all iage, en so augmentant ainsi la teneur en précipités et la résistance au cisaillement. Une teneur maximale de 3% est nécessaire pour éviter la formation de phase sigma en association avec le chrome ainsi que la présence de ferrite résiduelle. Une teneur minimale de 0.010% de cuivre est toujours présente en tant que résidu d'élaboration. Le cuivre contribue à la formation d'austénite et permet de réduire le taux de ferrite résiduelle, au méme titre que le nickel. Une teneur maximale de 3% est imposoe pour éviter de fortes ségrégations lors de la coulée et la formation d'une phase riche en cuivre abaissant fortement le point de s brûlure. Une teneur minimale de 0.0005% d'aluminium est nécessairement présente en tant que résidu d'élaboration. L'addition d'aluminium permet d'augmenter la teneur en précipités durcissants et la tenue à chaud, en se substituant aux atomes de titane. o Par ailleurs, I'aluminium peut être utilisé pour augmenter le caractère ferritique de l'alliage lors de la solidification, sans avoir l'inconvénient de générer la phase sigma fragilisante lors de maintien à des températures dans le domaine compris entre 550 C et 700 C. Une teneur maximale de 1.5% d'aluminium est nécessaire pour éviter I'épuisement du nickel lors de la formation des intermalliques et la présence de ferrite résiduelle. Une teneur minimale de 0.0001% de bore est normalement présente à l'état de traces. La présence de bore, à raison de 10 à 30 ppm, par exemple, permet une logère o amélioration de la ductilité à chaud dans le domaine de température compris entre 800 C et 11 00 C. Une teneur maximale de 0.01 % est nécessaire pour éviter l'abaissement excessif du solidus et du point de brûlure qu'il provoque. Une teneur minimale de 0.01% de vanadium est nocessairement présente en tant que résidu d'élaboration. Le vanadium, élément ferritisant et formateur de phase sigma, peut être ajouté pour contribuer au durcissement par substitution des atomes de titane dans les composés intermétalliques. Une teneur maximale de 2% de vanadium est nécessaire pour éviter la formation o de phase sigma, en combinaison avec le chrome présent. Une teneur minimale de 0.0001% de soufre est nécessairement présente comme résidu d'affinage. Le soufre peut être maintenu volontairement, ou additionné de préférence à plus de 0.030%, pour améliorer l'usinabilité de l'alliage, grâce à la présence de sulfures et :- 2832425 carbosulfures de titane formés lors de la solidification, qui améliorent la fragmentation des copeaux. Cette addition est rendue possible par le mode de solidification ferritique, , car l'addition de soufre ne dégradé pas fortement la ductilité à chaud lors du laminage, contrairement à l'art antérieur, à solidification austénitique et ségrégations marquées. Une teneur maximale de 0.2% est nécessaire pour éviter les risques d'ouverture longitudinale des demi-produits, le long des sulfures allongés, lors du laminage à chaud. Une teneur minimale de 0.001% de phosphore est nécessairement présente en tant que résidu d'élaboration. o Une teneur maximale de 0.040% de phosphore est nécessaire pour éviter la présence de grosses particules de phosphures de titane formées lors de la solidification et pouvant nuire à la tréfilabilité. D'autres éléments comme par exemple cobalt, tungstène, nloblum, zirconium, tantale, hafnium, oxygène, magnésium, calclum, sont normalement présents à l'état de traces ou résidus d'élaboration ou de désoxydation; d'autres éléments peuvent être ajoutés volontairement en quantité ne dépassant pas 0,5% pour améliorer des propriétés spécifiques, telles que la tenue à l'oxydation par micro - addition d'yttrium, cérium, lanthane et autres terres rares. Par rapport aux aciers inoxydables austénitiques pour fixations à haute o température de l'art antérieur, I'alliage selon l'invention, présente plusieurs avantages: a) une économie de matières premières, notamment de nickel, par rapport aux aciers AISI 660 couramment utilisés. b) une facilité d'élaboration; en effet, contrairement aux alliages de l'art antérieur, il n'est pas nécessaire de rechercher des teneurs particulièrement faibles en silicium, cuivre, soufre, phosphore, plomb, antimoine, bismuth pour éviter les problèmes de ségrégation et de déchirures à chaud et ségrégations; par conséquent, la charge de matière première est simplifiée et plus économique, et l'élaboration "à l'air en four électrique et AOD, sans passage par le vide ou en dépression, devient possible. c) une facilité de coulée, le mode de solidification ferritique permettant de couler des o blooms ou brames en continu sans formation de défauts de coulée, ségrégations centrales, filets ségrégés, déchirures à chaud; on évite ainsi le recours à la coulée en lingot suivie d'une opération supplémentaire de blooming ou de slabbing, qui est nécessaire sur les alliages de l'art antérieur. d) une facilité de laminage, le réchauffage et le laminage des lingots, blooms de coulée continue et demi-produits est possible entre 1100 C et 1180 C; pour les alliages de l'art antérieur, il ne peut dépasser, sans risque de criques et déchirures à chaud, 1 100 C sur les produits bruts de coulée et 11 50 C après un premier laminage. Par conséquent, les installations dimensionnées pour les aciers inoxydables courants peuvent être utilisées pour laminer cet acier, et il n'est pas nécessaire de ralentir fortement la vitesse de laminage pour éviter des déchirures internes par surchauffe, en fin de laminage. e) une tenue à l'oxydation et à l'environnement. L'alliage proposé comporte o effectivement une forte teneur en chrome, qui assure une bonne tenue à l'oxydation et à la corrosion à chaud lors de l'utilisation, par exemple entre 500 C et 750 C. Il peut en outre contenir du siliclum, qui joue le même rôle. f) une usinabilité améliorée en cas d'addition de soufre, par exemple supérieure à 0.030%, qui permet de restaurer une usinabilité correcte, à 1'inverse de 1'acier AISI 660 et des autres alliages de 1'art antérieur, qui ne contiennent pas de soufre, car leur transformation à chaud devient impossible si le soufre est présent en quantité significative. g) une bonne soudabilité, I'alliage proposé étant soudable avec une tendance très réduite à la fissuration à chaud, par rapport aux alliages de l'art antérieur, grâce à o son mode de solidification ferritique et à l'absence de fortes ségrégations de solidification. Il peut notamment être soudé sur lui-même en TIG ou par laser ou par résistance électrique, ou être utilisé en fil de métal d'apport en MIG ou TIG ou en électrodes, pour le soudage. L'alliage selon l'invention peut être notamment utilisé dans les domaines suivants: - fixations et boulonnerie d'échappement automobile, - ressorts utilisés à chaud, - tresses de fils et parois tubulaires de flexibles ondulés pour, par exemple, I'échappement automobile, - tricots de fils pour par exemples, les tapis transporteurs de fours, les calage de catalyseurs d'échappements, - fibres et tricots de fibres pour presses de formage à chaud du verre, - tôles soudées, par exemple pour chambres de combustion de turbines, - fil d'apport de soudage, barres usinées, anneau synchs de turbine Tilers axes A oMentdon vadable de 1urbocompsseum aumobRe: Maces en tale, segment d'AtanchAitd annular pour turbocompsseurs utomobRe. -) _ _ N _ È _ _-----N - É 0 O. 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Alliage selon la revendication 1 caractérisé en ce que la teneur en silicium est supérieure à 1%. 4. Alliage selon la revendication 1 caractérisé en ce que la teneur en nicRel est supérieure à 18%. 5. Alliage selon la revendication 1 caractérisé en ce que la teneur en aluminium est supérieure à 0,3%. 6. Alliage selon la revendication 1 caractérisé en ce que la teneur en soufre est supérieure à 0,030%. 7. Alliage selon la revendication 1 caractérisé en ce que la composition satisfait les relations suivantes: - en relation avec le mode de solidification: reliquat a = éq Nia - 0,5x éq Cra - 42 o, éqCrb=Cr+0.7xSi+1,37xMo+3xTi+6xAI+4xV, eto, éqNib=Ni+22xC+ 0.5xCu+0,5xMn, s - en relation avec l'absence de formation de phase sigma fragilisante: