FR 2523157 A1 19830916 FR 8203963 A 19820309 Aciers à outils contenant du bore et obtenus par solidification rapide, et leur procédé de fabrication L'invention est relative (a) à des alliages métalliques solidifiés rapidement utiles en tant qu'aciers à outils ayant une composition obtenue en ajoutant de petites quantités de bore à des alliages de compositions similaires à celles des aciers à outils du commerce, particulièrement les aciers rapides et les aciers à outils de travail à chaud et, (b). à la préparation de ces matériaux sous la forme de poudres et à la consolidation de ces poudres (ou en variante du matériau analogue à un ruban obtenu par centrifugation du métal) en des parties massiques qui sont traitées à la chaleur pour leur conférer une microstructure uniforme et des propriétés désirables pour les outils d'usinage. Les aciers à outils présentent en commun de nombreuses caractéristiques métallurgiques importantes. En général, les alliages métalliques utiles en tant qu'aciers à outils présentent une dureté et une résistance à l'abrasion élevées et ces alliages. pour un grand nombre d'entre eux, conservent ces propriétés à températures élevées. Ces caractéristiques sont obtenues par le choix approprié de la composition d'alliage , généralement à base de fer avec une teneur élevée en carbone et en métaux d'alliage une classe d'aciers rapides à outils du commerce qui sont utilisés. principalement pour des outils d'usinage, présentent une teneur en carbone qui varie d'environ 0,5 à 1,6% en poids; une teneur en tungstène de O à environ 20% en poids; une teneur en molybdène de O à environ 10% en poids; et une teneur en vanadium de O à epviron 6% en poids.Du chrome est généralement présent à raison de O à 5% en poids et du cobalt peut entre présent à raison de O à 15% en poids. De petites quantités d'autres éléments peuvent être présentes, particulièrement Si, Mn et Ni. Tous les aciers rapides à outils possèdent une teneur élevée en métaux d'alliage combinée avec du carbone en quantité suffisante pour fournir un excès de carbures d'alliage dans la structure traitée à la chaleur et sont capables de durcissement jusqu'à un minimum de 770 VHN (Rockwell C 63). Ils sont trempés à des températures allant jusqu'à 83 C (150 P) en dessous de leur point de fusion et présentent un durcissement secondaire lorsqu'on les soumet à un revenu entre environ 510 et 595 C. L'obtention des propriétés désirées pour des aciers rapides à outils dépend principalement du contrôle de la micros truc- ture. En général, les meilleures propriétés sont obtenues ê partir d'une distribution homogène des carbures dans une structure hôte ayant une petite dimension de grain. La composition chimique complexe des aciers rapides à outils complique le procédé de solidification et conduit simultanément à une séparation de phase considérable durant les procédures de solidification normales.En conséquence, ces aciers présentent une tendance naturelle à une ségrégation dans leur composition.L'hétérogénéité de la structure et de la composition, particulièrement de la taille et de la distribution des particules de carbures, constitue un des problèmes inhérents à la production d'aciers rapides à outils par la procédure usuelle. Dans la procédure usuelle, un lingot tel que. coulé présente une icrostructure d'un réseau de carbures eutectiques continu à l'intérieur d'une matrice en acier allié. La micro structure à fort caractère de ségrégation, telle qu'obtenue par coulée, est alors quelque peu interrompue par des procédés de déformation à chaud. Cependant, le produit final peut encore présenter des hétérogénéités. Egalement, à cause du laminage à chaud, il y a une tendance à une élongation des grains dans la direction de laminage et à l'alignement des particules de carbures, ce qui conduit à des propriétés mécaniques anisotropiquei. Afin de minimiser ces problèmes, des techniques de la métallurgie des poudres ont été récemment appliquées à la production d'aciers à outils. Des poudres d'aciers rapides à outils sont produites par atomisation de l'alliage fondu dans une atmosphère de gaz inerte ou dans de l'eau. La vitesse de solidification plus rapide associée-au procédé d'atomisation a pour résultat des particules ayant une microstructure plus fine, c'est-à-dire une morphologie de carbures similaire à celle d'un lingot coulé de façon usuel, mais avec des dimensions de grains caractéristiques qui sont plus petites de plusieurs ordres de grandeurs. La vitesse de solidification plus rapide diminue également la ségrégation de composition associée au procédé de solidification.Les poudres sont ultérieurement consolidées en pièces ou parties par des techniques usuelles de la métallurgie des poudres (voir "High Speed Tool Steel by Particle Metallurgy" par A. Kasak, G. Steven et T.A. Neumeyer, Society of Automotive Engineers, Automotive Engineering Congress, Detroit, 1972 et WP/M Alternative To Conventional Processing Of High Speed Steels" par T. Levin et R.P. Hervey, METALS PROGRESS, Volume 115, No. 6, Juin 1979, page 31). En raison de leurs dimensions de grains plus fines, de la dispersion de carbures fins plus uniforme et de l'homogénéité de l'alliage améliorée, les aciers rapides à outils obtenus par mise en oeuvre de telles techniques de la métallurgie des poudres présentent, comparés à des matériaux coulés, des performances d'usinage supérieures, une meilleure réponse aux traitements thermiques de durcissement, une sta bilié dimensionnelle ameliorGe et une capacité d'usinage des bords de coupe améliorée. Pendant les vingt dernières années, des procédés de solidification rapide (également connus sous le nom de trempe liquide rapide) ont été utilisés pour fabriquer de nouveaux matériaux ayant dans certains cas, des propriétés nouvelles et utiles. Dans les procédés de solidification rapide, le liquide est refroidi à des vitesses d'environ IU5-1U70C/s. et se solidifient ainsi en une très courte période. La vitesse de solidification rapide conduit à une microstructure et, dans certains cas, à une structure atomique métastable, différente de celle obtenue par les procédés de solidification standards. Un très grand effort de recherche et de -développement a été réalisé sur les métaux amorphes (c'est-. à-dire les verres métalliques) faits par un procédé de solidification rapide. De nouveaux matériaux cristallins intéressants, comprenant des phases cristallines métastables, des alliages ayant une dimension de grain ultra-fine et des alliages de composition homogène , peuvent également etre faits en utilisant un procédé de solidification rapide. En outre, des procédés de solidification rapide économiques pour fabriquer de grandes quantités d'alliages métalliques sous la forme de filaments ou de bandes sont bien établis dans l'état actuel de la technique. Des poudres métalliques quand produites directement à partir de la masse fondue par des techniques usuelles d'atomisation liquide sont habituellement refroidies de trois à quatre fois plus vite qu'un lingot coulé, bien qu'encore plusieurs fois plus lentement que le refroidissement qu'il est possible d'obtenir avec des techniques par procédé de solidification rapide. Cependant, des procédés se développent maintenant pour fabriquer des poudres par procédé de solidification rapide directement à partir de la masse fondue. Par exemple, il a été exposé (voir D.J. Looft et E.C. Van Reuth; Proc. Conf. on raid Solidification Processing, p.l. Reston, VA,, Nov. 1977) que des poudres métalliques solidifiées rapidement peuvent être fabriquées à des vitesses de refroidissement supérieures à 105 C/sec. par atomisation centrifuge d'un courant de métal liquide suivie par un refroidissement par convection forcée. D'autres approches de la production de poudres par procédé de solidification rapide ont été exposées, par exemple celle de Scripta Met., S.A. Miller & R.J. Murphy, Scripta Metallurgica Vol 13, PP 673676, 1979. En raison des avantages potentiels qui pouvaient Etreobtenus, quelques personnes se sont intéressées dans le passé à étudier les effets du procédé de solidification rapide sur les aciers à outils. I.R. Sare et R.W.K, Honeycombe ont appliqué le procédé de solidification rapide à un acier rapide du commerce riche en molybdène (AISI-M1 contenant 8,4% Mo 1,5% W - 4,1% Cr - 1,1% V - 0,77% C) en utilisant la méthode de la technique de trempe par impact au "canon" selon laquelle de petites gouttes en fusion sont refroidies avec impact contre un substrat métallique froid (voir Rapides Quenched Metals, N.J. Grant et B.C.Giessen, Eds., MIT Press, Cambridge, MA., 1976, pp. 179-187) . L'acier rapide à outil trempé était constitué principalement d'un mélange biphasé d'une phase c.c. (6-ferrite) et d'une phase c.f.c (austenite). J. Niewiarow- ski et H. Matyja ont également trouvé un mélange de deux ou plusieurs phases dans des aciers à outils solidifiés rapidement faits par une technique de trempe par impact du type "piston et enclume" (voir Rapidlv Quenched Metals III, B. Cantor, Ed., The Metal Society, pp. 193-197). Cependant, aucun de ces efforts n'a permis la production d'un alliage homogène. En outre, aucun des procédés qui ont été utilisés ne peut permettre une production commerciale et économique. L'invention fournit une classe d'alliages métalliques qui présentent des propriétés qui les rendent particulièrement u iles en tant qu'aciers à outils quand la production de ces alliages inclut un procédé de solidification rapide. Ces alliages di:ffèrent des aciers à outils actuellement disponibles dans le commerce en ce qu'ils contiennent de 0,1 à 1,5% en poids de bore; ils peuvent être décrits en tant que (A.O.) reste B 0,1-1,5 , ot A.O. représente un alliage à base de fer type pour aciers à outils.A.O. peut être généralisé en Fereste C0,2-1,80 (Mn,Ni,St) Les processus de solidification rapide (PSR) (c'est-a-dire les procédés dans lesquels l'alliage liquide est soumis à des vitesses de refroidissement de l'ordre de 105-1070C/sec) de tels alliages produisent un alliage solidifié ayant une structure métastable qui est chimiquement homogène et qui, après chauffage de façon à transformer la microstructure en un état plus stable, a une microstructure qui est plus uniforme et qui présente une dimension de grain plus petite que celle pouvant être obtenue par les techniques actuellement mises en pratique. Ce matériau transformé peut être supérieur à des aciers rapides à outils usuels. L'inclusion de bore dans l'alliage présente plusieurs avantages. I1 augmente le super-refroidissement du liquide qui peut être atteint et rend plus facile la formation d'un produit cristallin homogène, métastable, quand un procédé PSR est utilisé. Les borures fins formés dans l'alliage PSR après traitement thermique renforcent le métal, et ces borures ne se dissolvent pas à des températures de service élevées, ce qui fournit une résistance accrue à haute température. Finalement, l'inclusion de bore permet d'obtenir un bon rendement de matériau uniforme par centrifugation de métal fondu, qui constitue un procédé PSR économique. Les rubans obtenus par centrifugation de métal fondu après trempe sont fragiles et peuvent être facilement broyés en une poudre, forme particulièrement utile pour la consolidation ultérieure en le produit final transformé (ductile). Conformément à l'invention, des compositions d'aciers à outils commerciales, généralisées en tant que FgeSteCo2-l8 Cr0-20V0-20W0-30Mo0-20 Co0-20 (Mn, Ni, Si) V, Co ou Fe. Après la consolidation, les pièces ou parties consolidées sont recuites par mise en oeuvre de processus similaires à ceux utilisés pour les aciers à outils standards. A partir des stocks d'aciers recuits, des outils de géométries diverses sont usines et traités à la chaleur (par exemple trempés et revenus) par des methodes similaires d celles utili suées pour les aciers à outils du commerce. Les outils trempés et revenus réalisés à partir des alliages selon l'invention présentent des valeurs de dureté comprises entre 1000 et 1200 VHN (dureté Vickers). En variante, les poudres solidifiées rapidement peuvent être traitées à la chaleur entre 260 et 7000 C pour provoquer la décomposition de la phase de solution solide métastable avec précipitation de carbures et borures fins. Les poudres traitées thermiquement peuvent ensuite être adoucies par un traitement de recuit ultérieur similaire à celui appliqué aux aciers rapides à outils du commerce. Les poudres totalement recuites peuvent être facilement pressées à froid dans des formes d'outils d'usinage appropriées, frittées, forgées à chaud ou comprimées isostatiquement à chaud jusqu'à 100% ou presquè 100% de densité totale, trempés et revenues jus qu'd une dureté comprise entre 1000 et 1200 'mN conformément aux pratiques standards. Il faut noter que le processus de solidification rapide et la consolidation ultérieure de ces alliages peuvent être effectués suivant de nombreuses variantes de modes d'exécution de façon à obtenir le même résultat final. Par exemple, des poudres PSR peuvent être produites directement à partir de la masse fondue en utilisant un des procédés de solidification rapide de poudres discutés ci-dessus concernant l'art antériéur. En outre, les rubans tels qu'obtenus après trempe pourraient être consolidés sans être d'abord transformés en une poudre, soit dans la forme même qu'ils présentent ou seulement après une fragmentation partielle en pièces plus petites. Les.alliages en fin de traitement, préparés conformément à l'invention, peuvent présenter une dureté supérieure, environ 1200 'mN au maximum, comparée à la dureté d'environ 940 N maximum des aciers rapides à outils du commerce correspondants. En outre, les outils faits conformément à l'invention ont une microstructure qui est beaucoup plus homogène que celle obtenue jusqu'à présent par les techniques antérieures. Les alliages modifiés par du bore, décrits ci-dessus, obtenus par mise en oeuvre de procédés de solidification rapide sont préférés parce que des aciers rapides à outils commerciaux obtenus par une technique usuelle (coulée - travail à chaud) présentent certaines limitations dues à une distribution hétérogène de particules de carbures de dimensions non uniformes. De grandes particules de carbures dans une matrice dure telle que la matrice d'un acier à outil agissent comme des entailles internes et provoquent une diminution de la résistance à l'usure par abrasion des aciers.En outre, la présence de grandes et irrégulières particules de carbures non dissoutes en des motifs ségrégés peut provoquer (1) des propriétés mécaniques anisotropiques, (2) une instabilité dimensionnelle pendant les cycles de traitement thermique, (3) une faible capacité de broyage, (4) des temps de trempage plus longs nécessaires pour dissoudre les carbures dans la phase austenite (cubique à face centrée c.f.c.) durant os cycle de traitement thermique d'austenitisation conduisant à une dimension de grain grossière et en conséquence à une faible résistance aux chocs, et (5) une diminution de la performance d'usinage etde la durée de vie de l'outil. Des aciers rapides à outils fabriqués par consolidation de poudres atomisées dans l'eau ou dans un gaz inerte possèdent des propriétés améliorées, par comparaison aux matériaux par coulée de lingots, en raison de l'homogénéité chimique améliorée et de la microstructure plus fine. Cependant, les présents alliages sont supérieurs même aux aciers à outils réalisés à partir de poudres atomisées. La pureté élevée, la stabilité thermique élevée, la microstructure uniforme et les particules uniformément dispersées de borures ainsi que de carbures rendent les aciers rapides à outils modifiés selon l'invention plus désirables et utiles pour des applications pratiques. Une composition généralisée des aciers rapides modifiés selon la présente invention est donnée ci-dessous (teneurs indiquéesen X en poids) [Ferestant (Si, Mn, Ni) Co0-20] 98,5-99,9 B0,1-1,5, la formule écrite à l'intérieur des crochets étant une formule généralisée pour les aciers rapides disponibles dans le commerce. Les aciers à outils rapides (AISI types T et M) et les aciers à outils de travail à chaud (AISI type H) sont particulièrement intéressants. Contrairement aux alliages modifiés par du bore, les aciers à outils rapides du commerce ne peuvent pas être fabriqués à partir de la masse fondue en tant que ruban solidifié rapidement en utilisant la technique de cen trifu- gation du métal fondu usuelle décrite ci-dessus. (J. Niewiarowski et H. Matyja in Rapidly Quenched Metals III, B. Cantor, Ed., The Metal Society, pp. 193-197 , ont également fait part d'une incapacité à couler le métal par force centrifuge).Les aciers à outils rapides fondus ne mouillaient pas le substrat métallique utilisé dans la coulée du métal par force centrifuge et, en conséquence, ne formaient pas une flaque stable en contact avec la surface en déplacement rapide du substrat froid, condition essentielle pour former un. ruban, Des jets en fusion d'aciers à outils rapides lors d'une collision sur une surface en rotation du substrat froid à une vitesse en surface de 1200 à 2400 m /minute se fractionnent en gouttelettes, globules ou "filets" de masse fondue grossiers qui quittent la roue alors qu'ils sont encore en fusion et ainsi, ne sont pas refroidis rapidement en raison du temps de contact avec le substrat insuffisant. Les tentatives pour couler par force centrifuge des aciers rapides à outils du commerce en rubans refroidis rapidement, en utilisant uti cylindre rotatif de Cu-Be à environ 1500 m /minute,n'ont pas été couronnées de succès. La coulée par force centrifuge de divers aciers rapides à outils (AISI types T1, T2, T3, T4, T5, T6, T7, T8, T15, M1, M2, M3 (types 1 et 2), M4, M7, M10, M15, M30, M33, M34, M35, M36 et M42) a été tentée. Dans chaque cas, le jet de masse fondue se fractionnait en grosses gouttes en frappant le substrat de refroidissement. de sorte qu'un ruban ne se formait pas et qu'on ne produisait que très peu de matériau rapidement refroidi. Il a été constaté que même quand des aciers rapides à outils étaient rapidement refroidis à des vitesses de 105 107 C/sec. en petites quantités par des dispositifs de trempe "à impact", dans les deux études antérieures auxquelles on s'est référé cl-dessus, le produit trempé ne consistait pas en une seule phase homogène, comme discuté ci-dessus eu égard à l'art antérieur. En comparaison, les aciers rapides à outils modifiés par du bore peuvent être rapidement solidifiés en tant que rubans continus d'épaisseur uniforme , ce qui dénote une trempe sensiblement uniforme tout le long du produit. L'addition de bore à des concentrations supérieures à 0,1 % en poids aux aciers rapides à outils s'est avérée être critique pour l'aptitude à l'obtention des alliages par coulée par force centrifuge. Avec des teneurs en bore inférieures à 0,1% en poids, les alliages ne peuvent pas être coulés en tant que rubans ou filaments rapidement solidifiés lorsqu'ils sont coulés par force centrifuge sur un substrat froid. Audessus de 1,5% en poids de bore, l'alliage continue à présenter une aptitude excellente à être fabriqué en ruban.Cependant, les rubans solidifés rapidement à partir de ces alliages devlennentau moins partiellement amorphes et ductiles. De tels rubans ductiles à dureté élevée (supérieure à 1000 VHN) ne sont pas facilement réduits mécaniquement en poudres. Ce qui est plus important, quand la teneur en bore excède la limite supérieure du domaine de l'invention (c'est-d-dire environ 1,5 X en poids B), les alliages consolidés aeviennent trop enrichis en borures et gagnent en dureté aux dépens de la résistance ou ténacité, c'est-d-dire que la teneur en bore et carbone est trop élevée. La teneur en bore prf rée est comprise entre 0,2 et 1,0 % en poids. Les aciers rapides à outils avec les quantités préférées de bore sont coulés facilement en tant que rubans fragiles rapidement solidifiés avec des microstructures cristallines totalement homogènes. Ces rubans fragiles sont facilement transformés en poudres.Des pièces totalement denses consolidées à partir des poudres peuvent ensuite dtre traitées thermiquement pour acquérir des propriétés excellentes pour des outils d'usinage et pour des applications de résistance à l'usure ainsi que pour d'autres applications où les "aciers à outils" sont utiles. L'alliage fragile tel qu'obtenu après trempe devient ductile après un traitement thermique approprié. Des examens par diffraction aux rayons X de la structure atomique d'un certain nombre d'alliages contenant du bore rapidement solidifiéstelsqu'obtenç après trempe ont été effectués. Avec une teneur en bore inférieure à environ 1,4 % en poids dans les aciers rapides, une seule phase cristalline métastable cubique centrée est conservée après trempe rapide. A mesure que la teneur en bore dans les alliages augmente passé ce niveau, une phase amorphe commen ce à apparattre qui coexiste avec la phase cristalline, dans la condition après coulée. La structure de l'alliage T6 + 1,5 B consistait en la phase cubique centrée plus une petite quantité d'une structure amorphe Avec des teneurs en bore encore supérieures, la quantité de la phase amorphe augmente.Des alliages basés sur les aciers rapides a outils contenant environ 2% en poids de bore se forment géntralement avec principalement la phase amosphe; par exemple l'alliage T1 + 2,0 B tel qu'obtenu après trempe était amorphe. Ainsi, le procédé de solidification rapide quand appliqué a ces alliages complexes ayant de 0,1 & 1,5 % en poids de bore, fournit un produit cristallin métastable formé avec une homogénéité chimique de pratiquement 100% résultant de la solidification sans diffusion. En outre, les rubans cristallins rapidement trempés se sont avérés être fragiles ou cassants, c'est-d-dire présenter une faible ductilité. La ductilité d'un matériau est son aptitude à se déformer plastiquement sans cassure. Comme il est bien connu des spécialistes, la ductilité peut être mesurée par l'allongement ou la réduction en section dans un essai de traction ou par d'autres moyens usuels. Le degré de fragilité de rubans ou filaments peut être le plus facilement caractérisé par un simple essai de courbure. Par exemple, un ruban métallique peut être courbé pour former une boucle et le diamètre de la boucle est progressivement réduit jusqu'à ce que la boucle se casse. te diamètre de rupture de la boucle constitue une mesure de la ductilité. Plus le diamètre de rupture pour un ruban d'épaisseur donnée est faible, plus le ruban est considéré comme ductile. Alors que tous les alliages cristallins métastables tels qu'obtenus après trempe se sont avérés être tout à fait fragiles comparés aux aciers ! outils usuels (qui ne contiennent pas de bore) d'une part, et aux alliages amorphes tels qu'obtenus après trempe (avec des teneurs en bore élevées) d'autre part, la fragilité était la plus grande pour des alliages contenant de 0,5 à 0,9% en poids de bore. Il est constaté qu'alors que la phase métastable homogène telle qu'obtenue après trempe est très fragile, des traitements thermiques ultérieurs provoquant des transformations de phase peuvent être utilisés pour transformer l'alliage en un état résistant, ductile, avec des propriétés mécaniques hautement souhaitables, c'est-à-dire résistance élevée, dureté élevée et bonne résistance à l'usure. Dans un autre mode d'exécution, les rubans fragiles rapidement solidifiés, tels qu'obtenus après trempe, sont mécaniquement réduits en poudres de granulométrie souhaitée par des.appareillages et procédés connus, pour des étapes métallurgiques ultérieures de traitement des poudres. Les appareillages de broyage appropriés pour la réduction en poudres des rubans fragiles comprennent des moulins à billes, des moulins à tiges, des moulins à marteaux, des moulins à éner gis fluide et analogues. Si désiré, le broyage ou. réduction en poudres peut être réalisé sous une atmosphère protectrice inerte ou sous vide, pour empêcher l'oxydation.Un autre type de moulin approprié pour le broyage des rubans fragiles est constitué par un pulvérisateur à impact qui consiste en un rotor équipé de marteaux et qui est actionné à des vitesses de rotor élevées. L'action de broyage consiste en des impacts entre les marteaux se déplaçant rapidement et le matériau en cours de broyage, l'énergie des marteaux se dissipant elle-même en particules en raison de l'inertie, provoquant ainsi la cassure du ruban fragile en pièces, ce qui résulte en une réduction de la dimension des particulés. Après broyage, la poudre peut être tamisée, si désiré (par exemple à travers un tamis de 100 mesh (mailledel49m),demanière à fournir une poudre de granulométrie appropriée pour le traitement métallurgique de la poudre) afin d'enlever des particules de dimensions plus importantes. Les poudres peuvent en outre être séparées en fractions de particules dé sirées, par exemple en poudres de 325 mesh Waillede 44met en poudres d'une dimension de particules comprise entre 100 et 325 mesh (maille entre 149 et 44 pm). I1 est possible de consolider les poudres par des techniques appropriées de la métallurgie des poudres en pièces structurales totalement denses. Par exemple, les poudres rapidement solidifiées d'aciers à outils modifiés par du bore peuvent être tassées dans un conteneur (par exemple un conteneur en acier doux), lequel est ensuite mis sous vide et scellé. Le conteneur est préchauffé à des températures comprises entre 260 et 7600C, de préférence entre 540 et 6500G, pendant des durées suffisantes (de façon type entre 0,1 et 10 heures) pour provoquer la précipitation de carbures métalliques ultrafins tels que MC, M2C, M23C7 et analogues,et de borures métalliques tels que MB, M2B, M6B et analogues, avec une dimension des particules comprise entre 0,1 et 1 micron, de préférence entre 0,1 et 0,3 micron.Ce traitement adoucit d'une façon marquée l'alliage. Les traitements de consolidation et traitements thermiques ultérieurs décrits ci-dessous sont similaires à ceux qui seraient utilisés pour des aciers à outils standards. Le conteneur est ensuite chauffé à des températures comprises entre 950 et 12000C, de préférence entre 1010 et 10650C, températures auxquelles la consolidation est plus facile. Le conteneur est comprimé isostatiquement en lingots, disques, couronnes, blocs et analogues, extrudé à chaud en flingots, barres, tiges' et analogues, laminé à chaud en plaques, bandes, feuilles, forgé à chaud ou embouti à chaud sous toute forme désirée. Les borures sont conservés tels que pendant cette étape tandis que le carbone est présent partiellement en solution et partiellement en tant que carbures dans les éléments alliants. Les produits consolidés à chaud peuvent être obtenus en tant qu'alliages adoucis à température ambiante en contrôlant correctement le procédé de refroidissement pour éviter la martensite . Par exemple, l'alliage peut être recuit entre 810 et 9300C, de préférence entre 840 et 9000C, suivi par un refroidissement à raison d'environ 28 à 600 C par heure jusqu'à une température de 425 à 5400 C, de préférence à 4800 C, suivi par un refroidissement à l'air à la température ambiante. Les produits recuits peuvent avoir une dureté comprise entre 250 et 400 VHN, en général non supérieure à 300 VHN. La microstructure des produits recuits consiste en un mélange de ferrite, de particules de carbure6relativement grossières sphérodisées, de fines particules de carbures d'alliage et de fines particules de borures. Des outils d'usinage de toute géométrie désirée peuvent être usinés à partir des pièces recuites et ultérieurement traités thermiquement, c'est-à-dire par traitement de trempe et revenu , pour fournir l'outil final dur de propriétés désirées. Le traitement de trempe ou durcissement est similaire à celui utilisé pour des aciers à outils usuels et peut être effectué en chauffant les pièces à des températures comprises entre environ 980 et 1290 C, de préférence entre environ 1040 et 11200C, suivi par un refroidissement dans l'air, dans l'huile ou dans l'eau, en dessous de la température de transformation de l'austenite (phase cubique à faces centrées) en martensite (phase quadratique centrée). Les alliages durcis peuvent avoir une dureté de l'ordre de 1000-1400 VHN.Les outils durcis peuvent ensuite être soumis à un traitement de revenu à des températures comprises entre environ 290 et 5950C, pour obtenir la résistance ou ténacité désirée. Dans des conditions après traitement ther mique complet (c'est-à-dire durcis et revenus), les alliages peuvent avoir une dureté de l'ordre de 900-1200 VHN. L'addition de bore aux aciers rapides traités selon l'invention présente plusieurs effets bénéfiques. Le bore présente une solubilité solide négligeable z ns le fer. Du fer ou de l'acier contenant du bore dans la même fourchette que les alliages de l'invention présenteront des propriétés mécaniques non souhaitables quand ils seront coulés de façon usuelle en raison de la présence d'un réseau de borures eutectiques fragile, massif. Par trempe rapide à partir de la masse fondue, le bore est inclus dans la solution solide métastable de la phase ferrite (cubique centrée) en même temps que le carbone et d'autres métaux alliants. Pendant le chauffage initial (de préférence à 540-6500C) du matériau tel qu'obtenu après trempe en dessous de la température de transformation de la ferrite en phase austenite (cubique à racescentrées), c'est-à-dire la température d'austénitisation, le ferrite super-saturé se décompose en ferrite pauvre en soluté et en fins précipités de carbures d'alliage et de borures d'alliage . Pendant le chauffage au-dessus de la température d'austênitisation, lors des étapes de traitement thermique de consolidation ou de durcissement, de préférence entre 1010 et 11200C, tous les borures restent non dissous , tandis que quelques carbures sont pris en solution dans la phase austenite.A partir de cet état, les alliages peuvent être trempés à l'état solide, c'est-à-dire durcis pour transformer l'austenite en martensite, une phase quadratique centrée fortement super-saturée en carbone. La microstructure durcie ayant une dureté très élevée consiste en borures fins et en carbures en excès dispersés uniformément dans une matrice martensitique. Les alliages durcis peuvent être revenus par traitement thermique entre 290 et 5950C, pour provoquer la décomposition de la martensite en ferrite et carbures d'alliage fins. Dans une configuration, les aciers à outils contenant du bore, ayant subi un traitement thermique complet, tels que produits conformément à l'invention,consistent en une microstructure extrêmement uniforme d'une fine dispersion de carbures et borures d'alliage en excès dans une martensite revenue à grains fins. Une telle microstructure présente une dureté, une ténacité et une résistance à l'usure élevées, et une réponse améliorée au traitement thermique de durcissement et une stabilité dimensionnelle supérieure. Ces propriétés rendent ces matériaux u' les pour des applications dans lesquelles les aciers à outils usuels sont maintenant utilisés ou pour toutes les applications dans lesquelles des alliages de résistance élevée, particulièrement ceux conservant leur résistance à temperature élevée, sont utiles. En outre,conformément à l'invention, les alliages rapidement solidifiés, par exemple sous forme de poudres, peuvent être adoucis par recuit de façon à être susceptibles de subir un compactage à froid. Le matériau tel qu'obtenu après trempe est d'abord chauffé à 260-7600C (de préférence à 540-650 C) pour précipiter les carbures et borures ultra-fins. Ce matériau est ensuite recuit à 8l0-9500C1 suivi par un refroidissement lent à raison d'environ 28 à 600C par heure jusqu'à 425-540 C, suivi par un refroidissement à l'air à température ambiante. Les poudres recuites sont douces (de façon type environ 300 VHN) et présentent des microstructures consistant en carbures fins sphérodisés, particules de borures et ferrite.Les poudres recuites sont compactables à froid et peuvent être pressées à des pressions de l'ordre de 206 700 à 413 400 kPa (30000-60000 psi) en outils d'usinage de toutes formes désirées ayant une densité de compact non fritte etunerésistance suffisante pour une manipulation normale. Les produits compactés non frittés sont ultérieurement frittés et forgés à chaud ou pressés isostatiquement à chaud pour une densité totale. Les corps totalement denses sont ensuite traités thermiquement, c'est-à-dire trempés et revenus, pour qu'ils acquièrent la dureté et la ténacité désirées pour des applications pratiques.Les outils d'usinage à l'état totalement traités thermiquement (c'est-a-dire trempés et revenus), réalisés conformément à l'invention, ont une dureté de l'ordre de 900-1200 VHN, considérablement plus élevée que la dureté de l'ordre de 750 à 950 'mN des aciers rapides dépourvus de bores ou produits par les procédés usuels. Les microstructures des alliages selon l'invention sont au moins d'un ordre de grandeur plus fines et sont plus homogènes que les microstructures des aciers rapides produits par les procédés de l'état de la technique. Par exemple, un acier rapide du commerce AISI-T1 ayant la composition Ferestant C0,75Mn0,3Si0,3Cr4V1W18Mo0,7 (indications données en pourcent en poids) a été allié avec 0,9% en poids de bore et l'alliage modifié produit selon l'invention présente une dureté d'une valeur de 1200 'mN qui est beaucoup plus élevée que la dureté maximum de 940 'mN des aciers rapides du commerce AISI-T1 obtenus de façon usuelle, la dureté, dans les deux cas, étant mesurée après le traitement de recuit final. La microstructure de l'acier rapide à outil AISI-T1 plus 0,9% de bore selon l'invention est beaucoup plus uniforme avec une dispersion fine de particules de borures et de carbures ultrafines.La dureté supérieure et les propriétés mécaniques qui en découlent résultant des microstructures affinées de façon significative des présents alliages les rendra appropriés pour de nombreux outils d'usinage et pour de nombreuses applications où la résistance à l'usure est importante, ainsi que pour d'autres applications spécialisées dans lesquelles les "aciers à outils" sont utilisés. ExemPles 1 à 43 Des aciers à outils sélectionnés ont été alliés avec de 0,05 à 2% en poids de bore (voir tableau 1) et coulés par force centrifuge, c'est-à-dire qu'un jet fondu de chaque alliage est dirigé sur un cylindre de cuivre-béryllium en rotation. Avec 0,05% en poids de bore, les alliages montrent une faible capacité à être fabriqués, c'est-à-dire qu'ils ne forment pas de rubans rapidement solidifiés. Au-dessus de 0,1% en poids de bore, les alliages sont facilement fabriqués en tant que rubans solidifiés rapidement. Les rubans ont été soumis à des essais de ductilité par un essai de courbure; les rubans des alliages avec de 0,5 à 0,9% en poids de bore ont été trouvés comme étant les plus cassants. Les résultats des essais de coulée par force centrifuge sur les aciers à outils modifiés sont rassemblés dans le tableau 1.Dans le tableau 1, les désignations T1 + 0,05 B, T1 + 0,1 B, etc.. se réfè rent à l'acier rapide à outil du commerce T1 modifié par l'addition de bore dans une quantité de 0,05 % en poids, 0,1 X en poids, etc. Exemples 44 à 54. Les alliages du tableau 2 ont été soumis à une série de traitements thermiques caractéristiques de ceux qui seraient utilisés pour les consolider à chaud ; la consolidation réelle devrait se produire à l'étape 3 du traitement. Les alliages devraient généralement être utilisés dans la condition dans laquelle ils sont prêts à l'étape 4. Les rubans rapidement solidifiés des aciers rapides à outils modifiés par le bore selon l'invention ont été soumis à des essais auprès chaque étape de recuit pour determiner leur micro-dureté (Vickers- et pour leur ductilité en me- surant le diamètre de courbure à la rupture. Les rubans tels qu'obtenus après trempe zaprès trempe montraient des valeurs de dureté élevées, entre 1065 et 1288 VHN . Les rubans dans l'état après coulée étaient cassants comme montré par le grand diamètre de rupture dans l'essai de courbure (voir tableau 2). Les rubans tels qu'obtenus après coulée, contenant une seule phase de solution solide métastable (étape 1) ont été traités thermiquement à 7500C pendant deux heures, puis ont été soumis à un refroidissement à l'air (étape 2).Le traitement thermique a eu pour résultat la décomposition de la solution solide en une phase de ferrite pauvre en soluté, et en carbures et borures ultra-fins accompagnée par une diminution correspondante des valeurs de dureté jusqu'à des valeurs de l'ordre de 400-750 VHN et une augmentation de la ductilité à la courbure (voir tableau 2). Après l'étape 2, les rubans ont été durcis, c'est-à-dire austé- nitisés à 10800C pendant une demi-heure, puis ont été soumis à un refroidissement à l'air jusqu'à la température ambitante (étape 3). Pendant l'austénitisation, la ferrite se transfor me.en phase austénite (cubique à facescentrées)dissolvant partiellement les carbures formés au cours de l'étape 2 tandis que les borures restent inchangés. Le refroidissement à l'air jusqu'à latempérature ambiante transforme l'austenite en une martensite (réseau quadratique centré) qui contient une -fine dispersion des carbures en excès et des borures. Cette modification est accompagnée par une augmentation considérable de la dureté jusqu'à une valeur de l'ordre de 10501370 VHN et à une diminution de la ductilité à la courbure (voir tableau 2). A l'étape 4, les rubans obtenus après l'étape 3 sont traités à 4000C pendant deux heures puis refroidis à l'air à la température ambiante, la martensite étant recuite (adoucie) (c'est-à-dire décomposée en ferrite et en carbures secondaires), ce qui s'accompagne d'une petite diminution de la dureté, de 900 à 1200 'mN et d'une amélioration de la ductilité à la courbure (voir tableau 2). ExemPles 55-57 Les alliages du tableau 3 ont été soumis à une série de traitements thermiques caractéristiques de ceux qui seraient utilisés pour les presser à froid en une forme intermédiaire et pour les fritter ou presser ultérieurement jusqu'à une densité totale. Le pressage à froid interviendrait généralemenS entre les étapes 3 et 4. Les rubans tels qu'obtenus après trempe (étape 1) ayant des valeurs de dureté élevées (1000-1250 VHN) ont été traités à 7500C pendant deux heures (étape 2) pour décomposer la solution solide en une dispersion de particules de carbures et de borures ultra-fines dans une matrice de ferrite. Les rubans ont été ensuite recuits (étape 3) à 8700C puis refroidis lentement à raison d'environ 420C par heure jusqu'à 480 C puis ont été refroidis à l'air jusqu'à la température am@i@nte. Les rubans recuits étaient doux (300-425 VHN) et totalement ductiles jusqu'à une courbure de 1800. Les rubans recuits ont été ensuite durcis (étape 4) puis recuits (étape 5). Les produits finaux ont une dureté élevée utile (9501050 UHN) et une ductilité appropriée. Exemples 58 ê 60. Des exemples sont donnés ici d'aciers rapides contenant du bore selon l'invention, solidifiés rapidement sous forme de rubans, puis pulvérisés en poudres. Les alliages de compositions (58) T1 + 0,53B, (59) T 15 + 0,8B, et (60) M2 + 0,5B ont été rapidement solidifiés en rubans cassants. Les rubans ont ensuite été réduits en poudres par un pulvérisateur du commerce Bantam Mikro. Les poudres ont été tamisées à travers un tamis de 100 mesh (maille de 149um) Dans chaque cas, on a obtenu un rendent élevé de poudre avec de bonnes propriétés d'écoulement. ExemD1e 61. Cet exemple illustre la production d'aciers rapides modifiés sous forme de lingots, barres, plaques, cylindres, etc., par traitement thermo-mécanique de poudres rapidement solidifiées. Des poudres rapidement solidifiées présentant les compositions T1 + 0,53B et M2 + 0,5B et une dimension de particules comprise entre 25 et 100 microns sont tassées dans des bidons en acier doux. On fait le vide dans le bidon jusqu'à une pres sion de 10 3 torr et on le scelle par soudage soigné. Le bidon peut être pressé isostatiquement à froid à 413 400 kilo -pascals (60 000 psi), si désiré. Le bidon est préchauffé à 75O0C. Les poudres sont ensuite consolidées par pressage isostatique à chaud, extrusion à chaud ou laminage à chaud ou une combinaison de ces processus, pour fournir diverses pièces structurales telles que des lingots, des cylindres, des disques, des tiges, des plaques ou des bandes, suivant la forme du bidon et les conditions de consolidation. Exemple 62 Cet exemple illustre la production de parties d'outils d'usinage à partir de poudres rapidement trempées des aciers à outils modifiés contenant du bore. Les poudres sont traites thermiquement à 7450C pendant deux heures et sont ensuite adoucies jusqu'à une dureté de 450 VHN. Les poudres traitées thermiquement sont pressées à froid en pièces de formes diverses puis, entre 1040-12000C, frittées et pressées jusqu'à pleine densité. Un usinage final peut être mis en oeuvre pour finir la pièce,qui peut ensuite être traitée thermiquement pour qu'elle acquière la microstructure finale désirée et la dureté et la ténacité correspondantes. Exemple 63. Un exemple est donné ici pour un procédé de production en continu de poudres rapidement solidifiées d'aciers à outils contenant du bore. Des aciers rapides sont alliés avec 0,1 à 1,5% en poids de bore et fondus dans un four de fusion à induction ou à arc électrique. Le métal fondu est transféré du four dans une cuiller de coulée puis versé dans une cuve à multiples ouvertures. Les jets de métal fondu sont issus de la cuve et viennent frapper une surface en mouvement d'un substrat froid (c'est-à-dixe refroidi à l'eau), des rubans rapidement solidifiés étant alors produits à un débit d'environ 1800 mbtres/minute. Les rubans sont introduits dans un micro-pulvérisateur (moulin à marteaux)de capacité requise directement à leur sortie du substrat, et ainsi réduits en poudres. Revendications. 1. Alliage dont la composition est représentée par la formule généralisée pour acier rapide à outil Ferestant C0,5-1,6 Cr0-5 V0-6 Mo0-10 W0-20 Co0-15 (Mn, Si, Ni) 2. Alliage de composition représentée par la formule généralisée Ferestant C0,2-1,80 Cr0-20 Vo-20 Moo-20 Wo-30 C 0-20 (Mn Si et Ni) 3. Alliage selon la revendication 1 ou 2, caractérisé en ce qu'il est sous la forme d'un corps ayant une épaisseur d'au moins 0,1 mm mesurée dans sa dimension la plus petite. 4. Alliage selon la revendication 1 ou 2, caractérisé en ce qu'il est préparé à partir d'une masse fondue en cet alliage par un procédé de solidification rapide, et en ce qu'il est caractérisé par une structure cristalline métastable. 5. Alliage selon la revendication 1 ou 2, caractérisé par une structure à phase unique cubique centrée et par une dureté de l'ordre de 900 à 1300 'mN (kg/mm2). 6. Alliage selon l'une quelconque des revendications précédentes, caractérisé en ce qu'il se trouve sous forme de poudre. 7. Alliage caractérisé en ce qu'il est constitué par un alliage pour acier à outil du commerce, allié en outre avec du bore dans une teneur de 0,1 à 0,5% en poids, l'alliage comprenant une matrice riche en fer à grains fins, dans laquelle sont uniformément dispersés des carbures métalliques et. des borures métalliques, lesdits carbures et borures ayant un dimension moyenne de particules, telles que mesurées dans leur plus grande dimension, de moins de 0,3 micron. 8. Procédé de fabrication sous forme allongée d'un alliage constitué par un acier à outil du commerce allié en outre avec de 0,1 à 1,5% en poids de bore et caractérisé par une structure à phase unique cubique centrée et par une dureté de l'ordre de 900 à 1300 'mN (kg/mm2), caractérisé en ce que: (a) on forme une masse fondue de l'alliage; (b) on dépose la masse fondue sur une surface de refroidissement se déplaçant rapidement; et (c) on refroidit la masse fondue à raison d'environ 105 à 107 C/sec. 9. Procédé selon la revendication 8 , caractérisé en ce qu'ultérieurement on réduit en poudre la masse fondue refroidie. 10. Procédé selon la revendication 8 , caractérisé en ce que l'alliage est défini par la formule généralisée pour acier à outil Ferestant C0,2-1,80 Cr0-20 V-20 Mo0-20 W0-30 Co0-20 (Mn, Si, Ni)2 , dans laquelle le Ferestant peut contenir des impuretés accidentelles. TABLEAU I Résultats de la coulée par force centrifuge d'aciers à outils du Commerce à compositions modifiées par de petites quantités de bore sur un cylindre de Cu-Se rotatif, conformément à l'invention. Aptitude à etre Ductilité du Exemple Alliage Composition (% poids) fabriqué en ruban ruban après coulée (diamètre de rupture moyen(om) B C Si Mn Cr V W Mo Co Fe 1 T1 + 0,05B 0,05 0,75 ~0,3 ~0,3 4 1 18 0 7 - Reste nulle 2 T4 + 0,05B 0,05 0,75 " " 4,25 1 18,5 0,7 5 " nulle 3 T15+ 0,05B 0,05 1,55 " " 4,5 5 13 0,5 5 " nulle 4 M2 + 0,05B 0,05 0,85 " " 4 2 6 5 - " nulle 5 T1 + 0,1B 0,1 0,75 " " 4 1 17,98 0 7 - " faible 0,076 6 T4 + 0,1B 0,1 0,75 " " 4,25 1 18,48 0,7 5 " faible 0,091 7 M2 + 0,1B 0,1 0,85 " " 4 2 5 99 5 - " faible 0,089 8 T1 + 0,2B 0,2 0,75 " " 3,99 1 17,96 0,7 - " bonne 0,127 9 M2 + 0,2B 0,2 0,85 " " 3,99 2 5,99 4,99 - " bonne 0,140 10 T1 + 0,3B 0,3 0,75 " " 3,99 1 17,95 0,7 - " bonne 0,114 11 T1 + 0,4B 0,4 0,75 " " 3,98 1 17,93 0,7 - " excellente 0,152 12 T2 + 0,4B 0,4 0,85 " " 3,98 1,99 17,93 0,6 - " " 0,165 13 T4 + 0,4B 0,4 0,75 " " 4,23 1 18,43 0,7 4,98 " " 0,178 14 T5 + 0,4B 0,4 0,8 " " 4,23 1,99 18,43 0,8 7,97 " " 0,173 15 T6 + 0,4B 0,4 0,8 " " 4,23 1,79 19,42 0,7 11,95 " " 0,165 16 T15+ 0,4B 0,4 1,54 " " 3,98 4,98 12,95 0,5 4,98 " " 0,190 17 M1 + 0,5B 0,5 0,8 " " 3,98 1 1,49 8,46 - " " 0,266 18 M2 + 0,5B 0,5 0,85 " " 3,98 1,99 5,97 4,98 - " " 0,279 TABLEAU 1 (suite) Aptitude à Ductilité du ruban Exemple Alliage Composition (% poids) être fabriqué après coulée (dia en ruban mètre de rupturemètre B C Si Mn Cr V W Mo Co Fe moyen (om) ) 19 M3 + 0,5B 0,5 1,04 ~0.3 ~0.3 3,98 2,49 5,97 5,97 - Reste excellente 0,266 20 M4 + 0,5B 0,5 1,29 " " 4,48 3,98 5,97 4,48 - " " 0,279 21 M34 + 0,5B 0,5 0,9 " " 3,98 1,19 1,49 8,46 4,98 " " 0,254 22 T1 + 0,53B 0,53 0,75 " " 3,98 1 17,9 0,7 - " " 0,241 23 T15 + 0,53B 0,53 1,54 " " 4,48 4,97 12,93 0,5 4,97 " " 0,305 24 T15 + 0,65B 0,65 1,54 " " 4,47 4,97 12,92 0,5 4,97 " " 0,292 25 T15 + 0,65B 0,65 0,84 " " 3,97 1,99 5,96 4,97 - " " 0,279 26 T1 + 0,7B 0,7 0,74 " " 3,97 0,99 17,87 0,7 - " " 0,305 27 T15 + 0,7B 0,7 15,39 " " 4,47 4,97 12,9 0,5 - " " 0,310 28 M4 + 0,7B 0,7 1,29 " " 4,47 3,97 5,96 4,47 - " " 0,300 29 T1 + 0,8B 0,8 0,74 " " 3,97 0,99 17,86 0,7 - " " 0,322 30 T4 + 0,8B 0,8 0,74 " " 4,22 0,99 18,35 0,7 4,96 " " 0,312 31 T15+0,8BB 0,8 1,54 " " 4,46 4,96 12,9 0,5 4,96 " " 0,317 32 M2+0,9B 0,9 0,84 " " 3,96 7,86 5,95 4,96 - " " 0,345 33 M34+0,9B 0,9 0,89 " " 3,96 1,19 1,49 8,42 4,96 " " 0,327 34 T1 + 1,0B 1 0,74 " " 3,96 0,99 17,82 0,7 - " " 0,241 35 T4 + 1,0B 1 0,74 " " 4,21 0,99 18,32 0,7 4,95 " " 0,223 36 M2 + 1,1B 1,1 0,84 " " 3,96 1,98 5,93 4,95 - " " 0,178 37 M4 + 1,2B 1,2 1,28 " " 4,45 3,95 5,93 4,45 - " " 0,135 38 T6 + 1,5B 1,5 0,79 " " 4,19 1,77 1,92 0,69 11,82 " " 0,081 TABLEAU 1 (suite) Aptitude à Ductilité du ruban Exemple Alliage Composition (% poids) être fabriqué après coulée (diamètre B C Si Mn Cr V W Mo Co Fe en ruban de rupture moyen (cm) ) 39 T1 + 1,8B 1,8 0,74 0,3 0,3 3,93 0,98 17,68 0,69 - Reste excellente 0,013 40 T1 + 2,0B 2 0,74 0,29 0,29 3,92 0,98 17,64 0,69 - " " 0,013 41 H26 + 0,5B 0,5 0,50 " " 3,98 1,00 17,91 0,7 " " 0,279 42 H21 + 1,0B 1,0 0,35 " " 3,48 - 9,41 0,7 " " 0,236 43 H13 + 1,0B 1,0 0.35 " " 4,95 0,@9 - 1,49 - " " 0,157 TABLEAU 2 Dureté et ductilité à la courbure des aciers à outils selon l'invention dans les conditions après coulée et après traitement thermique. Etape 1 Etape 2 Etape 3 Etape 4 Après coulée Après l'étape 1, les ru- Après l'étape 2, les Après l'étape 3, les bans ont été traités à rubans ont été trai- rubans ont été traités Dureté Vickers Ductilité 750 C pendant 2h, puis tés à 1080 C pendant à 400 C pendant 2 h VHN des ru- refroddis à l'air 1/2h puis refroidis à puis refroidis à l'air. bans (dia- l'air. métre de Exemple Alliages rupture Dureté Ductilité dia- Dureté Ductilité dia- Dureté Ductilité moyen/cm) VHN mètre de rup- VHN. mètre de rup- VHN diamétre de ture (cm) ture (cm) rupture (cm) 44 T1 + 0,53B 1126 0,241 453 0,013 1065 0,140 988 0,089 45 T15+ 0,4B 1101 0,190 423 0,013 1049 0,114 946 0,076 46 T15+ 0,53B 1126 0,305 464 0,013 1081 0,147 929 0,089 47 M2 + 0,5B 1065 0,279 437 0,013 1101 0,165 960 0,096 48 M34+ 0,5B 1081 0,254 493 0,058 1169 0,170 974 0,109 49 M2 +0,65B 1115 0,279 514 0,063 1065 0,152 1080 0,114 50 T1 +0,7B 1186 0,305 528 0,051 1136 0,140 1056 0,102 51 T1 + 0,8B 1207 0,322 572 0,089 1101 0,211 1045 0,160 52 T15+0,8B 1226 0,317 606 0,089 1246 0,178 1159 0,140 53 T1 + 1,0B 1226 0,241 669 0,076 1355 0,190 1065 0,122 54 T4 + 1,0B 1288 0,223 750 0,094 137@ 0,178 1205 0,127 TABLEAU 3 Dureté et ductilité à la courbure de rubans d'aciers à outils modifiés dans des conditions après coulée et après divers traitements thermiques Etape 1 Etape 2 Etape 3 Etape 4 Etape 4 après trempe Après l'étape 1, Après l'étape 1, les Après l'étape 3, Après l'étape 4, (après coulée) les rubans sont rubens sont recuits les rubans sont les rubans sont traités à 750 C par traitement ther- traités à 1080 C traités à 400 C pendant 2h. puis mique à 870 C pen- pendant 1/2 h, pendant 2 h, puis refroidis à l'air dant 1h, puis re- puis refroidis refroidis à l'air jusqu'à tempéra- froidis à raison de à l'air jusqu'à jusqu'à température ture ambiante. 42 C par heure jus- température am- embiante. qu'à 480 C, puis re- biante. froidis à l'air jus qu'à température am biante. Exemple Alliages Dureté Ductilité Dureté Ductili- Dureté Ductilité Dureté Ductili- Dureté Ductilité VHN diamètre VHN, té dia- VHN diamètre VHN té dia- VHN diamètre de rupture mètre de de ruptu- mètre de rupture (cm) rupture re (cm) de ruptu- (cm) (cm) re (cm) 55 T1-0,5B 1126 0,241 453 0,013 327 0,008 1088 0,165 973 0,084 56 M2-0,5B 1065 0,279 437 0,013 318 0,008 1049 0,147 960 0,089 57 T15-0,8B 1226 0,317 606 0,089 423 0,008 1205 0,188 1049 0,076