INPI-France/Brevets-Francais-2024-Chunked huggingface dataset:
Le procédé 100 comprend ensuite une autre étape de gravure 103 de la première couche 21, telle qu’illustrée par la , de manière à former, une deuxième tranchée 42 et troisième tranchée 43 de part et d’autre du guide d’onde 11 et de la chaufferette 12. Il peut également s’agir d’une gravure anisotrope réalisée selon la direction Z, à travers un masque dur. La gravure 103 est réalisée de manière à intersecter chaque première tranchée 41 de sorte que celles-ci débouchent dans la deuxième tranchée 42 et dans la troisième tranchée 43.
Le procédé 100 comprend enfin une étape de formation 104 d’une deuxième couche en matériau diélectrique, telle qu’illustrée par la , s’étendant parallèlement à la surface supérieure de la première couche 21. Le matériau diélectrique formant la deuxième couche 22 peut également être un oxyde semiconducteur tel que le SiO 2 . Elle est formée par dépôt ou par collage d’une couche en matériau diélectrique sur la première couche 21 de manière à recouvrir chaque tranchées 41, 42, 43.
Selon une variante, illustrée par la , l’étape de formation de la deuxième couche 104 peut comprendre quatre sous-étapes 104a, 104b, 104c et 104d, illustrées par les , et . Cette variante permet notamment de s’assurer que la deuxième couche 22 ne s’effondre pas dans les tranchées 41, 42, 43 lors de sa formation.
Ainsi, l’étape de formation 104 comprend dans un premier temps, avant l’étape de gravure 103 des deuxième et troisième tranchées 42, 43, une sous-étape de remplissage 104a de chaque première tranchée 41 avec un matériau sacrificiel 1041, telle qu’illustrée par la . Le matériau sacrificiel 1041 est par exemple du SiO 2 , du SiN, du Ge ou une résine polymère. L’étape de remplissage 104a comprend également le polissage d’un excédent de matériau sacrificiel 1041 jusqu’à atteindre la surface supérieure de la première couche 21.
L’étape de formation 104 comprend également, une sous-étape de dépôt 104b de la deuxième couche 22 sur la première couche 22 de manière à recouvrir complètement le matériau sacrificiel 1041 dans les première tranchée 41. Le matériau sacrificiel 1041 fournit ainsi un support permettant d’éviter que la deuxième couche 22 ne s’affaisse.
Dans cette variante, l’étape de gravure 103 des tranchées latérales 42, 43 est réalisée à travers la deuxième couche 22. Les tranchées latérales 42, 43 débouchent alors sur la surface supérieure de la deuxième couche 22.
Avantageusement la pièce métallique selon l’invention est caractérisée en ce que :
son coefficient d’expansion linéaire est inférieur à 3,5 10 -6 /°C, avantageusement inférieur à 3,4 10 -6 /°C, plus avantageusement ≤ 3,3 10 -6 /°C entre 30°C et 200°C selon la norme ASTM E228-17 (2017) et/ou elle présente une résistance à la rupture en traction supérieure à 1000MPa, avantageusement supérieure ou égale à 1100MPa selon la norme ISO6892-1 (2019) et/ou elle présente une dureté HV30 supérieure à 350HV, en particulier supérieure à 360HV, plus particulièrement supérieure à 370HV, encore plus particulièrement supérieure à 375HV, selon la norme ISO 6507-1 (2018).
La présente invention concerne enfin l’utilisation d’une pièce métallique selon l’invention ou obtenue par un des procédés selon l’invention pour la fabrication de bandages pneumatiques ou non pneumatiques, de chenilles en caoutchouc, de roues pour véhicules, c’est-à-dire ayant une fonction de mobilité et/ou de parties de bandages pneumatiques ou non pneumatiques, de chenilles en caoutchouc ou de telles roues.
La présente invention sera mieux comprise à la lecture de la description des exemples qui suivent qui sont donnés à titre indicatif non limitatif.
Dans les exemples, sauf indication contraire, tous les pourcentages sont exprimés en poids, la température est exprimée en degré Celsius et la pression est la pression atmosphérique.
Exemples Différentes pièces métalliques constituées des alliages à base de fer dont les compositions sont indiquées dans les tableaux 1 et 3 sont fabriquées. Les mesures de propriétés sont répertoriées dans les tableaux 2 et 4.
Le Tableau 1 présente un exemple 1 d’alliage à base de fer pour une pièce métallique selon la présente invention, renforcé par la précipitation de phase γ’’ (gamma seconde) en proportion capable de durcir correctement l’alliage. Un alliage de type Invar 36 standard, sans éléments de durcissement, avec les mêmes niveaux de résiduels a été produit comme référence, ainsi que quatre alliages de contre exemples.
Le contre-exemple 1 est un alliage à base de fer renforcé par la phase γ’’ (gamma seconde) dans une teneur inférieure à celle de l’alliage d’une pièce selon l’invention (la teneur en Nb est inférieure à 4,75 en pourcentage en poids de la composition totale).
Le contre-exemple 2 est un alliage à base de fer renforcé par la précipitation de carbures de molybdène, avec une teneur en Mo de 3,97 en pourcentage poids et une teneur en C de 0,236 en pourcentage poids.
Le contre-exemple 3 est un alliage à base de fer renforcé par la précipitation de carbures de molybdène et de niobium, avec des teneurs en pourcentage poids de 3,95 en Mo, 0,475 en Nb et 0,212 en C. Ces teneurs en Mo, Nb et C sont dans les fenêtres revendiquées par la demande de brevet WO03025239 avec une teneur en Mo de 1,5 à 6, une teneur en Nb inférieure ou égale à 0,5 et une teneur en C de 0,2 à 0,4.
Le contre-exemple 4 est un alliage à base de fer renforcé par la précipitation de carbures de vanadium, avec une teneur de 0,899 en V et de 0,204 en C. Ces teneurs en V et C sont très proches de celles de l’Invar–V de la publication Nakama et al. (Metallogr. Microstruct. Anal. (2 (2013) 383-387), avec une teneur en V de 0,8 et en C de 0,203.
Eléments Exemple 1 Référence Invar 36 Contre-exemple 1 Contre-exemple 2 Contre-exemple 3 Contre-exemple 4 Fe + impuretés solde solde solde solde solde solde Ni 40,2 ± 0,3 36,1 ± 0,3 38,1 ± 0,2 35,6 ± 0,2 35,5 ± 0,3 35,7 ± 0,3 Co Cr Nb 5,190 ± 0,005 - 2,810 ± 0,005 - 0,475 ± 0,004 - V - - - - - 0,899 ± 0,005 Mo - - - 3,97 ± 0,02 3,95 ± 0,03 - C 0,042 ± 0,0016 0,035 ± 0,0012 0,035 ± 0,0014 0,236 ± 0,0026 0,212 ± 0,0016 0,204 ± 0,0021 N 0,0084 ± 0,0012 0,0046 ± 0,0008 0,007 ± 0,0014 0,0043 ± 0,0009 0,0077 ± 0,0010 0,0047 ± 0,0009 O 0,0015 ± 0,0005 0,002 ± 0,0008 0,0016 ± 0,0005 0,002 ± 0,0009 0,003 ± 0,0003 0,00087 ± 0,0003 Mn 0,027 ± 0,005 0,028 ± 0,005 0,021 ± 0,005 0,03 ± 0,005 0,029 ± 0,005 0,035 ± 0,005 Si 0,464 ± 0,005 0,396 ± 0,043 0,478 ± 0,005 0,47 ± 0,005 0,463 ± 0,0047 0,482 ± 0,005 S 0,00024 ± 0,00010 0,00049 ± 0,00010 0,00042 ± 0,00010 0,0004 ± 0,00010 0,00042 ± 0,00010 0,00067 ± 0,00010 P
Le Tableau 2 présente les résultats de résistance mécanique maximale, Rm (selon la norme ISO 6892-1:2019) à température ambiante, de dureté Vickers HV30 (selon la norme ISO 6507-1:2018) à température ambiante, et de coefficient d’expansion thermique entre 30 et 200°C (CET) mesuré selon la norme ASTM E228-17(2017) pour l’exemple 1, la référence d’Invar 36 et les 4 contre exemples après la mise en œuvre suivante : élaboration au four sous vide (VIM) de lingotins de 6kg, homogénéisation à 1240°C pendant 4 heures, forgeage à chaud par étirage au pilon avec un taux de déformation entre 80 et 90% suivi d’un refroidissement à l’air et d’un traitement thermique. Le traitement thermique final est différent selon les alliages, et les résultats reportés sont les meilleurs obtenus. L’exemple 1 a subi un vieillissement à 600°C pendant 5h suivi d’un refroidissement air, les contre-exemples 1, 2 et 3 ont subi un vieillissement de précipitation à 650°C pendant 5h suivi d’un refroidissement air, l’alliage de référence Invar 36 a subi un traitement à 1100°C pendant 1h suivi d’un refroidissement eau, et le contre-exemple 4 a subi une mise en solution à 1250°C pendant 1h suivi d’un refroidissement eau et un vieillissement à 650°C pendant 5h suivi d’un refroidissement air.
La stratégie de renfort par précipitation de phase γ’’ (gamma seconde) utilisée pour renforcer l’alliage permet d’obtenir le meilleur durcissement pour une augmentation limitée du CET, comparé à l’Invar 36 de référence et aux 4 contre-exemples produits avec les mêmes niveaux de résiduels et à iso-gamme de transformation. De plus, le faible niveau de dureté du contre-exemple 1, avec une teneur de Nb à 2,81, montre qu’il est nécessaire d’avoir une teneur en Nb supérieur à 4,75 pour obtenir le renforcement souhaité. Il n’est en revanche pas souhaitable d’aller au-delà de 5,5 car cela dégraderait trop le CET et cela pourrait induire la précipitation de phases non souhaitées.
Par ailleurs, ces résultats montrent la forte influence de la gamme de transformation, et en particulier des étapes de filage ou étirage à froid dans le durcissement. En effet, le contre-exemple 3, dont les teneurs en Mo, Nb et C sont dans les fenêtres revendiquées par le brevet WO03025239, présente un Rm égal à 795MPa contre 1300MPa pour le fil produit selon le brevet WO03025239. La comparaison des résultats obtenus pour le contre-exemple 4, avec un Rm égal à 794MPa à celui de la publication de Nakama et al. (Metallogr. Microstruct. Anal. 2 (2013) 383-387), avec un Rm de 1010MPa après des étapes de transformation à froid, confirme cet apport de la transformation dans le durcissement.
Il en ressort qu’à iso gamme de transformation, la stratégie de renforcement de l’alliage avec un taux de Ni entre 38,0 et 42,0, un taux de Nb entre 4,750 et 5,500 et un taux de C entre 0,010 et 0,100 permet d’apporter le meilleur compromis entre durcissement et bas CET.
DEMELAGE D'ATTRIBUTS PENDANT LA MANIPULATION
Il existe une méthode et/ou une technique, conformément à un mode de réalisation, pour minimiser les emmêlements d’attributs sémantiques. Les emmêlements d’attributs peuvent (par ex. quelquefois) apparaître pendant l’interpolation de code latent suivant les directions trouvées décrites ci-dessus. Comme utilisé ici et comme l'appréciera l'homme du métier, deux attributs sémantiques ou plus sont emmêlés lorsque, pendant l’interpolation, la manipulation d’un attribut sémantique affecte l’autre ou d'autres des deux attributs ou plus. On observe que l’interpolation le long des directions d’origine peut altérer les sémantiques non-cibles, mais de tels effets peuvent occasionnellement être éliminés en excluant aléatoirement les dimensions dans le vecteur de direction utilisé pour l’interpolation. Par conséquent, on suppose que dans le vecteur directionnel dimensionnel découvert, seules certaines dimensions sont responsables de la modification de l’attribut sémantique cible, tandis que les autres dimensions indiquent un biais appris à partir des données de formation. Par exemple, dans la direction qui augmente l’âge d’une personne, des lunettes apparaissent pendant la manipulation, car les lunettes et l’âge sont corrélés dans les données.
Grad-CAM [SCD + 17] est une technique de localisation par discrimination de classe qui fournit des explications visuelles pour les modèles basés sur CNN à l’aide d’informations de gradient. Conformément à une méthode et/ou une technique décrite ici, les dimensions sont filtrées sur la base des amplitudes de gradient de la fonction de notation sémantique. Il en résulte des contrôles plus démêlés. Grad-CAM mesure notamment l’importance des neurones par :
, ( 4 )
où le gradient de la note de la classe par rapport à la carte d’activation à toutes les dimensions de largeur et de hauteur est globalisé en moyenne. La carte de densité finale est obtenue en calculant :
Conformément à un mode de réalisation, est considéré comme la seule carte d’activation, et l’importance de la -ème dimension est calculée par
Par définition de gradients, la valeur de à sa -ème dimension indique le taux de changement de induit par un petit changement de à la même dimension. De manière intuitive, les dimensions en ayant un plus grand ont plus d’influence sur , et celles en ayant des plus petits sont moins pertinentes. Cependant, de telles dimensions non pertinentes peuvent avoir des amplitudes de gradient élevées lors du calcul du contrôle pour un autre attribut sémantique , . Donc, même une petite quantité de changement de ces dimensions pendant l'optimisation pour la -ème sémantique pourrait potentiellement affecter , ce qui entraînerait un problème d'emmêlement d'attributs. Par conséquent, conformément à un mode de réalisation, les dimensions du gradient pour tout -ème attribut sémantique avec non inférieur à un certain seuil sont considérées comme importantes, tandis que toute dimension importante dans la prédiction de l’attribut sémantique qui semble être couplée à la cible depuis la direction cible est exclue. Selon un mode de réalisation, même les dimensions importantes pour peuvent être masquées si est emmêlé avec et qu'ils partagent des dimensions importantes.
La Fig. 3 décrit les opérations 300, sous une forme de pseudocode, pour calculer la nouvelle direction avec des attributs démêlés conformément à un mode de réalisation. À la ligne 1, on note que la sémantique cible est emmêlée avec une autre dans la direction . À la ligne 2, on note que la fonction de notation , pour la sémantique emmêlée est et un seuil de est établi pour identifier les gradients importants (c’est-à-dire grandes amplitudes de gradient). À la ligne 3, le gradient ( ) de la sémantique emmêlée est déterminé à partir de sa fonction respective. À la ligne 4, chacun des éléments dimensionnels est examiné par rapport à , où les éléments . À la ligne 5 où les gradients sont identifiés par le seuil, des amplitudes de gradient correspondantes dans les dimensions pour sont mises à 0 : pour , et une forme finale de est retournée (par ex. fournie) à la ligne 6.
À chaque étape, pour augmenter la note sémantique une fois avec la -ème sémantique démêlée, est mis à jour avec :
avec calculé suite aux opérations 300 de l’algorithme de pseudocode de la Fig. 3. Il sera entendu que les opérations peuvent boucler et se répéter de telle sorte est calculé plusieurs fois pour poursuivre l’interpolation le long de la direction de l’attribut sémantique cible, par exemple, jusqu’à ce qu’une image (par ex., 104B) présentant les caractéristiques souhaitées soit produite.
DETAILS DE MODE DE REALISATION
Conformément à un mode de réalisation, la partie de GAN de la structure d’architecture de réseau 102 (par ex. GAN 108) adapte la structure de StyleGAN2 [KLA + 20], par exemple comme pré-formée sur l’ensemble de données FFHQ [KLA18]. L’optimisation est effectuée dans le espace de StyleGAN2 [KLA + 20]. 400 images ont été générées avec StyleGAN2, parmi lesquelles 30 images ont été sélectionnées manuellement comme échantillons positifs/négatifs pour chaque sémantique cible, et 10 % des paires sélectionnées ont été utilisées pour l’évaluation. Plusieurs classificateurs binaires (par ex. cas respectifs de 110) ont été formés pour différentes sémantiques cibles simultanément de manière à apprendre plusieurs étiquettes, minimisant la somme de toutes les pertes d’entropie croisée binaire. Conformément à un mode de réalisation, chaque classificateur (par ex. f k ) comprend deux couches entièrement connectées, avec une taille de couche cachée égale à 16, une activation ReLU et une activation Sigmoïde à son neurone de sortie. Pour le seuil de filtrage , il a été déterminé, par exemple par expérience, que la 100-ème amplitude de gradient la plus grande de canaux de fonctionne bien dans la pratique. Pour la valeur, 0,4a été utilisé dans toutes les expériences.
Selon un mode de réalisation alors, pour supprimer les dimensions du vecteur de gradient qui sont importantes pour l’attribut sémantique , donc est emmêlé avec , le vecteur de gradient pour est déterminé. Chaque dimension de ce vecteur est évaluée (par ex. une forme de tri peut être effectuée) pour déterminer la 100 - ème valeur la plus grande, en utilisant la valeur absolue pour la dimension. Cette 100 -ème valeur la plus élevée devient le seuil , par rapport à lors du filtrage. Pour chaque -ème dimension dans le vecteur de qui est supérieure ou égale à la 100 - ème valeur la plus élevée, cette -ème dimension correspondante est réglée sur 0 dans le vecteur de . Pour chaque attribut sémantique emmêlé avec , le vecteur de gradient de est déterminé et évalué pour de la même manière, puis les dimensions respectives sont masquées dans le vecteur de gradient de .
De tels acides aminés basiques peuvent de préférence être choisis parmi ceux répondant à la formule (IV) ci-dessous : (IV)
En particulier la composition d’alliage à la base de la pièce métallique selon l’invention comprend en pourcentages en poids de la composition totale : Azote ≤ 0,030, avantageusement ≤ 0,020, en particulier ≤ 0,010, et/ou Oxygène ≤ 0,040, avantageusement ≤ 0,035.
La limitation de la teneur en azote permet de limiter la formation de nitrures dans l’alliage qui pourrait être néfaste au CET. La teneur en azote est mesurée avec une incertitude absolue de ±0,0012%.
La limitation de la teneur en oxygène permet de limiter la formation d’oxydes qui pourrait être néfaste au CET et à la ductilité de l’alliage. De telles teneurs en oxygène peuvent paraitre surprenantes au regard des procédés conventionnels mais le fractionnement du métal sous forme de poudre induit un ratio surface/volume très élevé qui va tendre à fortement augmenter la teneur en oxygène de l’alliage. Celle-ci augmentera davantage si le procédé de fabrication des poudres n’est pas suffisamment contrôlé. La teneur en oxygène est mesurée avec une incertitude absolue de ±0,0019%.
Avantageusement la teneur en hydrogène de la composition d’alliage à la base de la pièce métallique selon l’invention ≤ 0,0050% en poids de la composition totale. La limitation de la teneur en hydrogène permet de limiter la fragilisation de l’alliage. La teneur en hydrogène est mesurée avec une incertitude absolue de ±0,0005%.
Avantageusement la teneur en soufre de la composition d’alliage à la base de la pièce métallique selon l’invention est ≤0,0150% en poids de la composition totale, avantageusement ≤0,0050% en poids de la composition totale. La limitation de la teneur en soufre permet de limiter la formation de phases à faible point de fusion telles que du FeS qui mouillerait les joints de grains ce qui est néfaste pour l’alliage. En effet ces phases ont une très faible résistance mécanique et leur présence réduirait donc les caractéristiques mécaniques de l’alliage. La teneur en soufre est mesurée avec une incertitude absolue de ±0,0001%.
Avantageusement la teneur en phosphore de la composition d’alliage à la base de la pièce métallique selon l’invention est ≤0,0150% en poids de la composition totale, avantageusement ≤0,0050% en poids de la composition totale. La limitation de la teneur en phosphore permet de limiter la formation de phases à faible point de fusion telles que Fe 3 P qui s’accumulerait dans les joints de grains et qui sont donc néfastes pour l’alliage en réduisant sa résilience. La teneur en phosphore est mesurée avec une incertitude absolue de ±0,0001%.
Avantageusement la teneur en l’aluminium de la composition d’alliage à la base de la pièce métallique selon l’invention est ≤0,100% en poids de la composition totale. La limitation de la teneur en aluminium permet de limiter la formation d’éventuelles phases intermétalliques entre Ni et Al, comme par exemple la phase γ’ (gamma prime) qui aurait pour conséquences la formation de précipités potentiellement plus gros que les précipités γ’’ (gamma seconde) et qui diminuerait la teneur en Ni dans l’austénite. Cela aurait pour conséquence une augmentation du CET. La teneur en aluminium est mesurée avec une incertitude absolue de ±0,005%.
Avantageusement la teneur en titane de la composition d’alliage à la base de la pièce métallique selon l’invention est ≤0,100% en poids de la composition totale. La limitation de la teneur en titane permet de limiter la formation d’éventuelles phases intermétalliques entre Ni et Ti, comme par exemple la phase γ’ (gamma prime) ou la phase η (êta) qui aurait pour conséquences la formation de précipités potentiellement plus gros que les précipités γ’’ (gamma seconde) et qui diminuerait la teneur en Ni dans l’austénite. Cela aurait pour conséquence une augmentation du CET. La teneur en titane est mesurée avec une incertitude absolue de ±0,005%.
Avantageusement la teneur en vanadium de la composition d’alliage à la base de la pièce métallique selon l’invention est ≤0,100% en poids de la composition totale. La limitation de la teneur en vanadium permet de limiter la formation de carbures de vanadium grossiers qui auraient un impact néfaste sur le CET. La teneur en vanadium est mesurée avec une incertitude absolue de ±0,007%.
Avantageusement la teneur en molybdène de la composition d’alliage à la base de la pièce métallique selon l’invention est ≤0,020% en poids de la composition totale. La limitation de la teneur en molybdène permet de limiter la formation de carbures de molybdène grossiers qui auraient un impact néfaste sur le CET. La teneur en molybdène est mesurée avec une incertitude absolue de ±0,003%.
Avantageusement la teneur en calcium de la composition d’alliage à la base de la pièce métallique selon l’invention est ≤0,015% en poids de la composition totale. La limitation de la teneur en calcium permet de limiter la formation d’inclusions néfastes pour l’alliage. La teneur en calcium est mesurée avec une incertitude absolue de ±0,005%.
Avantageusement la teneur en cuivre de la composition d’alliage à la base de la pièce métallique selon l’invention est ≤0,010% en poids de la composition totale. La limitation de la teneur en cuivre permet de limiter la formation de précipités de Cu dans les joints de grain qui pourraient être néfastes pour le CET et pour les propriétés mécaniques de l’alliage. La teneur en cuivre est mesurée avec une incertitude absolue de ±0,002%.
Avantageusement la teneur en magnésium de la composition d’alliage à la base de la pièce métallique selon l’invention est ≤0,015% en poids de la composition totale. La limitation de la teneur en magnésium permet de limiter la formation d’inclusions néfastes pour l’alliage. La teneur en magnésium est mesurée avec une incertitude absolue de ±0,005%.
De manière préférée, la composition d’alliage à la base de la pièce métallique selon l’invention présente une teneur en impureté inévitable choisie parmi l’azote (N), l’oxygène (O), l’hydrogène (H), le soufre (S), le phosphore (P), l’aluminium (Al), le titane (Ti), le vanadium (V), le molybdène (Mo), le calcium (Ca), le cuivre (Cu), le magnésium (Mg) et leurs mélanges répondant à au moins une, de préférence au moins deux, de manière préférée au moins trois et de manière préférée à la totalité des conditions suivantes :
azote ≤ 0,030% en poids de la composition totale ; oxygène ≤ 0,040% en poids de la composition totale ; hydrogène ≤ 0,0050% en poids de la composition totale ; soufre ≤0,0150% en poids de la composition totale ; phosphore ≤0,0150% en poids de la composition totale ; aluminium ≤0,100% en poids de la composition totale ; titane ≤0,100% en poids de la composition totale ; vanadium ≤0,100% en poids de la composition totale ; molybdène ≤0,020% en poids de la composition totale ; calcium ≤0,015% en poids de la composition totale ; cuivre ≤0,010% en poids de la composition totale ; magnésium ≤0,015% en poids de la composition totale.
La composition d’alliage à la base de la pièce métallique selon l’invention comprend donc du Nickel (Ni) en une teneur en % en poids par rapport au poids total de la composition comprise dans la gamme 38,0 – 42,0, avantageusement 39,0 – 42,0, encore plus avantageusement 39,5 – 42,0. En effet le Nickel assume deux rôles dans l’alliage : le premier est de conférer à l’alliage son caractère invar c’est-à-dire de bas CET jusqu’à environ 200°C et le second est de participer au durcissement de l’alliage par la formation de précipités γ’’ (gamme seconde) ou δ (delta) tous deux de composition Ni 3 Nb. La teneur minimale de 38,0% de nickel est nécessaire pour qu'il reste 36% de Ni en substitution dans l'austénite après précipitation de toute la phase γ'' (gamma seconde) possible afin d'être dans la condition optimale de CET. Il n’est pas souhaitable que la teneur en Ni dépasse 42% car alors il pourrait y avoir trop de Ni en substitution dans la matrice, ce qui serait néfaste pour le CET. La teneur en nickel est mesurée avec une incertitude absolue de ±0,3%.