La présente Invention concerne ion procédé qui permet de rendre plus résistants des aciers austénitiques contenant du chrome, du nickel ou à la fois du chrome et du nickel. Ce procédé implique l'incorporation dans l'acieijâus.ténitique d'un dispersoï-5 de de nitrure, par exemple du nitrure de titane, par nitruration interne de cet acier, qui contient une quantité suffisante d'un métal composant apte à donner un nitrure offrant une énergie libre de formation supérieure à - 21.000 calories par mole, pour produire entre particules du dispersoïde un éeart inférieur à 10 microns 10 et, de préférence, à 2 microns. Les progrès de l'industrie aérospatiale ont été l'occasion d'un grand besoin en matériaux à propriétés et aptitudes améliorées à haute température. On a proposé de nombreuses matières pour répondre à ce besoin. L'invention permet de produire un acier 15 auiténi tique qui, contenant du chrome, du nickel ou à la fois du ehrose et du nickel, ci-après désigné par l'expression "acier austénitique inoxydable", offre une résistance et d'autres propriétés à température élevée assez améliorées pour le rendre bien appreprié aux exigences de l'industrie aérospatiale. Les aciers 20 austénitiques inoxydables conformes à l'invention sont très bien adaptés aux applications en service à température supérieure à 760*C. Les propriétés de ces aciers s'obtiennent par leur nitruration interne, afin de former, en tant que dispersolde, un nitrure à grande énergie libre de formation. 25 De nombreuses techniques sont connues pour renforcer des matières par dispersion. Il faut alors une structure à deux phases, constituée par dispersion de particules dures dans une matrice résistante, mais ductile. On obtient les propriétés lés meilleures si l'écart entre particules est petit et si la phase dure est sta-30 ble dans la matrice ductile, quand il y a exposition à température élevée sur de grandes durées. La technique la plus ordinaire qu'on utilise pour la consolidation par dispersion consiste en un durcissement de précipitation, dans lequel on maintient une solution solide instable à 35 une température où la mobilité des atomes est suffisante pour que les phases à solubilité réduite précipitent à petite échelle de la matrice. Mais ces compositions ne peuvent pas normalement s'utiliser longtemps au-dessus de la température de précipitation, car il y a possibilité de résolution, de croissance ou à la fois de réso-40 lution et croissance des particules précipitées, avec pour résul 69 18315 2 2010519 tat une perte de résistance. Une deuxième manière d'approcher la consolidation par dispersion implique l'usage d'une matière de genre réfractaire, comme l'oxyde de thorium, dispersée dans une matrice métallique, 5 par exemple de nickel ou d'un alliage de nickel. Une troisième approche se révèle encore dans une technique qui englobe l'oxydation interne d'un composant métallique. Dans ce procédé, la matière qui contient un formateur d'oxyde puissant est maintenue dans une atmosphère oxygénée-qui est réduc-10 trice pour la matière de base, mais pas pour le formateur d'oxyde* L'oxygène diffuse dans la matière de base et réagit avec l'élément actif, en formant une phase dure assez insoluble et finement dispersée dans toute la matrice. Ges particules sont moins sujettes aux problèmes de résolution précédemment mentionnés, qui sont ordi-15 naires dans d'autres systèmes de durcissement par précipitation. Le procédé à oxydation interne n'a cependant pas eu d'application commerciale très répandue surtout à cause de la très lente diffu-sivité de l'oxygène et des grandes durées nécessaires pour parye~ nir à une oxydation interne complète. 20 L'usage traditionnel des aciers austénitiques inoxydable® pour les applications à haute température est dû à leur bonne résistance à la corrosion et à l'oxydation. Toutefois, on ne connaît pas jusqu'à présent de moyens efficaces, autres que l'écrouissage, pour rendre plus résistants les aciers inoxydables. Puisque les 25 effets de l'écrouissage se perdent rapidement à température élevée, on a aussi envisagé de les consolider par précipitation de composés intermétalliques. Cependant, la plupart des alliages susceptibles d'être durcis par précipitation sont aussi justiciables des problèmes de résolution discutés précédemment, à température 30 dépassant 70VG à 760*0. On envisage selon l'invention de traiter par nitruration interne des aciers austénitiquès plutôt que ferritiques. La vitesse de diffusion des nitrures composants est inférieure dans l'aus-ténitique à ce qu'elle est dans la ferrite. Ainsi, des aciers aus- 35 ténite consolidés par dispersion peuvent être exposés à une température élevée sans souffrir d'une croissance de leurs particules. La matrice austénitique est aussi plus résistante à haute température. Dans le renforcement par dispersion, il est souhaitable 40 d'avoir une part volumique de dispersoïde suffisante pour réduire 69 18315 3 2010519 l'écart entre particules. Il est pourtant impossible d'obtenir un plus grand nombre de particules par simple accroissement de cette part en volume. En outre, comme les dispersol'des n'ont pas de forme géométrique simple, il n'y a pas de relation simple entre l'écart 5 des particules, leur taille et leur part en volume. On a cependant constaté que le paramètre le plus important qui peut être régi dans le durcissement d'alliages par dispersion est l'écart entre particules. Bien qu'on puisse noter une certaine amélioration de ré-10 sistance pour un écart moyen de 10 microns ou plus, les alliages qui entrent dans le cadre de l'invention contiennent des disper-soïdes à écart moyen d'environ 10 microns ou moins, de préférence inférieur à 2 microns. Il est possible d'obtenir en mettant en pratique le procédé selon l'invention vin écart inférieur à 1 micron. 15 L'écart moyen considéré ici est la valeur mesurée par la méthode décrite dans l'article "Mesure des dimensions de particules dans les cerps opaques", du à R.L. Fullman, Journal of Metals, mars 1953, P*g« 447. Conformément à l'invention, on forme donc un dispersoïde 20 de nitrure dans l'aeier par nitruration interne. Celle-ci suit les lois de la diffusion, avec pour résultat que le temps de nitruration complète d'une pièce donnée en acier est proportionnel au carré de sa demi-épaisseur. Ceci constitue m facteur de limita-. tion de l'épaisseur pour tin traitement en ligne continu. De sur-25 croît, l'écart entre particules s'accroît quand leur distance de la surface augmente. On peut utiliser divers corps formateurs de nitrure sans quitter le domaine de l'invention. Les exigences quant à ces matières résident dans le fait que le nitrure, c'est-à-dire le dis-30 perséîde, doit avoir une énergie libre de formation assez élevée pour conduire à la création de particules très petites. Ces nitru-res peuvent posséder de façon convenable une énergie libre de formation supérieure à - 21.000 calories par mole. Le formateur de nitrure doit être présent en quantité suffisante pour produire un 35 écart entre particules inférieur à 10 microns et, de préférence, à 2 microns, son pourcèntage en volume dépendant dudit écart, en étant plus grand pour un écart plus petit, avec des particules de dimension constante. Le nitrure utilisé doit offrir me solubilité très petite dans l'acier austénitique traité, de façon à avoir une 40 tendance réduite à devenir grossier aux températures élevées telles 69 18315 4 2010519 que celles auxquelles la pièce consolidée par dispersion sera soumise en cours d'usage. Une évaluation poussée indique que le corps formateur de nitrure préférable et de loin supérieur est le titane. Ce dernier 5 a une solubilité assez élevée dans l'acier inoxydable et son nitrure a une très grande énergie libre de formation. D'autres formateurs de nitrure sont utilisables, mais aucun n'est aussi bon que le titane. Pour des applications à température plus basse, la conso-10 lidation peut s'obtenir par usage de corps formateurs de nitrures tels que l'aluminium, le vanadium et le columbium. Les matières ainsi renforcées par dispersion peuvent servir aux températures où le grossissement n'est pas trop rapide, mais elles n'auraient pas les propriétés à haute température d'un acier renforcé par disper-15 solde au titane. D'autres corps formateurs de nitrures, conme le bore, le zirconium, le cérium, le hafnium, le thorium, etc. ne sont pas solubles en grande quantité dans l'acier austénitique. Dans le mode de réalisation préféré où il se forme un dispersoïde de nitrure de titane, on préfère employer un acier 20 austénitique qui contient 0,5% à 3% de titane. Une proportion de titane inférieure à environ 0,5% donne un produit à propriétés satisfaisantes à température ambiante, mais les particules tendent à s'accroître et l'écart résultant, bien qu'inférieur à 10 microns, est tout de même relativement élevé, s'il y a plus d'environ 3% 25 de titane dans l'acier, on peut obtenir une amélioration supplémentaire de ses propriétés, mais inférieure de manière-disproportionnée à celle qu'on peut obtenir avec 0,5% à"3%'de titane. Puisqu'on considère, comme il â été noté, que le titane est largement supérieur, la discussion et les exemples qui vont 30 suivre se rapporteront en premier lieu à son usage. Il a été constaté que, pour une température donnée et avec une proportion de titane déterminée, plus la nitruration se fait rapidement, plus l'écart qui en résulte entre particules est petit. Au surplus, toutes choses égales d'ailleurs, cet écart 35 décroît avec les températures par suite de la germination d'un plus grand nombre de particules. Comme la diffusivité diminue très vite avec la température, il y a des bornes pratiques au-dessous desquelles le procédé n'est plus commercialement économique» Un gradient d'azote élevé dans la pièce en acier est nécessaire pour 40 augmenter la Vitesse de nitruration pour toute température donnée. original 69 18315 5 2010519 S'il y a aussi formation en cours de traitement d'un autre nitrure, comme celui du chrome présent dans l'acier inoxydable, une mesure de la vitesse de nitruration pour cette matière peut être donnée par l'équation suivante, en étant représentée par la lettre 5 V : V-.-exp V2 [er V - er Kv] » C (jÉ N ) . dans laquelle exp V2 » exponentielle V2, er V » fonction d'erreur de V (donnée dans des tables mathématiques) R = rapport de la profondeur des nitrures de chrome précipités à 10 celle du nitrure de titane précipité, à tout instant au cours du procédé, % H_ » solubilité de l'azote dans l'alliage de base sans titane à S la température envisagée, C - constante tenant compte de la proportion de titane dans l'aDiagp. 15 on voit d'après cette équation que plus la vitesse de nitruration est grande, plus la matière peut être nitrurée rapidement et plus l'écart résultant entre particules est petit pour un alliage denné, à température donnée, puisque les valeurs de H supérieures h. zéro augmentent ladite vitesse. 11 y a des limites 20 pratiques au rapport R, étjnt^donné que la vitesse d'avancement du frent de nitrure de chroms/Se^la solubilité de l'azote dans l'alliage, sans chrome ni titane. Pourvu que l'écart voulu entre particules seit obtenu, le procédé se déroule efficacement, sans que l'on considère la petitesse de la valeur de R et de la vitesse 25 de nitruration. L'écart le plus petit s'obtient généralement, dans un alliage donné et à température donnée, par travail à une valeur R aussi élevée que possible, puisque cela conduit à la vitesse de nitruration là plus élevée. La présente invention implique un franchissement d'étape 3# considérable à partir de la nitruration classique des métaux. Cette dernière comprend normalement un traitement dans un domaine de température compris entre 482*C et 593*0 dans un écoulement d'ammoniac gazeux. Quand on soumet à une nitruration classique un acier faiblement allié qui contient des corps tels que le chrome, 35 le molybdène, le titane et l'aluminium, il en résulte une surface très dure. La surface nitrurée, de manière typique, a une profondeur de l'ordre de 0,076 cm pour un traitement normal de 90 heures à 4990c. Sa dureté Rockwell peut varier entre 55 et 65. On a employé un traitement classique pour les aciers inoxydables et, en 40 particulier, austénitiques et ferritiques, qui montrent après 69 18315 6 2010519 traitement une basse résistance à l'usure par frottement, de sorte que nitrurer des surfaces de paliers par exemple est bénéfique. La dureté de la surface nitrurée est produite par précipitation de nitrures très fins des éléments réactifs précédemment mentionnés, 5 avec éventuellement combinaison entre eux et/ou avec le fer. Dans le cas de l'acier inoxydable, les précipités se composent de nitrures riches en chrome ou de chrome. Cependant* la résistance à la corrosion, et à l'oxydation de matières à nitruration superficielle est grandement réduite par le départ du chrome.de la 10 solution solide. Au reste, la couche nitrurée. s'adoucit par brève exposition à température supérieure à 649*C, ce qui est probablement dû à la dissolution du précipité dé nitrure. Comme la nitruration classique n'affecte pas l'intérieur de-la matière, il y a un gradient élevé de concentration d'azote du bord vers Xe centre. 15 Quand on met en pratique l'invention pour consolider en dispersion des aciers austénitlques par nitruration interne, cette dernière se réalise dans des conditions différentes de celles utilisées antérieurement pour la nitruration superficielle. Dans cette mise en pratique, les mêmes mécanismes qui causent un adoucisss-20 ment en nitruration classique, c'est-à-dire une plus grande solubilité et une diffuslvité d'azote plus élevée, et que l'on évite volontairement s'utilisent avantageusement pour produire une matière à nitrures dispersés. On trouve que la nitruration interne d'aciers austénitiques peut s'accomplir à température qui va 25 d'environ 871*0 au point de fusion de l'acier.. L'azote provient par exemple d'une atmosphère qui peut être aussi bien de l'azote que de l'ammoniac convenablement traité, l'azote étant de préférence, mais pas nécessairement, mis sous pression, c'est-à-dire au-dessus de la pression atmosphérique. On 30 peut aussi employer des mélanges de ces deux gaz, entre eux et avec d'autres gaz compatibles. L'expression "gaz compatibles" ici utilisée désigne un gaz non oxydant ou inerte comme l'hydrogène ou l'argon. Il est souhaitable d'avoir une teneur en humidité la 35 plus basse possible et on préfère présentement de l'ammoniac à peu près dépourvu d'humidité et exempt d'oxygène. Afin d'obtenir dans l'azote gazeux une vitesse de nitruration en tous points comparables à ce qu'elle pourrait être dans l'ammoniac, l'azote doit être à pression supérieure à la pression atmosphérique. La présence de 40 petites quantités d'humidité ou d'oxygène affecte sérieusement la 69 18315 7 2010519 vitesse de nitruration dans l'azote. On peut cependant faire usage de l'atmosphère d'azote, ou contenant de l'azote, quand on veut éviter de former des nitrures de chrome. Les aciers austénitiques contenant du chrome, subissent 5 une nitruration interne conforme à l'invention au-dessus de 871°C, pour éviter le problème de la formation massive de nitrure de chrome aux frontières des grains. Le nitrure de chrome présent étant délétère pour la résistance à l'oxydation et à la corrosion, 1*azote excédant la quantité nécessaire qui doit réagir avec le 10 titane présent pour former le nitrure de titane doit être éliminé par un contrôle d'atmosphère approprié. On peut grandement éliminer l'azote en excès sous vide ou par usage d'un gaz de purge tel que l'hydrogène ou un autre gaz ne réagissant pas avec l'alliage. L'homogénéisation de l'azote en excès dans le métal peut s'accom-15 plir en atmosphère modérément oxydante ou contenant de l'azote dilué. On peut aussi gouverner la formation du nitrure de chrome dans un four classique à paroi chaude par réglage du débit de gaz, par exemple d'aaaoniac. 20 Dans un four à paroi froide, par exemple dans un four où l'on chauffe la pièce par induction, on peut régir la formation du nitrure de chrome par addition de diluants gazeux à l'ammoniac. Pour illustrer la mise en pratique de l'invention et l'amélioration de propriétés qu'elle permet d'obtenir, on va consi-25 dérer les exemples suivants. Dans ces exemples, on nitrure et essaie en traction des échantillons en feuille, à la fois à température ambiante et à 1093*C. La composition des échantillons est portée dans le tableau I. Comme on peut le constater, les deux échantillons sont à base d'acier de type 504L, avec des additions 30 de titane. TABLEAU I Coulée n° Composition des alliages d'essais Mn P S Si Cr Ni Ti B Fe RV2252 0,0060 0,48 0,008 0,003 0,75 18,01 12,00 1,22 0,010 reste 35 RV2253 0,0094 0,32 0,010 0,005 0,72 18,01 12,00 2,03 0,010 reste Les échantillons détaillés ci-dessus sont nitrures dans des conditions variées dans l'ammoniac. Ces conditions sont portées dans le tableau II. 69 5 10 Propriétés de traction à température ambiante 15 N° de code Echantillon Limite élastique à 0,2g Résistance à.14 traction kg/cma % allongement' sùm 5,oB cm Striction % kg/cm2 Contrôle RV2252 3,88 11,46 60,0 41,5 20 Contrôle HV2253 4,81 12,39 46,0 41,9 37 RV2252 9*76 18,90 22,5 23,2 37 RV2252-A"1" 8,37 18,42 22,5 20,2 37 HV2253 9,29 20,40 21,0 32,2 37 RV2253-A 10,10 20,10 20,0 27,3 25 38-H RV2252 12,23 21,05 20,0 26,7 38-H RV2253 13*79 22,00 ++ 26,8 39 RV2252 13,62 22,90 21,0 25,3 39 RV2252-A 1**55 22,75 11,5 15,8 39 RV2253-A 15,33 24,30 13,0 22,8 30 40 RV2252 12,39 20,40 18,0 25,7 4o RV2252-A 13,00 20,60 ++ 14,4 40 RV2253 12,70 * 22,15 12,0 30,0 4o RV2253-A 13,16 22,30 18,0 25,1 + A désigne une matière pré- -recuite 5 minutes dans l'air et déca 35 pée avant nitruration. Toutes les autres sont nitrurées en étant écrouies0 ++ Rupture d'échantillon hors des repères. 18315 2010519 TABLEAU II N ,de Traitement code — 37 10 minutes-1315eG dans NH^ brut-275 litres/heure 38-H 10 mn-1204°C dans NK^ brut-370 1/h+l h-1093°C dans H2 39 20 mn-1204°C dans NH^ brut-275 1A 40 20 mn-12608C dans MB^ brut-370 1/h Après cette nitruration, on examine les propriétés de traction des échantjaions par des essais et ces propriétés sont reportées dans les tableaux III et IV. Les données du tableau III sont les résultats d'essais à température ambiante et celles du tableau IV d'essais à 1093*0. TABLEAU III 69 18315 2010519 TABLEAU IV Propriétés de traction à 1093°C+ N° de Echan- Limite élas- Résistance # allongement code tillon tique à 0,2$, à la trac- sur 5,08 cm 5 kg/cm2 tion,kg/cm2 - - Contrôle"1"1" RV2252 0,29-0,15 0,48-0,45 18,1-55,0 Contrôle"1"1* RV2253 0,12-0,12 0,59-0,32 64,9-9,2. 37 RV2252 0,97 1,61 7,2 37 RV2253 1,21 1,87 11,4 10 38-H HV2252 - 2,32 1,8 38-H RV2252-A 2,06 2,09 0,9 38-H RV2253 2,66 3,39 3,1 38-H RV2253-A 2,58 2,66 0,7 39 RV2252 1,58 2,42 4,3 15 39""* RV2253 1,T9 2,54 5,2 40 H72252 1,67 2,16 2,7 40* RV2252-A 1,67 2,06 0,9 40 RV2253 1,55 2,42 9,2 40 RY2253-A 1,80 2,55 2,0 Revêtement des échantillons par le produit commercial "No-Carb" pour les protéger contre l'oxydation, à cause de la minceur de la bande• "^Deux essais. L'effet de l'écart entre particules sur l'es propriétés 25 de traction devient évident par comparaison de ces facteurs. Les espacements entre particules des échantillons traités de la manière décrite ci-dessus sont reportés dans le tableau V. Il est manifeste que plus l'écart est petit, plus la matière est résistante, à 1093*C. 30 TABLEAU V Ecarts entre particules"1" Coulée n* Code Ecart RV2252 37 >2p RV2253 37 . >2JA 35 RV2252 38-H aj. 5/*- RV2253 38-H • ru. 5^ RY2252 39 1/^ RV2253 39 ' + Mesuré à 0,025 mm de la surface d'échantillon. 4o La quantité de titane qui entre dans la composition de 69 18315 10 2010519 l'alliage a ion effet sur sa limite élastique après nitruration. On va pouvoir le constater par une série d'exemples reportés dans le tableau VI. Les résultats d'essais qui y sont portés concernent des propriétés à température ambiante, mais la résistance à toute 5 autre température peut être dégagée des propriétés indiquées. Gomme il a été discuté antérieurement, on préfère traiter un acier austénitique qui contient 0,5# à 3# de titane pour obtenir des propriétés dûment supérieures. . TABLEAU VI 10 Effet du pourcentage de Ti sur les propriétés de traction à température ambiante + . % Ti Epaisseur Température Limite Résistance # allongement, de feuille, de élasti à la trac- 3,175 cm mm nitruration que à 0,2#, tion,kg/omci 15 kg/cm , ++ 0,78 0,127 982"C 11,25 15,95 12,5 2,03 0,127 982 °C 15,40 23,15 '• 15,5 0,78 0,254 982° G 10,05 17,90 32,5 2,03 0,254 982°C 13,48 21, 50 14,0 20 o CD 0,127 " 1040,5°C 11,82 19,18 27,5 1,22 0,127 1040,5*C 12,96 19,27 12,5 2,03 0,127 1040,5*0 15,25 22,40 11,5 0,78 0,254 1040,5°C 9,97 • 16,38 15,0 1,22 0,254 1040, 5°C 10,73 , 16,80 10,0 25 2,03 0,254 - 1040,5°G 13,48 21,25 ■ 12,5 0,78 0,127 1093*C 11,38 17,90 17,0 2,03 0,127 1093°C 15,25 22,65 15,0 + Alliage de base nominal ; l8Cr-12Ni-0,01B-0,50Mn-0,75»i-0,01C+Ti Laminé à froid à 50# avant nitruration. 30 ++ Tous les échantillons sont dénitrurés 10 h à 1093°C dans Hg sec pour qu'en soit éliminé l'azote soluble. Il apparaît manifestement dé ce tableau que l'amélioration de la limite élastique et de la résistance à la traction se fait avec un certain sacrifice de la ductilité..-t: Néanmoins, la 35 matière montre après avoir été traitée conformément à l'invention des propriétés à température élevée de loin supérieures à celles dont on dispose habituellement. La température de nitruration employée pour produire les dispersoi'des est particulièrement importante aux grandes épaisseuts. 40 L'épaisseur elle-même influe aussi sur les propriétés quJon peut obtenir par nitruration interne. Ces effets sont représentés par 69 18315 u 2010519 les données que présentent les tableaux VII et VIII, où l'on a reporté respectivement l'effet de la tampérature de nitruration sur les propriétés mécaniques à température ambiante et .l'effet de l'épaisseur de feuille sur ces mêmes propriétés. TABLEAU VII Effet de la température de nitruration sur les propriétés mécaniques à température ambiante Tempéra- Etat Epaisseur Limite Résistan- Allongement 10 ture de nitruration antérieur de feuille, mm élastique à 0,2#,^ kg/cm ce à la traction, kg/cm2 #, 3,175 982*0 Recuit 0,254 9,27 12,37 3,0 1093*C Recuit 0,254 11,25 18,85 11,5 1213*c Recuit 0,254 9,88 19,10 18,0 15 1040,5°C 50# laminé à froid 0,051 16,52 21,50 6,0 1093*C n tt 0,051 15,90 20,80 5,0 982*0 n n 0,127 15,40 23,15 15,5 1040, 5*C k n 0,127 15,25 22,40 11,5 1093*0 M n 0,127 15,25 22,70 15,0 20 982*0 R N 0,254 13,46 21,50 14,0 1040,5*0 n n 0,254 13,46 21,25 12,5 1093*0 n n •0,254 12,52 20,50 12,5 + Alliage de base nominal : l8Cr-12NI .-2Ti-0, 01B- -0,75Si-0,50Mn. 0,01C 25 Tous les échantillons sont dénitrurés comme dans le tableau I. TABLEAU VIII température ambiante + Epaisseur de feuille Température de nitruration Limite élastique à 0,2g, kg/cm* Résistance à la traction, kg/cm2 Allongem 0,127 982 *C 15,43 23,15 15,5 0,254 982° C 13,49 21,50 14,0 0,051 1040,5°C 16,53 21,40 6,0 0,127 1040,5°C 15,25 22,40 11,5 0,254 1040,5°0 13,46 21,25 12,5 0,051 1093°C 15,90 20,80 5,0 0,127 1093°C 15,25 22,70 15,0 0,254 1093°C 12,62 20,50 12,5 0,508 1093°C 11,75 18,99 10,5 30 35 40 69 18315 2010519 + Alliage de base nominal % l80r-12Ni-2Ti-0,0IB-0,75Si-0,50Mn- 0,01C Tous les échantillons sont dénitrurés comme dans le tableau I. Pour produire des propriétés maximales en vue d'applications impliquant une exposition à 1093°C, il est souhaitable 5 d'avoir des températures de nitruration de l'ordre de 1038°C« Cet effet est montré par les données portées dans le tableau IX. TABLEAU IX Effet de la température de nitruration sur les propriétés mécaniques à 1093"C de l'alliage à 2,03/STl lépaisseur 0,254 mm) 10 Température de nitruration Durée de dégazage Limite élastique V/3' Résistance à la traction, kg/cm2 £ allongement, 3,175 c® 1040,5*C 3 heures 2,14 3,72 3,2 1213*C 3 heures 2,09 3,01 7,2 15 1040,5*C 10 heures 2,48 3,38 3,2 1213*0 10 heures 1,905 2,76 9,2 + Dégazage dans sec à 1093*0, pour éliminer l'azote en excès. Il ressort de ce qui précède qu'on peut apporter des modifications sans sortir du cadre de l'invention. 20 C'est ainsi qu'on peut par exemple ajouter du bore s'il en est besoin pour donner une stabilité aux particules pendant une rupture de fluage. La présence de bore s'est cependant avérée diminuer la vitesse de nitruration. On peut eofeénéral employer de manière satisfaisante Jusqu'à 0,01# de bore. De surcroît, si on !• 25 souhaite dans le traitement d'alliages du type 18% de chrome, 12# de nickel, 2# de titane, on observe que la présence additionnelle d'une quantité allant à 2.% de silicium ou 1# de molybdène n'a pas d'effet désavantageux sur la vitesse ou le mécanisme de nitruration. 30 Le. carbone présent a pour effet d'éliminer le titane dis ponible de la solution. On peut souvent désirer limiter la quantité de carbone à un bas niveau pour qu'il ne se lie pas au titane et pour éviter les problèmes de sensibilisation. Il est souhaitable d'avoir moins de 0,03$ de carbone, mais des proportions plus 35 élevées en sont tolérables, selon l'application à laquelle on destine l'alliage. On a aussi constaté que des teneurs en titane supérieures à environ 2.%, non accompagnées d9 augmentations de la teneur en nickel ou manganèse, peuvent dccavsr pour résultat un alliage BAD ORIGINAL 18315 13 2010519 à deux phases austénitique-ferritique. lia présence de ferrite peut accroître la vitesse de nitruration, mais l'élimination du titane sous forme de nitrure de titane rend 11alliage complètement austénitique. Comme déjà indiqué, il est très souhaitable de dégazer l'alliage après nitruration. Toutefois,, 1vimportance d® son dégazage dépend de l'application à laquelle on le destine0 BAD ORIGINAL 18315 14 2010519 - REVENDICATIONS - 1. Procédé permettant de rendre plus résistants des alliages de fer, caractérisé par la nitruration interne d'un acier austénitique qui contient un métal composant apte à donner un. nitrure dont l'énergie libre de formation est supérieure à environ - SioGÛO eai/kolô, ce métal étant présent - en q^antifec suffisante gous3 produire dans i3 acier3, après nitruration, des pwtlsîi-les de nitrurs mus -form de di3pereoïde, avec un éaart eatr© particules inférieur à 10 salerons, ce .nitrure ayant isae ttspèo petite solubilité dans l'alliage de fer, avec en correspondance une faible tendance à grossir1 à température élevée. 2. Procédé selon la revendication 1, caractérisé par la réalisation de la nitruration interne à température comprise entre 870°C et le point de fusion de l'acier. 3. Procédé selon l'une ou l'autre des revendication» 1 et 2, caractérisé par la présence du dispersoïde de nitrure en quantité suffisante pour produire un écart entre particules inférieur à 2 microns. 4. Procédé selon l'une ou l'autre des revendications 1 et 2, caractérisé par la présence du dispersoïde de nitrure en quantité suffisante pour produire un écart entre particules inférieur à 1 micron. 5. Procédé selon Ie une quelconque des re variai estions 1 à 4, caractérisé par la réalisation de la nitruration interne dans une atmosphère d'asasaniae, d'asofcs ou d'atsEoniaQ et ël'asote, à peu près dépourvue d3îmaidité et d'oxygène, avec ou sans gaz compatibles 0 6. Procédé selon l'usée quelconque des r@voaâ±eafci©2S 1 à 5, caractérisé par la réalisation de la nitrupatica iatsme Casa imis atsospîère contenant de 1 "rnct.s, au-decst3 clc la p?3ssio-: atisosphêrique » 7. Procédé selon l'une quelconque des revendications 1 à 6, caractérisé par le fait que le nitrure y est celui de titane. 8» Procédé selon la revendication 1, caractérisé par le fait que le nitrure y est celui à'aluminium, de vanadium ou de eolcmbium. 9. Procède selon l'une quelconque des yenôiaatios:-.-:. 1 à 8, caractérisé, après nitruration interne, par une purge de [bad original 69 18315 15 2010519 l'atmosphère nitrurante pour éliminer l'azote en excès. 10. Alliage constitué essentiellement par un acier austénitique, caractérisé par le fait qu'il contient comme dispersoïde des particules d'un nitrure métallique à énergie libre de 5 formation supérieure à - 21.000 cal/mole, les particules de nitrure se présentant avec entre elles un écart inférieur à 10 microns. 11. Alliage selon la revendication 10, caractérisé par le fait qu'il est essentiellement constitué par un acier austénitique inoxydable où le dispersoïde est le nitrure de titane. 10 12. Alliage selon la revendication 10, caractérisé par le fait qu'il est constitué essentiellement par un acier austénitique inoxydable où le dispersoïde est le nitrure d'un Métal tel que 1 ' altuainiua, le vanadium ou le colombium. 13. Alliage selon l'une quelconque des revendica-15 talons 10 à 12, caractérisé par un écart entre particules de dis-persette inférieur à 2 Microns. 1%. Alliage produit par le procédé selon l'une quelconque des revendications 1 à 9.