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SVENSKA ELYGMOTOR AKTIEBOLAGET, résidant à TROLLHATTAN (Suède).
OBJETS EN ACIER RESISTANT A LA CHALEUR, ET LEUR PROCEDE DE FABRICATION.
Dans la technique moderne, on a de plus en plus besoin de matières résistantes à la chaleur et notamment d'aciers résistants à la chaleur.
Le développement rapide des turbines à gaz a particulièrement accru les exigences quant aux propriétés mécaniques aux hautes températures, spécia- lement en ce qui concerne la sensibilité à la surchauffe de ces matériaux.
De nombreuses compositions d'alliages ont été proposées pour obtenir une telle amélioration des propriétés aux hautes températures. Tout récemment on a constaté, que les aciers austénitiques avex des teneurs suffisamment élevées en Gr et Ni et en autres éléments tels que par exemple le tungstène et le cobalt possèdent de très bonnes propriétés mécaniques de tenue à la chaleur aux températures voisines de et supérieures à 5 00 G. Pour empê- cher la précipitation des carbures de chrome aux liaisons des grains de la structure, on a également proposé l'addition d'éléments tels que columbium, titane, niobium, tantale, vanadium etc. aptesà former des carbures.
Le développement rapide des techniques de l'aviation au cours de la deuxième guerre mondiale a bien souvent été cause que les aciers austénitiques des types antérieurs résistant à la chaleur à base de Cr-Ni ne répondaient pas aux exigences lorsque soumis à des températures élevées pour de longues durées. Il fallait donc réaliser de nouveaux types de matériaux et après de longues recherches on a mis au point des matériaux récents à hautes teneurs en éléments précieux à base de Gr-Ni et de Cr-Ni-Co, la composition de base étant de 20 % Cr et 80 % de Ni. En outre lesdits alliages ont une teneur en C de 0,05 % à 0,5 % et contiennent un ou plusieurs éléments susceptibles de former des carbures, le titane étant le plus important de ces éléments.
Des résultats remarquables ont été obtenus aussi bien avec les aciers à base de Cr-Ni qu'avec certains alliages spéciaux à base de Cr-Ni et ayant une composition chimique telle qu'elle provoque, après un traite-
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ment thermique convenable,un durcissement par précipitation.
Il est bien connu que, dans les aciers ou alliages dorcissa- bles par précipitation il se produit dans la structure de base, après un traitement thermique à haute température (dite température de dissolution) suivi d'une trempe usuelle,une solution solide sursaturée de certains éléments d'alliages. Après un réchauffage à une température très inférieure à cette température de dissolution, les éléments se trouvant en solution solide précipitent en fine dispersion, ce qui améliore certaines propriétés de l'alliage, notamment sa dureté et sa résistance à la chaleur.
Mais ce durcissement par précipitation a l'inconvénient de dépendre de la température et de la composition chimique. Si, pour un produit de vieillissement usuel,on dépasse une certaine température, ou température critique, il se produit une agglomération ou coalescence des phases séparées, ce qui abaisse beaucoup les qualités de l'acier. Cette perte des qualités se maintient même lorsque la température est ramenée à sa valeur initiale ou à une valeur inférieure à celle de la température critique. Pour retrouver les meilleures qualités et propriétés, il faut soumettre les matériaux durcissant par précipitation à un nouveau traitement thermique de dissolution et à une reprécipitation des éléments à la température critique.
Les alliages offrant cette possibilité de restauration ont une résistance aux efforts de vibration et d'aspiration ou d'échappement beaucoup plus élevée que les alliages durcissant par précipitation du fait de l'absence de phases stables précipitées.
Pour certains alliages légers, particulièrement ceux en DURALUMIN on sait que le vieillissement à la température ambiante est probablement dû à la précipitation ou séparation d'une phase métastable, que cette phase peut être dissoute par chauffage à une température modérée très inférieure à la température de dissolution correspondant à l'équili-- bre stable, et que après un refroidissement à la température ambiante, ce même processus de vieillissement (Durcissement structural) se reproduit après un certain temps.
L'augmentation de la dureté, due à la séparation de phases métastables ou à la formation de tensions structurales à la suite de la formation des complexes d'atomes peut être annulée aux températures très inférieures à la température de solution ou de précipitation de phases stables, auxquelles ou bien les phases métastables se redécomposent - sans coalescence ou agglomération - ou bien les tensions structurales s'annulent. Cette opération qui peut être répétée un certain nombre de fois, est généralement désignée sous le nom de "Restauration" ou "Réversibilité"; les alliages présentant de telles propriétés seront désignés ci-après comme des aciers "réversibles" à l'opposé des matériaux "séparables", vieillissement normal qui possèdent le durcissement par précipitation.
Au cours de ses recherches dans le domaine des aciers et alliages résistant à la chaleur et au feu, la demanderesse a été amenée à penser qu'on peut donner également aux aciers de compositions convenables une telle réversibilité des propriétés mais à des températures beaucoup plus élevées que pour le DURALUMIN.
Des recherches systématiques faites sur des aciers résistant à chaud,possédant une structure essentiellement austénitique et des compositions chimiques diverses, on a pu constater que ces hypothèses sont exactes et qu'il existe un groupe d'aciers ayant la propriété du durcissement structural et de la réversibilité de leurs propriétés. Une première condition consiste dans la présence du titane dans l'alliage. Une autre condition est que la teneur en titane soit en une certaine relation avec les teneurs en Fe et Co ainsi qu'en C et N. Cette dépendance résulte nettement de la courbe de figure 1 qui indique les teneurs minima en titane "actif" absolument nécessaire pour l'obtention des effets indiqués,
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par rapport à la somme des teneurs en Fe et Co.
Sous la mention de la teneur active ou effective en titane, on comprend le pourcentage de Ti qui n'est pas chimiquement lié au C ou/et N. La valeur de cette teneur en Ti peut être calculée facilement avec une bonne précision en multi- pliant par 4 la somme des teneurs en C et N, et en retranchant cette som- me de la teneur totale en titane.
Les aciers conformes à la présente invention sont des systèmes métalliques réversibles qui n'ont pas fait l'objet d'une précipitation et pour lesquels il n'y a pas lieu au traitement thermique qui est absolument nécessaire pour une précipitation et qui se compose ordinairement d'un chauffage de dissolution à haute température, suivi d'un refroidissement à température critique pour l'obtention d'une solution solide et sursaturée.
Les conditions imposées aux systèmes réversibles suivant la présente inven- tion demandent une élaboration à chaud à haute température telle que, par exemple, un forgeage, un étirage ou un laminage, suivie d'un refroidissement lent, si possible avec un arrêt aux températures comprise entre 850 et 980 C, pour que tous les éléments qui pourraient éventuellement être dissous, puissent se séparer sous forme de phases à gros grains. Il ne peut y avoir une précipitation ni au cours du traitement thermique, provo- quant le durcissement structural et la réversibilité, ni pendant l'emploi d'objets fabriqués à partir de ces aciers.
La présente invention concerne des objets résistants à chaud, présentant les qualités du durcissement structural et de la réversibilité et qui sont insensibles aux surchauffes au-dessus de la température prévue pour l'emploi normal desdits objets.
L'insensibilité aux surchauffes citées ci-dessus ou la réversion de la dureté et de la résistance à la déformation s'exprime de la façon suivante :
La diminution - due aux surchauffes - de la dureté et de la résistance à la déformation des objets, disparaît au moment où la température revient à la valeur normale ou prévue pour l'emploi et l'objet reprend totalement ses qualités mécaniques et physicochimiques initiales.
Conformément à la présente invention, les objets sont caractérisés essentiellement en ce qu'ils sont fabriqués à partir d'aciers ou de produits ferreux ayant au moins pour la plus grande partie une structure austénitique et contenant au moins 20 % de Fe ainsi que du nickel et/ou du manganèse et éventuellement du chrome et/ou du cobalt et, en outre, une teneur en titane effectif dépassant la teneur en titane chimiquement lié au carbone et à l'azote, d'une quantité minimum qui varie en fonction de la somme des teneurs en fer et en cobalt et qui est définie, dans un système de coordonnées rectangulaires, par la courbe passant par les points 20% Fe + Co, 0,25 % Ti; 30 % Fe + Co, 0,35 % Ti; 40 % Fe + Go, 0,5 % Ti; 50 % Fe + Co, 0,7 % Ti; 60 % Fe + Co, 0,9 % Ti;
70 % Fe + Co, 1,25 % Ti.
La présente invention sera expliquée plus en détail dans la description ci-après avec référence aux dessins ci-joints, qui en illustrent des exemples et dans lesquels: - la figure 1 représente une courbe donnant la limite inférieu- re des teneurs en titane effectif en fonction des sommes des teneurs en Fe et Co; - la figure 2 montre nettement la diminution de la dureté, mesurée à la température ambiante, des alliages "séparables" comme suite à une surchauffe au dessus de la température de service ou autrement prévue.
Cette température est située dans le présent cas à 700 C et l'on peut constater que la diminution de la dureté se maintient aussi après un réchauffage à la température normale de 700 C;
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- la figure 3 représente le comportement des aciers insensibles aux surchauffes conformes à la présente invention, après surchauffe au-dessusde 700 G, la chute de dureté due aux températures élevées disparaît après le retour à la température normale et on retrouve la dureté initiale; - la figure 4 représente la tenue d'un acier "réversible" selon la présente invention, quant au durcissement pendant ou après des surchauffes répétées.
Tous les renseignements portés aux dessins proviennent d'exem- ples pratiques de réalisation. La courbe de la figure 1 est relative à des alliages qui ne contiennent pratiquement pas de carbone ni d'azote. Si l'alliage contient du carbone et de l'azote il faut augmenter la teneur en titane effectif, de préférence d'environ quatre fois la somme des teneurs en carbone et azote. En effet, le titane se lie sous forme de nitrures et de carbures à l'azote et au carbone et la teneur en titane effectif nécessaire pour assurer le durcissement structural deviendra inférieure à la teneur totale.
S'il existe des éléments, autres que le titane et ayant une forte tendance à former des carbures, la teneur en titane lié au carbone et à l'azote devient naturellement plus faible ; dansle cas d'une liaison totale du carbone et de l'azote avec les éléments autres que le titane, la teneur totale en titane sera égale à celle en titane effectif ou actif.
Autrement dit, la teneur en titane effectif ou actif dissous dans le réseau de la structure de base, est égale à la teneur totale.
Les alliages dont la teneur en titane effectif correspond à un point situé légèrement au-dessus de la courbe ne présentent parfois que partiellement les qualités de durcissement structural et de la réversibilité. Pour cette raison, il est préférable de choisir les teneurs en titane effectif toujours au-dessus des valeurs données par la courbe (figure 1). Mais, la teneur en titane effectif ou actif ne doit pas être choisie trop élevée si l'on désire que les alliages soient aisément usinables et forgeables à chaud.
Les teneurs en titane effectif les plus favorables pour les aciers et alliages conformes à la présente invention vont jusqu'à 2 % au maximum au-dessus des valeurs données par la courbe.
On trouvera ci-après quatre exemples différents d'alliages de base ayant les qualités recherchées suivant la présente invention : EXEMPLE 1. entre Chrome 18 - 28 %, nickel 8 - 25 %, teneur en titane effectif entre 0,65 et 1,35%. On peut avantageusement prévoir une addition de Co jusqu'aux teneurs de 25 %.
EXEMPLE 2. a % Chrome 10 - 18 %, nickel 14 - 28 % et titane effectif de 0,8 à 1,4 %. On peut prévoir une addition de Co jusqu'aux teneurs de 25 %.
EXEMPLE 3.
Chrome 15 - 30 %, nickel 32 - 35 %, titane effectif de 0,4 à 0,75 % Co jusqu'à 25 %.
EXEMPLE 4.
Chrome 10 - 30 %, de préférence 18 - 30 %, nickel 10 - 45 % de préférence 25 - 28 % ainsi qu'au moins l'un des éléments tels que molybdène, tungstène,vanadium et tantale, niobium, en teneurs jusqu'à 3 % pour chacun d'eux. La teneur en titane effectif est comprise entre 0,35 et 1,6 %. Il peut y avoir intérêt à ajouter jusqu'à 25 % de cobalt.
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Aux compositions des exemples 1 à 3, on peut avantageusement ajouter un au,,moine des éléments tels que molybdène, tungstène, vanadium et tantale, niobium, mais sans dépasser 5% pour chacun de ces éléments.
Lorsque la teneur en titane effectif ou actif est voisine des valeurs de la courbe, une addition de Si, comprise entre 0,5 et 1,00 %, est très favorable.
Dans les exemples donnés ci-dessus, le reste de la composition est formé de fer et d'éléments qui l'accompagnent habituellement tels que carbone, manganèse, silicium, azote, soufre et phosphore et éventuelle- ment d'additions connues en soi sous forme d'éléments ayant une influence favorable sur la résistance mécanique et/ou l'usinage à la température am- biante et aux températures élevées. De telles additions peuvent comporter un ou plusieurs éléments comme le silicium, l'aluminium, le tungstène, le molybdène, le vanadium, le niobium, le tantale, le cuivre, le thorium, le magnésium, le zirconium, le cérium, de faibles quantités de métaux rares alcaline terreux, de béryllium, dé bore, et d'uranium ainsi que de phosphore, de soufre, d'arsenic, d'antimoins et d'azote.
Les essais ont montré que les éléments ci-dessus indiqués dans les quantités normalement utilisées, ne possèdent aucune influence nuisible sur le durcissement structural et la réversibilité. Une certaine quantité d'aluminium se trouve toujours dans les aciers du titane, car l'addition de titane s'effectue à l'aide d'alliages contenant toujours de l'aluminium.
La présente invention concerne également un procédé de fabrication) des objets "réversibles". Ce procédé est remarquable en ce que l'objet est travaillé, à savoir forgé ou laminé, etc., à des températures supérieures à 900 G, de préférence supérieures à 1000 C, puis réchauffé soit à la température d'emploi soit à la température qui donne les meilleures propriétés mécaniques à chaud.
Le refroidissement à partir de la température de forgeage ou autre, ou d'une manière plus générale de la température la plus haute jusqu'à la température d'emploi ou qui donne les meilleures propriétés mécaniques à chaud peut se faire directement éventuellement avec un arrêt à des températures comprises entre 850 et 980 C; on peut aussi refroidir directement à la température ambiante puis réchauffer à la température d'emploi ou à la température donnant les meilleures propriétés mécaniques à chaud. Le refroidissement peut s'effectuer au four, à l'air, dans l'huile ou dans l'eau mais d'une manière générale il doit se faire lentement. Il est naturellement possible d'y procéder progressivement au four.
Après un refroidissement très rapide, surtout pour des aciers de composition chimique complexe et après un chauffage à de hautes températures, supérieures à 1000 Ci ayant par exemple pour objet d'atteindre une égalisation ou une diffusion des éléments il faut procéder à un chauffage supplémentaire, dit traitement de coagulation ou de séparation, avant de chauffer à la température d'emploi ou à la température donnant les meilleures propriétés mécaniques.
La température dudit chauffage de coagulation est comprise entre 850 à 9800 C. Un tel traitement de coagulation à de plus l'avantage de rédui- re le temps nécessaire à l'obtention des valeurs les plus favorables du chauffage à la température qui donne les meilleures propriétés mécaniques à chaud; cette réduction de temps est d'au moins 80 % ce qui présente un grand intérêt' économique.
Le chauffage donnant les meilleures propriétés mécaniques à chaud peut être réalisé directement lors de l'emploi de l'objet.
On a exposé ci-après une comparaison entre un cas de durcissement par précipitation d'une part et un cas de durcissement structural et de réversion d'autre part. On remarquera la caractéristique du changement de dureté des aciers "réversibles". Enfin, on trouvera un tableau
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IV contenant un nombre d'alliages traités conformément à la présente invention.
Le tableau ci-dessous et la figure 2 indiquent les changements de dureté après traitement thermique d'un alliage soumis au durcissement par précipitation.
La composition chimique de cet alliage a été : C - 0,22%, Cr - 14,7 %, Ni - 24,6 %, et Al - 3,5 %.
Les éprouvettes avaient 22 mm de diamètre et 10 mm de hauteur.
Un tel alliage a subi le traitement thermique suivant : chauffage à 1100 C, maintien une heure et refroidissement à l'air, Ensuite les éprouvettes ont été chauffées pendant 15 heures à des températures de 700 C, 750 C, etc. jusqu'à 950 C et refroidies à l'air. Après les essais de dureté toutes les éprouvettes ont été réchauffées à 700 C et la dureté a été mesurée de nouveau. Il résulte de la figure 2 et du tableau ci-après que la dureté diminue progressivement pour des températures croissantes.
La partie gauche de la figure 2 donne les valeurs de la dureté après le premier chauffage et la partie droite les valeurs correspondantes après le deuxième chauffage. Les flèches indiquent le sens des changements de valeur de la dureté. On voit qu'après le réchauffage des éprouvettes à 700 C pendant 15 heures les valeurs diminuées de la dureté - telles qu'el- les ont été obtenues après le premier chauffage à des températures supérieures à 700 C (au-dessus de la température donnant les meilleures propriétés mécaniques à chaud pour l'alliage considéré) c'est-à-dire après la surchauffe - restent inchangées.
TABLEAU 1.
EMI6.1
<tb>
<tb>
Premier <SEP> chauffage <SEP> Deuxième <SEP> chauffage.
<tb>
Temp. <SEP> <SEP> C <SEP> Dureté <SEP> Temp. <SEP> G <SEP> Dureté
<tb> Brinell <SEP> Brinell
<tb> 700 <SEP> 310 <SEP> 700 <SEP> 300
<tb> 750 <SEP> 260 <SEP> 700 <SEP> 255
<tb> 800 <SEP> 235 <SEP> 700 <SEP> 230
<tb> 850 <SEP> 220 <SEP> 700 <SEP> 215
<tb> 900 <SEP> 212 <SEP> 700 <SEP> 212
<tb> 950 <SEP> 210 <SEP> 700 <SEP> 210
<tb>
Le tableau 2 et la figure 3 montrent les résultats obtenus dans de mêmes essais effectués sur un alliage "réversible" conforme à la présente invention.
La composition chimique de cet alliage a été : G - 0,18%, Cr - 17,4%, Ni - 27,7%, Ti - 2,7 % (teneur en Ti effectif ou actif 2,0 %).
Le tableau 2 montre que la dureté croît encore après le deuxième chauffage, ce qui signifie que le temps de maintien de l'alliage à la température donnant les propriétés optima a été trop court.
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TABLEAU 2.
EMI7.1
<tb>
<tb>
Premier <SEP> chauffage <SEP> Deuxième <SEP> chauffage
<tb> Temp. <SEP> C <SEP> Dureté <SEP> Temp. <SEP> C <SEP> Dureté
<tb> Brinell <SEP> Brinell
<tb> 700 <SEP> 350 <SEP> 700 <SEP> 350
<tb> 750 <SEP> 330 <SEP> 700 <SEP> 352
<tb> 800 <SEP> 290 <SEP> 700 <SEP> 355
<tb> 850 <SEP> 235 <SEP> 700 <SEP> 358
<tb> 900 <SEP> 200 <SEP> 700 <SEP> 360
<tb> 950 <SEP> 190 <SEP> 700 <SEP> 360
<tb>
Le tableau 3 et la figure 4 montrent le changement de la dureté d'un alliage "réversible" lorsque l'on traite un échantillon d'alliage selon la présente invention successivement et alternativement à des températures comprises entre 650 et 950 C.
La composition chimique de l'alliage a été C - 0,15 %, Or - 15%, Ni - 25%, Ti - 1,7% (teneur en Ti effectif ou actif
1,1%).
Cet exemple démontre très nettement la dépendance entre la dureté, la température, le durcissement structural et la réversibilité.
TABLEAU3.
EMI7.2
<tb>
<tb>
Temp. <SEP> C <SEP> maintien <SEP> en <SEP> heures <SEP> Dureté <SEP> Brinell
<tb>
EMI7.3
- -i ] r i ### m i - # # ### imm,ii ih iiim hi h in i i i i. i i rjiiMiiiai ## - -h r # # ## inn # M - i ri m i i -#-# ".m -| i # i i i...... l . i i i ... j [ . il
EMI7.4
<tb>
<tb> 700 <SEP> 5 <SEP> 210
<tb> 850 <SEP> 5 <SEP> 155
<tb> 700 <SEP> 10 <SEP> 220
<tb> 800 <SEP> 5 <SEP> 162
<tb> 950 <SEP> 5 <SEP> 142
<tb> 800 <SEP> 6 <SEP> 161
<tb> 650 <SEP> 7 <SEP> 240
<tb>
Dans les exemples qui précèdent, la dureté est donnée en unités BRINELL et elle a été mesurée à la température ambiante.
En fait, on ne peut pas tirer de la dureté mesurée à la température ambiante des conclusions définitives quant à la résistance mécanique aux hautes tempéra- tures. Mais, surtout avec les alliages considérés ayant une structure de base stable, c'est-à-dire austénitique, on est en droit de considérer le changement de la dureté à la température ambiante comme un critère de
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l'évolution dans le même sens des propriétés à chaud desdits alliages. Les essais exécutés ont d'ailleurs confirmé l'exactitude de cette opinion. Si un objet fabriqué à partir d'un tel alliage, est soumis à des surchauffes à la suite desquelles la dureté à la température ambiante a diminué, les qualités à chaud subissent elles aussi une diminution.
Si l'alliage est réversible conformément à la présente invention et s'il est ramené à la température normale d'emploi, la dureté et les propriétés mécaniques à chaud reprennent aussi leurs valeurs normales.
Dans le tableau 4, on a indiqué des exemples d'alliages appartenant au domaine de la présente invention ainsi que ceux d'autres alliages extérieurs à ce domaine mais très proches de ses limites. Les teneurs en Ti effectif ou actif indiquées dans les exemples ont été calculées sans tenir compte des teneurs en azote.
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TABLEAU IV.
EMI9.1
<tb>
Allia- <SEP> C <SEP> Cr <SEP> Ni <SEP> Ti <SEP> Mo <SEP> W <SEP> V <SEP> Go <SEP> Nb/Ta <SEP> Be <SEP> Réversige <SEP> Total <SEP> effectif <SEP> ble
<tb> 1 <SEP> 0,038 <SEP> 15,4 <SEP> 45,7 <SEP> 0,68 <SEP> 0,53 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> non
<tb> 2 <SEP> 0,038 <SEP> 15,4 <SEP> 46,4 <SEP> 0,94 <SEP> 0,79 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> oui
<tb> 3 <SEP> 0,14 <SEP> 19, <SEP> 6 <SEP> 20,6 <SEP> - <SEP> - <SEP> 2,9 <SEP> 2,7 <SEP> 20 <SEP> 1,1 <SEP> - <SEP> non
<tb> 4 <SEP> 0,09 <SEP> 20,1 <SEP> 18,8 <SEP> 1,0 <SEP> 0,64 <SEP> 3,04 <SEP> 3,17 <SEP> - <SEP> 20,3 <SEP> - <SEP> - <SEP> non
<tb> 5 <SEP> 0,08 <SEP> 19,2 <SEP> 18,8 <SEP> 2,1 <SEP> 1,8 <SEP> 3,0 <SEP> 2,97 <SEP> - <SEP> 19,8 <SEP> - <SEP> - <SEP> oui
<tb> 6 <SEP> 0,14 <SEP> 14,9 <SEP> 25,7 <SEP> 1,06 <SEP> 0,50 <SEP> - <SEP> 0,44 <SEP> - <SEP> - <SEP> 0,82 <SEP> - <SEP> non
<tb> 7 <SEP> 0,
<SEP> 06 <SEP> 14,7 <SEP> 24,1 <SEP> 0,85 <SEP> 0,61 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> non
<tb> 8 <SEP> 0,15 <SEP> 15,2 <SEP> 26,0 <SEP> li7 <SEP> 1,1 <SEP> - <SEP> 0,52 <SEP> - <SEP> - <SEP> 0,71 <SEP> 0,003 <SEP> oui
<tb> 9 <SEP> 0,21 <SEP> 14,0 <SEP> 24,4 <SEP> 2,1 <SEP> 1,26 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> oui
<tb> 10 <SEP> 0,047 <SEP> 15,0 <SEP> 24,9 <SEP> 2,1 <SEP> 1,91 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> oui
<tb> 11 <SEP> 0,08 <SEP> 14,4 <SEP> 23,6 <SEP> 2,2 <SEP> 2,0 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> oui
<tb> 12 <SEP> 0,19 <SEP> 18,7 <SEP> 20,1 <SEP> 1,1 <SEP> 0,44 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> non
<tb> 13 <SEP> 0,18 <SEP> 18,4 <SEP> 18,5 <SEP> 2,6 <SEP> 1,88 <SEP> 0,5 <SEP> 0,78 <SEP> 0,33 <SEP> - <SEP> 1,07 <SEP> - <SEP> oui
<tb> 14 <SEP> 0,20 <SEP> 17,7 <SEP> 19,1 <SEP> 2,7 <SEP> 1,
9 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> oui
<tb> 15 <SEP> 0,032 <SEP> 15,7 <SEP> 20,1 <SEP> 0,8 <SEP> 0,67 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> non
<tb> 16 <SEP> 0,038 <SEP> 15,7 <SEP> 20,1 <SEP> 2,2 <SEP> 2,05 <SEP> - <SEP> - <SEP> oui
<tb>
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@ TABLEAU IV.-
EMI10.1
<tb> (Suite).
<tb>
Allia- <SEP> C <SEP> Cr <SEP> Ni <SEP> Ti <SEP> Mo <SEP> W <SEP> V <SEP> Co <SEP> Nb/Ta <SEP> Be <SEP> Rêverge <SEP> Total <SEP> effectif <SEP> sible
<tb>
EMI10.2
¯,.--¯¯¯.-----¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯-¯¯.-.¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯-.¯¯...-.¯.---.,.¯¯¯¯¯¯¯¯¯..--..¯¯¯-.¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯-.¯¯¯¯-¯¯¯¯¯---
EMI10.3
<tb> 17 <SEP> 0,036 <SEP> 15,9 <SEP> 15,2 <SEP> 0,94 <SEP> 0,8 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> non
<tb> 18 <SEP> 0,066 <SEP> 15,9 <SEP> 15,2 <SEP> 1,8 <SEP> 1,51 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> oui
<tb> 19 <SEP> 0,12 <SEP> 25,4 <SEP> 23,4 <SEP> 0,30 <SEP> - <SEP> 1,08 <SEP> - <SEP> - <SEP> 1,9 <SEP> - <SEP> non
<tb> 20 <SEP> 0,16 <SEP> 24,7 <SEP> 19,9 <SEP> 0, <SEP> 62 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> non
<tb> 21 <SEP> 0,15 <SEP> 25,0 <SEP> 12,8 <SEP> 0,49 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> non
<tb> 22 <SEP> 0,
09 <SEP> 17,7 <SEP> 11,6 <SEP> 0,27 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> non
<tb> 23 <SEP> 0,13 <SEP> 19,9 <SEP> 9,5 <SEP> 0,33 <SEP> - <SEP> 0,28 <SEP> 1,21 <SEP> - <SEP> - <SEP> 0,48 <SEP> - <SEP> non
<tb> 24 <SEP> 0, <SEP> 05 <SEP> 18,0 <SEP> 8,7 <SEP> 0,48 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> non
<tb>
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Les alliages contiennent Si et Mn jusqu'à 2%, Al jusqu'à 0,5% et les autres composants normaux des alliages d'acier.