BE823868A - Alliages a saturation magnetique elevee - Google Patents

Description

  WESTINGHOUSE ELECTRIC CORPORATION 

  
Cette invention se rapporte à des matériaux magnétiques doux qui sont particulièrement utiles dans des transformateurs comme matériau pour noyau de transformateur et peuvent être traités d'une manière telle que, soit une orientation du type "cube sur l'arrête" ou une orientation "cube sur face" puisse être présente dans le matériau fini, permettant de ce fait à l'utilisateur de tirer un avantage de la direction de magnétisation préférentielle lorsque les matériaux sont assemblés dans un noyau de transformateur. Le matériau orienté "cube sur face" peut aussi être utilisé pour des noyaux de moteurs, de générateurs et d' autres appareils électriques dynamiques.

   De plus, une microstructure due soit à une recristallisation primaire, soit à une recristallisation secondaire peut être obtenue, permettant donc au fabricant d'atteindre à un degré élevé de diversité dans la fabrication et la fourniture d'un tel matériau, et au fabricant d' équipement électrique d'utiliser le matériau convenant le mieux à ses applications.

  
L'induction moyenne de beaucoup de transformateurs actuels est limitée par la valeur de saturation du matériau constituant le noyau du transformateur. L'un des matériaux les plus utilisés à ce jour est un matériau qui contient environ

  
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de une valeur de saturation limitée à environ 20.300 Gauss. Si on pouvait obtenir des aciers à saturation plus élevée, des transformateurs plus petits et plus légers pour une puissance donnée, pourraient être construits à un coût plus bas.

  
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cativement la valeur de saturation du fer. Cependant, le coût élevé des additions de cobalt au fer, exclut l'emploi économique dans les transformateurs de matéri-

  
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fer,du type à haute teneur en cobalt qui ont les plus hautes valeurs de saturation connues, c'est-à-dire, environ 24.000 Gauss.

  
Le matériau fer - 3% de silicium, largement utilisé dans les noyaux de transformateurs actuels nécessite un traitement spécial pour atteindre à l'orientation désirée et ceci a, à la fois, des effets bénéfiques et nuisibles.

  
Tout d'abord, on peut noter que l'addition de 3% de silicium au fer, réduit la valeur de saturation du fer pur d'environ 21.500 Gauss à environ 20.300 Gauss, limitant la valeur d'induction à laquelle le transformateur peut fonctionner. Cependant, la réduction de la valeur de saturation a été justifiée puisque l' addition jusque 3Z de silicium et le traitement pour obtenir le degré requis de développement de la structure conduit à une diminution plus importante des valeurs observées de perte du noyau qu'avec du fer pur parce que l'addition de silicium améliore la résistivité électrique, augmente la pureté et aide grandement au développement de la structure (110) [001].

   En conséquence, une augmentation de la valeur de saturation de l'acier pour transformateur jusqu'à environ 21.500 Gauss permettrait des inductions moyennes supérieures à 19.000 Gauss et serait très importante du point de vue de la réduction en dimension et en poids du transformateur d'une certaine puissance qui pourrait être construit.

  
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une d'elles donne un matériau ayant une valeur de saturation équivalente à celle du fer pur, c'est-à-dire environ 21.500 Gauss, une résistivité, p , d'au moins
30 microohms-centimètre et une boucle gamma ouverte, le matériau étant caractérisé par le développement interne d'orientations des grains caractérisée" comme soit (110) ou (100), ces orientations étant obtenues par un traitement de recristallisation primaire. L'autre approche donne un alliage répondant à toutes les caractéristiques comme ci-dessus et ayant un haut degré d'orientation (110) mais utilisant un traitement de recristallisation secondaire.

  
Le fer pur subit une transformation de phase de la phase alpha existant à la température ambiante à la phase gamma, à la température de 910[deg.]C. Cette transformation de phase détruit toute structure de recristallisation et rend plus dif-

  
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silicium au fer est efficace pour fermer la boucle gamma et de ce fait prévenir la transformation de phase qui s'effectue lorsque le matériau est chauffé à une température supérieure à 900[deg.]C. En conséquence, le recuit d'alliage à base de fer avec 2% ou plus de silicium peut être effective à une température aussi élevée que 1200[deg.]C pour développer l'orientation désirée et purifier l'alliage. L'addition de cobalt au fer n'empêche pas la transicrmation de phase mais élève plutôt légèrement la température de transformation. De plus, on sait aussi que chaque élément qui tend à fermer la boucle gamma, diminue aussi la valeur de saturation magnétique du fer pur.

  
Des alliages avec une boucle gamma ouverte subissent une transformation de phase à la température Ac. de l'alliage. En conséquence, il est impérieux, en traitant cet alliage, que chaque traitement de recuit à chaud qui a lieu ou chaque orientation des grains soit effectué à une température inférieure à la température Ac de l'alliage. Donc, lorsqu'on fabrique l'alliage de cette invention avec une composition chimique telle que l'alliage peut être caractérisé par une boucle gamma ouverte, cet alliage sera traité de façon telle qu'on obtienne la structure de grains désirée, cette structure étant développée par une structure microcristalline primaire avec une croissance normale des grains.

   En plus, cette même composition de matière ayant une boucle gamma ouverte, peut être traitée pour obtenir une orientation (110) mais dans laquelle la microstructure a les caractéristiques d'une recristallisation secondaire.

  
La présente invention comprend la fabrication d'un alliage ayant une composition consistant essentiellement en d'environ 4 à 6% de cobalt, d'environ  <EMI ID=6.1> 

  
chrome, moins qu'environ 0,03% de carbone, la balance étant du fer avec des impuretés ordinaires (tous les pourcentages étant exprimés en poids). Dans des alliages qui doivent être caractérisés par une boucle gamma ouverte, on préfère maintenir la teneur en silicium plus aluminium dans les limites comprises entre environ 1,5 et 1,8% lorsque cet alliage doit être traité pour produire une struc-

  
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du matériau. Dans les matériaux à boucle gamma ouverte, caractérisés par une microstructure de recristallisation secondaire, on préfère inclure dans la composition environ 0,05 à 0,3% de manganèse et environ 0,01 à 0,03% de soufre pour former du sulfure de manganèse dont on obtient également de bonnes caractéristiques magnétiques lorsque l'alliage contient du nitrure d'aluminium. L'alliage fondu est coulé soit en lingots soit par coulée continue et le matériau coulé est ensuite chauffé jusqu'à la température de laminage à chaud dans les limites comprises entre environ 1250*C et la température la plus élevée possible que l' alliage peut supporter sans provoquer ce phénomène qui est connu sous le nom de "grillage". Après laminage à chaud, la matériau sous forme de bande est traité

  
à froid en deux ou plusieurs opérations, la dernière opération de laminage à froid ayant pour effet de réduire la section d'environ 50 à 75%. De préférence, on intercale entre les opérations de laminage à froid; un recuit intermédiaire des bandes ou cordons, ce recuit intermédiaire étant de préférence effectué à une température comprise entre 800 et 900*C. Le matériau à dimensions finales est ensuite soumis à un recuit décarburisant sous une atmosphère d'hydrogène humide, suivi par un recuit en atmosphère non oxydante et de préférence réductrice, à une température habituellement comprise entre environ 850[deg.]C et la température Ac. de l'alliage. Ainsi traité, le matériau montrera une prépondérance de grains

  
 <EMI ID=8.1> 

  
secondaire.

  
A la composition de base de l'alliage de cette invention, qui comprend

  
 <EMI ID=9.1> 

  
tiellement du fer avec les impuretés ordinaires, et qui est caractérisée par

  
une boucle gamma ouverte, on fait des additions de quantités déterminées d'aluminium et/ou de chrome, suffisantes pour augmenter la résistivité mais insuffisantes pour fermer la boucle gamma, et en particulier, des quantités de chrome 

  
 <EMI ID=10.1> 

  
de l'aluminium, et l'alliage est traité pour produire dans le matériau fini, 

  
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 <EMI ID=12.1> 

  
teneurs en silicium, aluminium et/ou chrome sont déterminées de façon que la 

  
 <EMI ID=13.1>  inoculation de sulfure de manganèse ni nitrure d'aluminium, est coulé en lingots mais est laminée à chaud en plaques ou bandes à une température comprise entre

  
 <EMI ID=14.1> 

  
mensions finales, en deux ou plusieurs opérations. La quantité de laminage à froid qui est imposée au matériau pendant le dernier stade du laminage à froid, déterminera le type d'orientation que l'alliage aura après le recuit postérieur.

  
 <EMI ID=15.1> 

  
dimensions du matériau jusqu'aux dimensions finales,devrait effectuer une diminu-

  
 <EMI ID=16.1> 

  
est ensuite soumis à un traitement thermique final à une température comprise entre 800[deg.]C et la température Ac. de l'alliage pendant un certain temps et aura une microstructure de recristallisation primaire et une croissance normale des grains. D'autre part, si le même matériau est traité en deux ou plusieurs opérations de laminage à froid et si la dernière de ces opérations de laminage à

  
 <EMI ID=17.1> 

  
matériau est ensuite soumis au recuit final dans les mêmes limites de température, c'est-à-dire entre 800*C et la température Ac. de l'alliage, le matériau à dimensions finales montrera une prépondérance de grains ayant une orientation
(100) [001] qui est obtenue aussi par recristallisation primaire et croissance normale des grains.

  
Donc le choix de la composition, l'historique des traitements pour amener

  
à ses dimensions finales, le traitement thermique final et la microstructure qui en résulte, détermineront les diverses caractéristiques magnétiques de l'alliage. Les caractéristiques apparentes des propriétés magnétiques incluent l'orientation des grains, la résistivité, la valeur de saturation, la perméabilité et les pertes y associés.

  
Les alliages qui font l'objet de la présente invention, comprennent essen-

  
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nèse, jusqu'à environ 0,03X de soufre, jusqu'à environ 0,05% d'azote moins que environ 0,03% de carbone, la balance étant du fer avec éventiellement quelques impuretés.

  
A ce point de vue, on notera que l'effet du silicium dans le fer pur est bien connu. Le silicium est efficace pour accroître la résistivité p et pour chaque accroissement de silicium ajouté, une diminution correspondante est notée

  
 <EMI ID=19.1> 

  
augmentation de résistivité. On préfère maintenir la teneur en silicium dans

  
 <EMI ID=20.1>  bien que la valeur de saturation de l'alliage soit quelque peu réduite.

  
De plus, le silicium est aussi très efficace pour fermer la boucle gamma

  
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la boucle gamma et est efficace pour augmenter la résistivité et diminuer les pertes. Au moins 1% de silicium environ, est préféré pour obtenir une augmentation appropriée de la résistivité et une diminution des valeurs des pertes.

  
Dans les alliages où la microstructure finale est caractérisée comme une recristallisation secondaire et où une inoculation soit au sulfure de manganèse soit au nitrure d'aluminium est utilisée, on préfère maintenir la teneur en silicium vers la limite supérieure du domaine fixé et lorsque l'alliage a une microstructure de recristallisation primaire on préfère maintenir la teneur en silicium vers la limite inférieure du domaine. Des teneurs plus élevées en silicium, c'est-àdire, vers la limite supérieure, peuvent être utilisées dans des alliages à recristallisation primaire lorsque des germes tels que le sulfure de manganèse

  
et le nitrure d'aluminium sont maintenue 3 des niveaux critiques bas.

  
La teneur en cobalt est de préférence maintenue dans les limites comprises entre environ 4 et 6X dans le but principal d'augmenter la valeur d'induction

  
de saturation de l'alliage. Bien que le cobalt soit aussi efficace pour augmenter la résistivité et aura un léger effet pour diminuer les pertes, le cobalt est inefficace pour stabiliser le domaine gamma et augmenter la température de

  
 <EMI ID=22.1> 

  
leurs plus élevées de saturation d'induction sont désirées, l'alliage aura entre

  
 <EMI ID=23.1> 

  
L'invention envisage aussi la présence d'aluminium jusqu'à environ 0,3Z dans les alliages. L'aluminium est un élément efficace pour fermer la boucle

  
 <EMI ID=24.1> 

  
tre la résistivité de l'alliage mais il a aussi pour effet de diminuer la valeur de saturation. De ce fait, la teneur en aluminium est de préférence limitée à environ 0,3% maximum. Vu ceci, lorsque l'alliage de la présente invention doit

  
 <EMI ID=25.1> 

  
la teneur en cobalt devrait être maintenue dans des valeurs comprises entre en-

  
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turation puisse être effectivement compensée par l'addition de plus grandes quantités de cobalt, augmentant ainsi la valeur de saturation et l'amenant à une valeur au moins aussi bonne que celle du fer pur c'est-â-dire 21.500 Causs. 

  
 <EMI ID=27.1> 

  
sont suffisantes pour amener la valeur de saturation à la valeur minimale d'environ 21.500 Gauss. Vu que tant les deux éléments silicium et aluminium que le cobalt augmentent la résistivité, l'alliage aura une résistivité p supérieure à environ 30 microohms-centimëtres. Un tel alliage peut être chauffé à 1000*C ou un peu plus haut sans trace de transformation de phase. Une température d'envi-

  
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transformation de phase.

  
Du chrome peut être présent dans les alliages de la présente invention en

  
 <EMI ID=29.1> 

  
ter la résistivité de l'alliage tout en n'entrainant qu'une légère diminution de la valeur de saturation, cependant, le chrome apparemment, stabilise la phase gamma du fer et il en résulte une compensation de l'effet du silicium qui ferme la boucle gamma dans les alliages de la présente invention.

  
Bien que du carbone puisse être présent dans l'alliage de la présente invention, on préfère maintenir la teneur en carbone aussi basse que possible et seulement une valeur approximative de 0,03Z de carbone peut être le maximum toléré. Même avec cette basse teneur en carbone, on préfère décarburer l'alliage pendant le traitement suivant de sorte que la teneur réelle en carbone dans l' alliage soit aussi basse que possible, diminuant donc toute tendance au veillissement magnétique pendant l'utilisation.

  
Lorsqu'on utilise comme matériau de noyau, l'alliage de la présente invention, caractérisé par une orientation (110) [001] et une microstructure de cristallisation secondaire, la teneur en soufre est maintenue de préférence dans les limites comprises entre environ 0,01 et 0,03X avec une teneur en manganèse coin*"

  
 <EMI ID=30.1> 

  
manganèse qui est efficace pour inhiber la croissance des grains jusqu'à ce qua

  
soit

  
la structure (110) désirée/développée et, le sulfure de manganèse peut ensuite être enlevé, la croissance concomitante des grains s'effectuant et le matériau est caractérisé par une microstructure de recristallisation secondaire.

  
L'alliage de laprésente invention peut aussi être produit en utilisant le mécanisme au nitrure d'aluminium pour inoculer la recristallisation secondaire

  
 <EMI ID=31.1> 

  
soit au nitrure d'aluminium, utilisé pour produire la recristallisation secondaire dans la microstructure finale,(dans chaque cas, le traitement thermique  <EMI ID=32.1> 

  
magnétiques observées diffèrent de celle* d'un alliage qui est traité pour pré.enter une microstructure de recristallitation primaire. Il en résulte que les plut

  
 <EMI ID=33.1> 

  
à microstructure de recristallisation primaire. En conséquence, pour des applications en courant continu où les pertes ne sont pas un critère, on peut préférer

  
 <EMI ID=34.1> 

  
cas, la teneur en soufre devrait être inférieure à environ 0,01%.

  
 <EMI ID=35.1> 

  
ment d'addition intentionnelle de silicium mais avec des additions délibérées de chrome, la quantité de chrome présent, déterminera la structure de l'alliage quelque soit le traitement auquel l'alliage est soumis, comme il sera montré ci-
-prêt. En accord avec ceci, lorsque la teneur en chrome est supérieure à environ

  
 <EMI ID=36.1> 

  
orientation (110) [001] sera obtenue indifféremment que l'on utilise le traite-

  
 <EMI ID=37.1> 

  
cette invention.

  
Dans les alliages qui ont une microstructure de recristallisation primaire,

  
 <EMI ID=38.1>   <EMI ID=39.1> 

  
Les alliages de cette invention peuvent être fabriqués en suivant l'un des procédés habituels, bien connus de fabrication de l'acier. Les constituants sont

  
 <EMI ID=40.1> 

  
coulée pour former un lingot qui peut ensuite être transformé à chaud en une

  
 <EMI ID=41.1> 

  
alliage est laminé à froid en une ou plusieurs étapes jusqu'aux dimensions finales et, suivant l'orientation et la composition, le traitement thermique final est choisi conformément à ces critères, de même que le programme de laminage qui sera décrit plus complètement ci-après.

  
 <EMI ID=42.1> 

  
cobalt est présent dans les limites comprises entre environ 4 et 6% ou le manganèse jusqu'à 0,3% et le soufre est présent dans les limites comprises entre environ 0,01 et 0,03%, les teneurs de ces deux derniers éléments étant valables seulement lorsque le mécanisme au MnS est utilisé, le produit fondu est de préférence coulé en lingots qui sont par après laminés à chaud pour former une bande de dimensions intermédiaires. Pendant le laminage à chaud du lingot pour l' amener aux dimensions de la bande laminée à chaud, le matériau est de préférence

  
 <EMI ID=43.1> 

  
température la plus élevée que le matériau peut supporter sans produire le phénomène connu sous le nom de "grillage" qui comprend la liquéfaction des phases

  
à bas point de fusion débutant à ou près des frontières de grain du matériau ainsi coulé. Le chauffage initial du lingot à une haute température de ce genre peut être diféré si on utilise un procédé en deux étapes dans lequel le lingot est d'abord laminé à chaud à plus basse température en une plaque ou autre intermédiaire laminé à chaud et ensuite la plaque ou autre intermédiaire laminé

  
à chaud est ensuite chauffé à la dite haute température- et ensuite laminé à chaud en une bande. De bons résultats peuvent être obtenus lorsque le matériau est

  
 <EMI ID=44.1> 

  
sions d'environ 2 mm d'épaisseur. Bien que des dimensions plus grandes puissent être utilisées, entre autres des dimensions quelconques entre environ 1,5 et 6,4 mm d'épaisseur, on préfère tenter d'avoir une épaisseur d'environ 2 mm.

  
 <EMI ID=45.1> 

  
être recuit à ce moment, et ensuite vient le premier stade de laminage à froid. La première opération de laminage à froid provoque habituellement une réduction

  
 <EMI ID=46.1>  section du laminé à chaud. Ensuite, le matériau subit de préférence un recuit de bande intermédiaire à une température comprise entre environ 800 et 900*C, à la suite de quoi, le matériau est de nouveau décalaminé et laminé à froid jusqu' aux dimensions finales, par exemple entre 0,15 et 0,38 mm d'épaisseur et de préférence à une valeur d'environ 0,30 mm. Le dernier laminage à froid jusqu'aux dimensions finales provoque une réduction en section comprise entre environ 50

  
 <EMI ID=47.1> 

  
risant.

  
De préférence, le traitement thermique de recuit décarburisant s'effectue sur des cordons ou bandes et est habituellement effectué à une température comprise entre environ 760[deg.]C et 870[deg.]C de préférence sous une atmosphère d'hydrogène ayant un point de rosée supérieur à environ 20[deg.]C. Après le recuit décarburisant, lé matériau, habituellement sous forme de bobine, est soumis à un traitement thermique de cémentation, le dit traitement thermique de cémentation s'effectuant à une température comprise entre environ 800*C et la température Ac. du matériau soumis au traitement. Ce traitement thermique de cémentation s'effectue habituellement sous atmosphère non oxydante ou réductrice telle que sous hydrogène sec avec un point de rosée de -40[deg.]C, dans le domaine de température indiqué, pendant

  
 <EMI ID=48.1> 

  
à température ambiante, le matériau montrera une prépondérance de grains ayant une orientation (110) [0011 et une microstructure de recristallisation secondaire.

  
 <EMI ID=49.1> 

  
avec une balance de fer et d'impuretés ordinaires. Bien que de petites quantités d'aluminium puissent être présentes dans cet alliage, on préfère maintenir le silicium à la limite inférieure de la teneur permise et l'addition de chrome est de quelque profit. En l'absence d'une quantité appréciable d'aluminium, jusqu'à 0,8% de chrome peut être utilisé avec une teneur en silicium dans les limites

  
 <EMI ID=50.1> 

  
Ce matériau est fondu de la même manière que dans l'exemple précédent/est de préférence coulé en lingots, plaques continues ou autre forme convenable. Le matériau coulé est ensuite laminé à chaud à une température de préférence dans les limites comprises entre environ 1000 et 1100[deg.]C de façon à transformer

  
le matériau en une bande d'épaisseur comprise entre 2 et 3,8 mm. Après le laminage à chaud, le matériau est ensuite décalaminé et de préférence recuit à une température dans des limites comprîtes entre environ 800**C et la température

  
 <EMI ID=51.1> 

  
0,28 mm d'épaisseur.

  
Après réduction aux dimensions finales, la surface du mattériau est nettoyée

  
 <EMI ID=52.1> 

  
ment.

  
Le procédé qui vient d'être décrit a été nommé le Procédé H et le procède suivant à décrire sera nomme le Procédé C.

  
 <EMI ID=53.1> 

  
Procédé C.

  
En substance, le même matériau qui est employé dans le prcocédé H, peut en*

  
 <EMI ID=54.1>   <EMI ID=55.1> 

  
décrit ci-dessous produira une feuille aux dimensions finales à structure de grains (110) [001] qui n'oppose à la structure (100) [001]. A côté des limitations de concentration précédentes, pratiquement la même composition que dans le

  
 <EMI ID=56.1> 

  
microstructure de recristallisation primaire.

  
Dans ce procédé, on prépare une masse fondue qui contient moins qu'envi-

  
 <EMI ID=57.1> 

  
La masse fondue est de préférence coulée en lingots ou en plaques de coulée continue ou billettes et le produit résultant est laminé à chaud pour en faire une

  
 <EMI ID=58.1> 

  
 <EMI ID=59.1> 

  
entra environ 2,54 et 6,3 mm. La dernière dimension dépendra en fait du gabarit final désiré et des réductions requises lors du laminage à froid suivant l'opération de laminage à chaud.

  
Après le laminage à chaud, le matériau est décalaminé, habituellement par décapage acide,avant le commencement des opérations de laminage à froid. Après le décalaminage, on préfère recuire le matériau à une température comprise entre environ 800*C et la température Ac. de la composition habituellement sous atmosphère inerte ou réductrice. Ensuite, le matériau est laminé à froid en une ou plusieurs opérations jusqu'aux dimensions finales, au moins la dernière des dites opérations de laminage à froid ayant pour effet une réduction de la sec-

  
 <EMI ID=60.1> 

  
interposé entre des opérations successives de laminage à froid, le dit recuit intermédiaire s'effectuant habituellement à une température comprise entre environ 800'C et la température Ac du matériau. On appréciera que lors du laminage

  
 <EMI ID=61.1> 

  
indiqué ci-dessus en relation avec le Procédé H. Lorsqu'on soumet le matériau à plus d'une opération de laminage à froid au moins la dernière opération aurait

  
 <EMI ID=62.1> 

  
Un programme type pour laminer le matériau à la dimension finale d'environ 0,28 mm comprendrait un laminage A chaud jusqu'à une épaisseur de bande d'envi-

  
 <EMI ID=63.1> 

  
260*C jusqu'à une dimension d'environ 2 mm, un recuit suivi d'un laminage "chaudfroid" jusqu'à environ 1 mm d'épaisseur et, sans aucun recuit intermédiaire, un

  
 <EMI ID=64.1>   <EMI ID=65.1> 

  
tériau est nettoyée comme requis et ensuite soumise à un recuit de recristallisation primaire une température comprise entre environ 800'C et la température

  
 <EMI ID=66.1> 

  
tel recuit final, on emploie de préférence une atmosphère d'hydrogène sec ayant un point de rosée de moins qu'environ -40*C.

  
En utilisant les trois procédés précédents ainsi que diverses compositions chimiques, un certain nombre d'alliages furent préparés et testés, les résultats des tests apparaissant ci-après. Une référence est reprise au tableau I qui comprend la composition d'une série d'alliages fabriqués et testés pour leur induction de saturation ainsi que pour leur résistivité et leurs caractéristiques de transformation.

  
Tableau I

  

 <EMI ID=67.1> 


  
Toutes les compositions qui sont décrites au Tableau I étaient d'abord destinées à un alliage ayant une induction de saturation approchant celle du fer

  
 <EMI ID=68.1> 

  
environ 30 microohms-centimètre . A partir des résultats repris au Tableau I,

  
 <EMI ID=69.1>  désirée tout en conservant une résistivité convenable. Des augmentations ultérieures de la teneur en cobalt et silicium au-delà des teneurs renseignées étaient efficaces pour atteindre le but initial. Donc l'effet efficace du silicium est clairement évident.

  
De façon à mettre en évidence la transformation de phase, des mesures

  
 <EMI ID=70.1> 

  
produire une microstructure de recristallisation secondaire et l'orientation préférée de cube sur l'arête ne peuvent pas être utilisés.

  
 <EMI ID=71.1> 

  
une orientation cube sur l'arête et une microstructure de recristallisation secondaire. Les deux mécanismes d'inoculation tant au sulfure de manganèse qu'au nitrure d'aluminium ont été utilisés. En plus, on a démontré que une réduction importante du soufre se passe pendant le. traitement thermique final qui s'effec-

  
 <EMI ID=72.1> 

  
pour développer l'orientation "cube sur arête" et la microstructure de recristallisation secondaire.

Tableau II'

Compositions nominales des alliages.

  

 <EMI ID=73.1> 


  
Les compositions reprises au Tableau.Il furent toutes choisies pour uti-

  
 <EMI ID=74.1> 

  
orientation marquée "cube sur arête" parce que la teneur en manganèse est plus basse que la limite inférieure et de ce fait, trop peu de sulfure de manganèse serait formé.

  
Les compositions nominales reprises au Tableau II furent fondues sous

  
vide par chauffage par induction sous forme de lingots d'un poids nominal de 7.500

  
 <EMI ID=75.1> 

  
née à chaud de 2,0 mm d'épaisseur

  
2. Nettoyer la surface

  
 <EMI ID=76.1>  

  
 <EMI ID=77.1> 

  
dans un four à gradient ayant une variation de température d'environ 150'C sur une longueur d'échantillon de 450 mm et la structure des grains fut étudiée. D'autres échantillons pour essais magnétiques et des Epstein furent cémentés

  
 <EMI ID=78.1> 

  
et des essais magnétiques standards sous courant continu et alternatif à 60 Hz furent effectués sur des alliages du Tableau II.

  
Les valeurs sont reprises au Tableau III qui renseigne les valeurs de couple des alliages du Tableau II.

  
Tableau III

Propriétés magnétiques

  

 <EMI ID=79.1> 


  
La composition de l'alliage SB7 fut choisie pour obtenir des additions de Mn et S qui provoquent aux frontières de grains une inhibition secondaire. On peut noter que le traitement est basé sur des procédés standards de matériaux disponibles commercialement. L'examen d'une bande de 0,28 mm d'épaisseur, recuite dans un four à gradient dont la température varie entre environ 900 et 1050*C, indique que cet alliage se transforme de la phase a à la phase y 1 une températu-

  
 <EMI ID=80.1> 

  
Des alliages 166t, 1662 et 1663 furent traités de la même manière pour atteindre une épaisseur finale de 0,28 mm. Les valeurs de couple obtenues sur

  
 <EMI ID=81.1>   <EMI ID=82.1> 

  
était obtenue, probablement à cause de la basse teneur en manganèse. Ceci résultant en une dimension et une répartition insuffisante des inclusions.

  
L'alliage SB 158, qui contient des additions de Al et N, fut traité jus-

  
 <EMI ID=83.1> 

  
des grains secondaires plus petits étaient observés jusqu'à environ 975*C; la transformation de la phase a et la phase Y était observée un peu au-dessus de !000*C. Un grain de cet échantillon était si grand que un disque entier pour essai magnétique pouvait en être poinçonné. Cet échantillon avait une valeur de couple de pointe de 233 000 erg/cm<3> et un rapport de pointe de 0,31, représentant une bonne valeur pour un monocristal (110) de cette composition. Les valeurs de

  
 <EMI ID=84.1> 

  
très marquées.

  
Dans les aciers orientée au silicium, disponibles commercialement et obte-

  
 <EMI ID=85.1> 

  
et augmenter la vitesse de croissance des grains favorablement orientés de la microstructure de recristallisation secondaire. Ceci a pour etfet d'augmenter la force coercitive et de provoquer une dimension de grain plus grande, ces deux facteurs influençant en dernier lieu les pertes caractéristiques de l'alliage.

  
Puisque, comme il y a déjà été dit précédemment, le chauffage de l'alliage

  
 <EMI ID=86.1> 

  
transformation de l'alliage de la phase alpha à la phase gamma et de ce fait empêche d'obtenir toute orientation préférentielle de la microstructure de recristallisation secondaire, le traitement thermique final s'effectue à une température inférieure à la température Ac. de l'alliage. Très étonnamment, un recuit final dans de l'hydrogène sec pendant 48 heures à 950*C était efficace pour enlever le soufre. Les résultats d'essais exprimés ci-après, indiquent les teneurs finales en soufre des alliages testés qui contenaient à l'origine 0,02X de soufre

  
Tableau IV

  
 <EMI ID=87.1> 
 <EMI ID=88.1> 
  <EMI ID=89.1> 

  
liage a une orientation (110) [001] et une microstructure de recristallisation secondaire.

Tableau V

Propriétés magnétiques

  

 <EMI ID=90.1> 


  
 <EMI ID=91.1> 

  
orientation, quoique la force coercitive soit quelque peu plus faible que celle généralement obtenue pour des échantillons à recristallisation primaire de même composition et de même degré de structure comme on le verra plus clairement ciaprès. Les pertes de cet échantillon sont un peu plus élevées que celles des matériaux commerciaux de la même épaisseur, surtout parce que de résistivité plus faible que l'alliage SB-158, la force coercitive de cet échantillon est plus

  
 <EMI ID=92.1> 

  
de recristallisation primaire de 0,15 mm d'épaisseur et de même composition, toutefois les pertes sont quelque peu élevées que celles normalement observées sur des échantillons de structure primaire. Ces pertes plus élevées résultent très probablement, de la très grande dimension des grains de l'échantillon à

  
 <EMI ID=93.1> 

  
crostructure de recristallisation secondaire peut trouver ses plus importantes

  
 <EMI ID=94.1> 

  
 <EMI ID=95.1> 

  
furent préparés et testés, ces alliages ayant la composition décrite ci-après au Tableau VI 

Tableau VI

  
Déterminés par analyse

  

 <EMI ID=96.1> 


  
Valeurs initiales

  

 <EMI ID=97.1> 


  
Les alliages ayant la composition décrite au Tableau VI furent traités suivant le procédé H décrit ci-dessus. Plus spécifiquement, ces alliages furent coulés en lingots qui furent ensuite laminés à chaud à une température de

  
 <EMI ID=98.1> 

  
dimensions finales fut nettoyé et ensuite recuit sous hydrogène sec pendant une période de 48 heures à une température de soit 850[deg.]C ou de 900*C utilisant

  
 <EMI ID=99.1> 

  
Après refroidissement jusqu'à température ambiante, les caractéristiques magnétiques furent mesurées et les résultats apparaissent ci-après au Tableau VII Tableau VII

  

 <EMI ID=100.1> 


  
Le couple de pointe et le rapport de couple ont été déterminés par un test

  
 <EMI ID=101.1> 

  
Puisque les alliages 1459 et 1463 ont un couple de pointe élevé, les rapports de couple indiquent qu'une majorité des grains ont un développement de structu-

  
 <EMI ID=102.1> 

  
pour les quatre derniers alliages que pour l'alliage 1459 où aucune addition délibérée de chrome n'a été faite.

  
On croit significatif le fait que l'alliage 1464 qui n'avait pas d'addition

  
 <EMI ID=103.1> 

  
cet alliage traité suivant le procédé C.

  
L'attention se reporte sur le Tableau VIII qui illustre l'effet résultant de l'emploi du procédé type H d'une manière identique à celle employée pour les échantillons du Tableau VII à l'exception près que le dernier lot des échantil-

  
 <EMI ID=104.1> 

  
épaisseur finale était de 0,23 mm comme pour le SB50, le reste ayant 0,28 mm d'épaisseur, magné-tiques renseignées par ce moyen sont les suivantes: 

  
Tableau VIII

  

 <EMI ID=105.1> 


  
Les valeurs reprises au Tableau VIII montrent que de bonnes valeurs de

  
 <EMI ID=106.1> 

  
pris 0,005% de soufre. De plus, il apparait que, en comparant les couples de pointe de même que les rapports, ces alliages présentent une prépondérance de grains ayant une orientation (110) [001]. cette orientation étant obtenue lors-

  
 <EMI ID=107.1> 

  
"chaud-froid". Bien que les résultats de perte paraissent être quelque peu contradictoires,ceux-ci peuvent s'expliquer par le fait que la dimension finale de tous les échantillons laminés "chaud-froid" et l'échantillon SB50 qui fut traité entièrement à température ambiante, était proche de 0,23 mm tandis que toutes les autres compositions avaient une dimension finale proche des 0,28 mm d'épaisseur nominale.

  
L'alliage 1459 était aussi traité suivant le procédé C. L'alliage 1459 avait la composition décrite ci-dessus au Tableau VI. En appliquant le procédé

  
 <EMI ID=108.1> 

  
 <EMI ID=109.1> 

  
température de 900*C. Après le recuit, le matériau laminé à chaud était laminé

  
 <EMI ID=110.1>  pendant 5 heures à 900*C. Après ce recuit intermédiaire, le matériau fut laminé

  
à cnaud à 260*C jusqu'à une épaisseur de 1 mm et immédiatement après, laminé

  
à froid à température ambiante jusqu'à une épaisseur de 0,28 mm (72% de réduction).

  
Des échantillons Eputein furent découpés dans la direction du laminage

  
et des disques de couple furent recuits pendant 48 heures à une température de
900[deg.]C sous hydrogène sec ayant un point de rosée de moins que -40*C, les dits chauffage et refroidissement ayant été programmés pour être effectuée à un maxi-

  
 <EMI ID=111.1> 

  
Tableau IX

  

 <EMI ID=112.1> 


  
Les valeurs élevées de couple de pointe et les bas rapports de pointe in-

  
 <EMI ID=113.1> 

  
D'autre part, le procédé C qui fournit un couple de pointe comme indiqué et un rapport élevé de pointe, montre que le procédé C produit une majorité de

  
 <EMI ID=114.1> 

  
ages contenant des teneurs en cobalt plus élevées. Comme on pourrait s'y attendre, les valeurs d'induction et de perte n'étaient pas aussi bonnes que celles mesurées sur les matériaux ayant subi le procédé H qui produit une majorité de

  
 <EMI ID=115.1> 

  
Examinons maintenant les figures. Les spectres polaires aux rayons X représentés sont relatifs à l'alliage 1459 ayant subi les deux procédés C et H. Les

  
figures 1 et lA qui sont respectivement une figure polaire (200) et un histogramme,montrent l'orientation importante "cube sur face" de la structure (100) <EMI ID=116.1>  tats sont en corrélation étroite avec les valeurs magnétiques reprises au Tableau IX. Lorsque le même alliage est traité suivant le procédé H des structures beaucoup plus orientées sont obtenues. Donc, les figures 2 et 2A qui sont respectivement une figure polaire (110) et un Histogramme montrent la forte orien- <EMI ID=117.1>   <EMI ID=118.1>  orientation explique les excellentes caractéristiques magnétiques montrées par ces alliages.

   Les résultats des essais précédents montrent que trois tvpes différents de traitements donnent des résultats différents: l'un se manifeste par une microstructure de recristallisation secondaire dans laquelle les grains prennent une <EMI ID=119.1>  d'autre part, tous deux ayant les caractéristiques d'une structure de recristallisation primaire et d'une croissance normale des grains. Un procédé convenablement sélectionné comme décrit ici, appliqué à des alliages de compositions données, produira une feuille ou bande finale recuite <EMI ID=120.1>  bandes du matériau sont fabriquées par le laminage unidirectionnel, en particulier pendant les étapes de laminage à froid.

   Il faut noter que les revêtements isolants de surface habituels doivent être appliqués sur les feuilles magnétiques, par exemple des recouvrements de phosphate, d'oxyde de magnésium ou de verre qui réagissent avec ou adhèrent sur la surface de la feuille. Ainsi traités, ces matériaux trouvent des emplois adéquats comme matériaux de noyau employès dans des transformateurs tant de distribution que de puissance, de poids et dimensions réduites du fait des valeurs d'induction plus élevées et des valeurs de résistivité plus élevées caractérisant les alliages de cette invention. D'autres équipements électriques demandant de l'acier magnétique orienté peuvent bénéficier de l'emploi des produits magnétiques orientés à base de fer-cobalt de cette invention. 

REVENDICATIONS.

  
1. Alliage laminé et traité à chaud ayant une surface parfaitement plane lequel alliage pouvant être utilisé comme noyau de transformateur, caractérisé en ce

  
 <EMI ID=121.1> 

  
viron 0,05% d'azote, moins que environ 0,03% de carbone, la balance étant essentiellement du fer avec les impuretés ordinaires, l'alliage ayant une orientation telle que plus de 50% en volume des grains ont une orientation du cube unitaire choisie dans le groupe forme des plans (110) et (100),otientation dans laquelle

  
 <EMI ID=122.1> 

  
la direction de laminage, l'alliage ayant aussi une résistivité supérieure à 30 microohms-centimètres.

Claims (1)

1. 2. Alliage suivant la revendication 1, caractérisé en ce que la teneur en <EMI ID=123.1>

   3. Alliage suivant la revendication 1, caractérisé en ce que la teneur totale en silicium et aluminium est comprise dans les limites entre environ 1,5 et 1,8%.

   4. Alliage suivant la revendication 1, caractérisé en ce que la teneur en cobalt est maintenue entre les limites d'environ 5 et 6% et la teneur totale du

   <EMI ID=124.1>

   5. Alliage suivant la revendication 1, caractérisé en ce que la teneur en cobalt est comprise entre environ 4 et 5%, la teneur en silicium, entre environ

   <EMI ID=125.1>

   n'exède pas environ 0,005%.

   6. Alliage laminé et traité à chaud ayant une surface parfaitement plane, pouvant être utilisé comme noyau de transformateur, caractérisé en ce qu'il consiste essentiellement en: environ 4 à 6% de cobalt, environ 1,3 à 1,5% de silicium,

   <EMI ID=126.1>

   d'azote, moins qu'environ 0,037 de carbone, la balance étant du fer avec les impuretés ordinaires, l'alliage ayant une orientation dans laquelle plus de 50%

   en volume des grains ont une orientation du cube unitaire choisie dans le groupe forme des plans (110) et (100),orientation dans laquelle le plan choisi est paral-

   <EMI ID=127.1>

   7. Alliage suivant la revendication 6, caractérisé en ce que la teneur totale en silicium et aluminium est comprise entre les limiter d'environ 1,5 et 1,6%. 8. Alliage suivant la revendication 6, caractérisé en ce que la teneur en co-

   <EMI ID=128.1>

   9. Alliage suivant la revendication 6, caractérisé en ce que la teneur en cobalt eat comprise entre les limites d'environ 4 et 5%, la teneur totale en sili-

   <EMI ID=129.1>

   10. Alliage laminé et traité à chaud ayant une surface parfaitement plane, pou-

   vant être utilisé comme noyau de transformateur, caractérisé en ce qu'il consiste essentiellement en: environ 4 à 6% de cobalt, environ 1 il 1,5% de silicium, en-

   <EMI ID=130.1>

   0,03% de carbone, la balance étant du fer avec les impuretés ordinaires, l'alliage ayant une orientation dans laquelle plus de 50% en volume des grains ont une orientation de cube unitaire choisie parmi le groupe forme des plans (110) et (100),

   <EMI ID=131.1>

   teneurs en silicium et chrome n'est pas supérieure à environ 2%.

   12. Alliage suivant la revendication 10, caractérisé en ce que la teneur en

   <EMI ID=132.1>

   13. Alliage laminé et traité à chaud ayant une surface parfaitement plane, pouvant être utilisé comme noyau de transformateur, caractérisé en ce qu'il consis-

   <EMI ID=133.1>

   ron 0,05% d'azote, l'aluminium, le manganèse, l'azote et le soufre étant choisis dans leurs limites respectives, fixées pour fournir les quantités efficaces d'

   <EMI ID=134.1>

   trure d'aluminium, moins qu'environ 0,03% de carbone, la balance étant du fer avec les impuretés ordinaires, les grains de l'alliage ayant une orientation dans laquelle plus de 50% en volume des grains ont une orientation du cube unitaire

   <EMI ID=135.1>

   sés par une microstructure de recristallisation secondaire, une résistivité supérieure à 30 microohms-centimëtres et une réduction de saturation d'au moins 21.500 Gauss.

   14. Alliage suivant la revendication 13, caractérisé en ce que la teneur en <EMI ID=136.1>

   fure de manganèse.

   15. Alliage suivant la revendication 13, caractérisé en ce que la teneur en cobalt est comprise dans les limites d'environ 4 à 5%, l'inoculant est du sulfure

   <EMI ID=137.1>

   16. Alliage suivant la revendication 13, caractérisé en ce que la teneur en silicium est comprise dans les limites d'environ 1 à 1,5%.

   17. Alliage suivant la revendication 13, caractérisé en ce que la teneur en cobalt est comprise dans les limites d'environ 4 à 5%, l'inoculant est du nitrure d'aluminium et la teneur en soufre est inférieure à 0,01%.

   18. Alliage laminé et traité à chaud ayant une surface parfaitement plane, pouvant être utilisé comme noyau de transformateur, caractérisé en ce qu'il consis-

   <EMI ID=138.1>

   moins un inoculant choisi dans le groupe composé par le sulfure de manganèse et le nitrure d'aluminium, les teneurs respectives des composants des inoculants

   <EMI ID=139.1>

   respondante comprise entre environ 0,01 et 0,03% lorsque le sulfure de manganèse est l'inoculant et à environ 0,02 à 0,3% d'aluminium avec une teneur correspondante en azote comprise entre environ 0,005 et 0,05% lorsque le nitrure d'aluminium est l'inoculant, moins que 0,03X de carbone, la balance étant du fer avec les impuretés ordinaires, l'alliage ayant une orientation dans laquelle plus de

   <EMI ID=140.1>

   de la direction de laminage, l'alliage étant de plus caractérisé par une microstructure de recristallisation secondaire, une résistivité supérieure à 30 microohms-centimètres et une induction de saturation d'au moins environ 21.500 Gauss.

   19. Alliage suivant la revendication 18, caractérisé en ce que la teneur en

   <EMI ID=141.1>

   sulfure de manganèse et l'alliage contient entre environ 0,1 et 0,3% d'aluminium et pas plus que 0,005% d'azote.

   20. Alliage laminé et traité à chaud ayant une surface parfaitement plane, pouvant être utilisé comme noyau de transformateur, caractérisé en ce qu'il consiste

   <EMI ID=142.1>

   ron 0,3% de manganèse, moins que O,OIZ de soufre, moins qu'environ 0,005 d'azote, moins qu'environ 0,03% de carbone, la balance étant du fer avec les impuretés

   <EMI ID=143.1>

   des grains ont une orientation de cube unitaire dans laquelle le plan (110) est <EMI ID=144.1>

   l'alliage étant de plus caractérisé par une microstructure de recristallisacion primaire et une résistivité supérieure à 30 microohms-centimètres.

   21. Alliage suivant la revendication 20, caractérisé en ce que la teneur en

   <EMI ID=145.1>

   le en silicium et chrome est comprise dans les limites entre environ 1 et 2%.

   23. Alliage suivant la revendication 20, caractérisé en ce que la teneur en cobalt est comprise dans les limites entre environ 4 et 5% et la teneur totale en

   <EMI ID=146.1>

   24. Alliage laminé et traité à chaud ayant une surface parfaitement plane,pouvant être utilisé comme noyau de transformateur, caractérisé en ce qu'il consiste

   <EMI ID=147.1>

   une orientation de cube unitaire dans laquelle le plan (110) est parallèle, à

   <EMI ID=148.1>

   l'alliage étant de plus caractérisé par une microstructure de recristallisation primaire et par une résistivité d'au moins 30 microohms-centimètres.

   25. Alliage suivant la revendication 24, caractérisé en ce que la teneur en chrome est comprise dans les limites entre environ 0,5 et 0,8%.

   26. Alliage laminé et traité à chaud ayant une surface parfaitement plane, pouvant être utilisé comme noyau de transformateur, caractérisé en ce qu'il consiste

   <EMI ID=149.1>

   de soufre, moins que 0,005 d'azote, moins qu'environ 0,03% de carbone; la balance étant du fer avec les impuretés ordinaires, l'alliage ayant une orientation dans

   <EMI ID=150.1>

   et dans laquelle deux des arêtes de cube du plan (100) sont alignées parallèle-

   <EMI ID=151.1>

   sé par une microstructure de recristallisation primaire et par une résistivité d' au moins 30 microohms-centimêtres.

   27. Alliage suivant la revendication 26, caractérisé en ce que la teneur en chrome n'est pas supérieure à 0,3% en l'absence de silicium.

   28. Alliage suivant la revendication 26, caractérisé en ce que la teneur en cobalt est comprise dans les limites entre environ 4 et 5% et la teneur totale en silicium et chrome ne dépasse pas environ 2%.

   29. Alliage suivant la revendication 26, caractérisé en ce que la teneur totale en silicium et chrome est dans les limites comprises entre environ 1 et 2%.

   <EMI ID=152.1>

   être utilisé comme noyau de transformateur, caractérisé en ce qu'il comporte les étapes suivantes: le laminage à chaud d'un lingot coulé ayant une composition contenant moins que 0,03X de carbone, moins que 0,01% de soufre, environ 4 à 6% de cobalt, jusqu'à environ 1,5% de silicium, jusqu'à environ 0,3% d'aluminium, jusqu'à environ 0,8% de chrome, moins que 0,005% d'azote, la balance étant du fer avec les impuretés ordinaires, le laminage à chaud du lingot coulé s'effectuant à une température comprise dans les limites entre environ 1000 et 1100'C, le laminage à froid du matériau laminé à chaud en deux ou plusieurs opérations jusqu'aux dimensions finales, la dernière étape de laminage à froid provoquant une réduction de section comprise entre 50 et 75% avec un recuit intermédiaire interposé entre des opérations successives de laminage à froid,

   le dit recuit intermédiaire étant effectué à une température comprise dans les limites entre

   <EMI ID=153.1>

   riau à dimensions finales à une température comprise dans les limites entre environ 800'C et la température Ac. de l'alliage, le matériau montrant une majorité

   <EMI ID=154.1>

   tion primaire et une croissance normale des grains.

   31. Procédé suivant la revendication 30, caractérisé en ce qu'une partie du laminage à froid s'effectue à une température entre la température ambiante et environ 500*C.

   32. Procédé suivant la revendication 30, caractérisé en ce que le recuit final est un recuit sous atmosphère .contrôlée effectué pendant une période de 24 à 48 heures sous atmosphère réductrice ayant un point de rosée inférieur à environ

   -40'C.

   <EMI ID=155.1>

   nale de laminage à froid jusqu'aux dimensions finales provoque une réduction de

   <EMI ID=156.1>

   être utilisé comme noyau de transformateur, caractérisé en ce qu'il comporte, les étapes suivantes: la coulée d'un mélange fondu ayant une composition compre-

   <EMI ID=157.1>

   <EMI ID=158.1>

   viron 0,8% de chrome, moins qu'environ 0,005% d'azote, la balance étant du fer avec des impuretés ordinaires, le laminage à chaud du lingot coulé à une tempé-

   <EMI ID=159.1>

   froid du matériau laminé 3 chaud en deux ou plusieurs opérations jusqu'à dimensions finales, au moins la dernière opération de laminage a froid provoquant

   <EMI ID=160.1>

   interposé entre chaque opération de laminage à froid, ce recuit intermédiaire s' effectuant à une température dans les limites entre environ 800*C et la tempé-

   <EMI ID=161.1>

   une température comprise dans les limites entre environ 800*C et la température

   <EMI ID=162.1>

   sance normale des grains.

   35. Procédé suivant la revendication 34, caractérisé en ce que le recuit final est un recuit sous atmosphère contrôlée effectué pendant une période de 24 et

   48 heures sous atmosphère réductrice ayant un point de rosée inférieur 3 environ <EMI ID=163.1>

   de fer pouvant être utilisé comme noyau de transformateur, caractérisé en ce qu' il comporte les étapes suivantes: la coulée d'un mélange fondu ayant une compo-

   <EMI ID=164.1>

   azote, l'aluminium, le manganèse, l'azote et le soufre étant choisis dans leurs limites respectives établies pour procurer des quantités efficaces d'au moins un inoculant du groupe constitué du sulfure de manganèse et du nitrure d'aluminium, moins que environ 0,03% de carbone et la balance est du fer avec les impuretés ordinaires, le laminage à chaud du lingot coulé, à une température comprise dans les limites entre environ 1250[deg.]C et la température la plus élevée possible sans causer de grillage, le laminage à froid du matériau laminé à chaud en deux ou plusieurs opérations jusqu'aux dimensions finales, au moins la dernière opération de laminage à froid provoquant une réduction de section comprise entre environ 50 et 75%, avec un recuit intermédiaire interposé entre les dites opérations de laminage à froid,

   le dit recuit intermédiaire étant effectué une température comprise dans les limites entre 800*C et la température Ac de la composition, le requit décarburisant à une température comprise dans les limites entre environ 760 et 870*C sous atmosphère d'hydrogène ayant un point de rosée

   <EMI ID=165.1>

   carburisé aux dimensions finales à une température comprise dans le domaine entre environ 800[deg.]C et la température Ac. de l'alliage, le matériau montrant une

   <EMI ID=166.1>

   recristallisation secondaire.