Domaine Technique

L'invention concerne le domaine de préparation de pièces métalliques pour l'industrie aéronautique et plus précisément les procédés de forgeage pour des aciers de très haute résistance.

Technique antérieure

Les aciers de très haute résistance de type maraging sont particulièrement utilisés pour des pièces dimensionnées en fatigue, par exemple dans les turbomachines, et notamment pour les arbres de compresseur et de turbine. L'amélioration de la tenue en fatigue de ces aciers représente un gain potentiel considérable pour la durée de vie de pièces élaborées à partir de ces aciers.

De manière classique, les pièces en aciers maraging sont élaborées à partir de lingots, eux-mêmes obtenus par des procédés de refusion à l'arc sous vide, ou par fusion induction sous vide. Il est toutefois observé que les procédés de forgeage classiques permettant de transformer le lingot en une pièce souhaitée peuvent causer l'apparition de zones qui ne sont pas totalement recristallisées, ce qui présente un impact défavorable sur la ductilité des aciers. Notamment, il est observé des hétérogénéités de recristallisation qui apparaissent lorsque les lingots sont déformés à des vitesses rationnelles de déformation supérieures ou égales à 1 s ¹ .

Ces hétérogénéités ne sont pas souhaitables, car elles sont à l'origine d'une part d'une dispersion importante dans les résultats d'essais en traction en fatigue, et parce qu'elles sont également à l'origine de bruits de fond ultrasons qui dépassent les seuils minimums habituels ce qui réduit la capacité des techniques de caractérisation par ultrasons à détecter d'éventuels défauts.

Pour au moins ces deux raisons, il est nécessaire de parvenir à améliorer les procédés de forgeage pour obtenir des pièces dont les propriétés mécaniques sont améliorées, et notamment dont la dispersion des résultats d'essais de traction est diminuée, ou encore dont le bruit de fond ultrasons est réduit.

Exposé de l'invention Pour répondre à ce besoin, les inventeurs proposent un procédé de forgeage d'une pièce à partir d'un lingot d'acier maraging comprenant les étapes suivantes :

- une première étape de forgeage du lingot réalisée à une vitesse rationnelle de déformation inférieure à 1 s ¹ jusqu'à une déformation supérieure ou égale à 1 à une température comprise entre 1150°C et 1250°C ; suivie

- d'une deuxième étape de forgeage réalisée à une vitesse rationnelle de déformation supérieure ou égale à 1 s ¹ et jusqu'à une déformation supérieure ou égale à 0,5 à une température comprise entre 900°C et 1050°C, caractérisé en ce que le procédé comprend en outre au moins une étape de recristallisation de la pièce après la deuxième étape de chauffage, l'étape de recristallisation étant choisie parmi :

- une étape de recristallisation par chauffage à une température supérieure à la température Ac3 de fin de transformation de la ferrite en austénite, et une température inférieure à la température de remise en solution des précipités ; et/ou

- une étape de recuit ferritique, l'étape de recuit ferritique étant réalisée :

- soit, avant que la température la plus froide de la pièce ne soit inférieure à la température Arl, par un maintien de la pièce à une température comprise entre Arl et Ar3, où Arl est la température de fin de transformation de l'austénite en ferrite et Ar3 la température de début de transformation de l'austénite en ferrite étant entendu que ces températures sont mesurées dans un cycle de refroidissement ;

- soit, après que la température la plus chaude de la pièce soit inférieure à Ms, par un chauffage de la pièce à une température comprise entre Acl et Ac3, où Ms est la température de formation de la martensite, Acl est la température de début de transformation de ferrite en austénite et Ac3 la température de fin de transformation de ferrite en austénite étant entendu que Acl et Ac3 sont les températures mesurées dans un cycle de chauffage.

Les deux premières étapes du procédé de forgeage considérées seules correspondent à un procédé de forgeage classique, et il est observé que ces étapes, et particulièrement la deuxième étape de forgeage peuvent créer des hétérogénéités de recristallisation importantes dans la pièce obtenue directement après le forgeage. Notamment, il est souvent constaté des hétérogénéités de recristallisation importantes entre l'intérieur et l'extérieur du lingot. Toutefois, les inventeurs ont observé que l'étape de recristallisation permet d'une part d'améliorer de manière significative les propriétés mécaniques des pièces obtenues, et en particulier leur résistance à la traction et d'autre part de diminuer le bruit de fond des pièces obtenues lors d'essais par ultrasons.

Il est entendu que la « température de remise en solution des précipités » s'entend par rapport aux précipités ayant une influence sur la mobilité des joints de grains dans l'acier maraging.

Ainsi qu'il sera explicité dans la description détaillée de l'invention, les températures Acl, Ac3, Ar3, Arl et Ms dont il est question dans la présente demande sont entendues avec leur signification habituelle dans le domaine des aciers et sont fonction des teneurs exactes en éléments d'addition choisies pour l'alliage.

Ces valeurs peuvent être mesurées pour un alliage donné en traçant des thermogrammes à vitesse de refroidissement constante, afin d'obtenir un diagramme de phases précis pour l'acier spécifiquement choisi.

Sans vouloir être lié par la théorie, les inventeurs pensent que la recristallisation permet de diminuer la quantité de zones non recristallisées et ainsi de permettre une meilleure homogénéisation des conditions entre le cœur et la périphérie du lingot initial, de sorte à réduire les zones non-recristallisées, responsable des désagréments précités.

De plus, le procédé proposé permet d'améliorer les pièces obtenues après forgeage tout en conservant les étapes du procédé de forgeage inchangées par rapport aux procédés de l'art antérieur. Il s'ensuit un procédé de forgeage dont la mise en place est facilitée, car il ne nécessite pas de revoir les installations existantes mais seulement d'ajouter une étape de recristallisation telle qu'indiquée.

Au sens de l'invention, un acier maraging est un acier possédant une importante résistance et dureté, tout en gardant une bonne ductilité, au sens habituel des termes « d'acier maraging » dans le domaine des aciers. L'adjectif « Maraging » est un mot valise né de la contraction en langue anglaise de « martensitic ageing », c'est-à-dire maturation de la martensite, en relation avec le procédé de préparation de ces aciers. Dans un mode de réalisation, le lingot d'acier maraging a été obtenu par refusion à l'arc sous vide.

Dans un mode de réalisation, la déformation obtenue après la première étape est comprise entre 1,0 et 2,5, préférentiellement entre 1,0 et 2,0.

Au sens de l'invention, la déformation e obtenue au cours d'une étape de procédé correspond au logarithme népérien du rapport entre la surface de la section transverse de la pièce obtenue après déformation et la surface de la section transverse de la pièce initiale. En d'autres termes, la déformation e peut être mesurée par la formule suivante : e = In (S _fj n/Sjnit) où Sinit est la surface de la section transverse de la pièce avant la déformation et S _fin la surface de la section transverse de la pièce après déformation.

Dans un mode de réalisation, la déformation obtenue après la deuxième étape est supérieure à 0,5, par exemple comprise entre 1,0 et 2,0.

Dans un mode de réalisation, la première étape est réalisée dans une presse hydraulique.

Dans un mode de réalisation, la deuxième étape peut être réalisée dans une machine à forger de type 4 marteaux ou dans un laminoir.

Dans un mode de réalisation, l'étape de recristallisation est seulement une étape de recristallisation par chauffage.

Dans un mode de réalisation, la durée de l'étape de recristallisation par chauffage peut être choisie entre 30 minutes et 4 heures.

Dans un mode de réalisation, l'étape de recristallisation est seulement une étape de recuit ferritique, réalisé directement après la deuxième étape de forgeage.

Dans un tel mode de réalisation, la durée de l'étape de recuit ferritique dépend de la composition exacte de l'alliage.

La détermination précise de la durée optimale d'une telle étape peut être faite, par exemple par lecture du graphe temps-température-transformation ou encore par lecture du graphe transformation en refroidissement continu obtenu spécifiquement pour l'acier choisi.

Par exemple, dans le cas d'un recuit ferritique, la durée peut être supérieure ou égale à une heure, voire supérieure ou égale à 8,0 heures et inférieure ou égale à 72,0 heures, voire inférieure ou égale 9,6 heures.

Dans un mode de réalisation, la durée d'une étape de recuit ferritique peut être comprise entre 8,0 heures et 9,6 heures.

Dans un mode de réalisation où une étape de recristallisation par chauffage est réalisée, la température de l'étape de recristallisation par chauffage peut être comprise entre la température Ac3 et la température de remise en solution des précipités bloquant la mobilité des joints de grains.

Dans ce mode de réalisation, l'étape de recristallisation par chauffage peut avoir une durée supérieure ou égale à 10 minutes, voire supérieure ou égale à une heure et inférieure ou égale à 5 heures, voire inférieure ou égale à 1,2 heures.

Dans le cas particulier où la teneur en carbone de l'acier maraging est supérieure à 0,05 % en masse, le procédé de forgeage peut comprendre en outre après l'étape de recristallisation par chauffage un traitement thermique additionnel comprenant un chauffage à une température comprise entre 150°C et Acl + 75 °C et d'une durée comprise entre 1,0 heure et 4,0 heures, suivi de préférence d'un refroidissement à l'air.

Ce traitement thermique additionnel permet de diminuer les risques d'apparition de défauts de fissuration dits « tapures » dans la pièce obtenue à l'issue du procédé.

Le choix du ou des traitements de chauffage appliqué(s) peut dépendre des éléments d'alliage spécifiquement contenus dans l'acier maraging considéré.

En particulier, une étape de recristallisation par recuit ferritique est préférée pour les aciers maraging ayant une teneur en carbone supérieure à 0,05 % en masse de carbone, puisqu'elle pourra convenir seule, sans traitement thermique additionnel et qu'elle permet donc d'obtenir les avantages du procédé de manière simplifiée. De plus, l'étape de recuit ferritique est également avantageuse pour les aciers maraging ayant une teneur individuelle en vanadium, molybdène, niobium et/ou tungstène supérieure ou égale à 5 %, car ces derniers peuvent présenter une précipitation de carbure. Le recuit ferritique permet alors d'homogénéiser finement la précipitation de ces carbures, conduisant à des propriétés mécaniques homogènes dans l'ensemble de la pièce.

L'étape de recristallisation par chauffage est quant à elle particulièrement préférée quand la teneur en carbone de l'acier maraging est inférieure ou égale à 0,05 % en masse de carbone, ou que la durée avant l'étape de recristallisation est supérieure ou égale à 12 h.

De plus, cette étape présente l'avantage de pouvoir être réalisée directement dans les fours de forge, ce qui facilite alors la mise en œuvre du procédé.

Dans un mode de réalisation, l'étape de recristallisation comprend une première étape de recristallisation par chauffage, puis une seconde étape de recuit ferritique.

L'association de ces deux étapes permet d'obtenir une recristallisation encore meilleure de la pièce obtenue après forgeage.

Dans un mode de réalisation, l'acier du lingot comprend, en pourcentages massiques:

- une teneur en carbone comprise entre 0,0 % et 0,30 % ;

- une teneur en cobalt comprise entre 5,0 % et 8,5 % ;

- une teneur en chrome comprise entre 0,0 % et 5,0 % ;

- une teneur en aluminium compris entre 0,0 % et 2,0 % ;

- une teneur en molybdène comprise entre 1,0 % et 5,5 % ;

- une teneur en nickel comprise entre 10,5 % et 19,0 % ;

- éventuellement du vanadium en une teneur inférieure ou égale à 0,30 % ;

- éventuellement du niobium en une teneur inférieure ou égale à 0,10 % ;

- éventuellement du bore en une teneur inférieure ou égale à 60 ppm ;

- éventuellement du silicium en une teneur inférieure ou égale à 0,10 % ;

- éventuellement du manganèse en une teneur inférieure ou égale à 0,10 % ;

- éventuellement du calcium en une teneur inférieure ou égale à 600 ppm ; - éventuellement des terres rares en une teneur inférieure ou égale à 500 ppm ;

- éventuellement du titane en une teneur inférieure ou égale à 0,50 % ;

- éventuellement de l'oxygène en une teneur inférieure ou égale à 50 ppm ;

- éventuellement de l'azote en une teneur inférieure ou égale à 100 ppm ;

- éventuellement du soufre en une teneur inférieure ou égale à 50 ppm ;

- éventuellement du cuivre en une teneur inférieure ou égale à 1,0 % ;

- éventuellement du phosphore en une teneur inférieure ou égale à 500 ppm ;

- éventuellement de l'hydrogène en une teneur inférieure ou égale à 5 ppm ;

- éventuellement du zirconium en une teneur inférieure ou égale à 400 ppm ; le reste étant du fer et des impuretés inévitables.

Dans des modes de réalisations particuliers, les lingots d'acier maraging peuvent être choisis parmi les alliages de dénomination commerciale Maraging 250 ou ML 340, dont les compositions sont décrites respectivement dans les documents EP 3156151 et FR 2885142 par exemple dont le contenu est introduit ici par référence.

Selon un autre de ses aspects, l'invention concerne la préparation d'un arbre de compresseur ou d'un arbre de turbine en acier maraging pour une turbomachine, comprenant une étape de forgeage d'un lingot tel que décrite ci-dessus.

Brève description des dessins

[Fig. 1] La figure 1 représente schématiquement un diagramme de phase fer- carbone.

[Fig. 2] La figure 2 donne une représentation comparée de la dispersion obtenue pour des essais réalisés avec des éprouvettes de caractérisation en acier maraging obtenues soit avec un procédé de forgeage de l'invention soit avec un procédé de l'art antérieur.

[Fig. 3] La figure 3 donne une représentation comparée de la contrainte à la rupture en fonction du nombre de cycles de fatigue pour des éprouvettes de caractérisation en acier maraging obtenues soit avec un procédé de forgeage de l'invention soit un procédé de l'art antérieur.

Description des modes de réalisation L'invention est à présent décrite au moyen de figures qui concernent uniquement certains modes de réalisation de l'invention et ne doivent pas être interprétées de manière limitative.

Comme décrit plus haut, l'invention concerne un procédé de forgeage d'une pièce à partir d'un lingot d'acier maraging comprenant les étapes suivantes :

- une première étape de forgeage du lingot réalisée à une vitesse rationnelle de déformation inférieure à 1 s-1 jusqu'à une déformation supérieure ou égale à 1 à une température comprise entre 1150°C et 1250°C ; suivie

- d'une deuxième étape de forgeage réalisée à une vitesse rationnelle de déformation supérieure ou égale à 1 s-1 et jusqu'à une déformation supérieure ou égale à 0,5 à une température comprise entre 900°C et 1050°C, caractérisé en ce que le procédé comprend en outre au moins une étape de recristallisation de la pièce après la deuxième étape de chauffage, l'étape de recristallisation étant choisie parmi :

- une étape de recristallisation par chauffage à une température supérieure à la température Ac3 de fin de transformation de la ferrite en austénite, et une température inférieure à la température de remise en solution des précipités ; et/ou

- une étape de recuit ferritique réalisée :

- soit, avant que la température la plus froide de la pièce ne soit inférieure à la température Arl, par un maintien de la pièce à une température comprise entre Arl et Ar3, où Arl est la température de fin de transformation de l'austénite en ferrite et Ar3 la température de début de transformation de l'austénite en ferrite étant entendu que ces températures sont mesurées dans un cycle de refroidissement ;

- soit, après que la température la plus chaude de la pièce soit inférieure à Ms, un chauffage de la pièce à une température comprise entre Acl et Ac3, où Ms est la température de formation de la martensite, Acl est la température de début de transformation de ferrite en austénite et Ac3 la température de fin de transformation de ferrite en austénite étant entendu que Acl et Ac3 sont les températures mesurées dans un cycle de chauffage. Les températures Acl, Ac3, Ar3, Arl et Ms dont il est question dans la présente demande sont entendues avec leurs significations habituelles dans le domaine des aciers, et sont explicitées ci-dessous en relation avec la figure 1.

La figure 1 représente un diagramme de phase fer-carbone, c'est-à-dire qu'il indique, en fonction de la teneur en carbone 200 et de la température 100, la phase dans laquelle se trouve l'alliage. Les domaines 101, 102, 103, 104, 105 représentent les différents domaines de prédominance des phases de l'alliage et les lignes droites les frontières entre ces différents domaines.

Les domaines de phase sont représentés sur la figure 1 de manière schématique et il ne doit pas être tiré de conclusions quantitatives de cette figure, notamment, il ne doit pas être prêté d'importance à l'échelle relative entre ces différents domaines de phases.

La phase a de ferrite seule correspond au domaine 101 est relativement restreint, et la phase g d'austénite seule correspond au domaine 104. Le domaine 105, qui ne représente pas un intérêt pour l'invention, est atteint à de plus hautes teneurs en carbone et correspond à une phase composée d'un mélange d'austénite et de Fe3C.

La température Ms, repérée par le marqueur 111 sur l'axe vertical des températures 100, est la température de séparation entre la phase martensitique, domaine 102, composée d'une phase a et d'une phase de Fe ₃ C noté par la suite a+Fe ₃ C et une phase constituée d'un mélange des phases a et g, domaine 103, noté par la suite a+g.

Il est connu que lorsque l'on parcourt le diagramme en refroidissement 11, ou en chauffage, 12, les changements de phase de l'acier ne sont pas observés strictement aux températures de séparations entre les domaines de phases.

Ainsi, en refroidissement 11, le changement entre les phases g, domaine 104, et a+g, domaine 103, a lieu à une température notée Ar3 et repérée 22 sur la figure 1 un peu plus basse que la séparation entre les domaines correspondant, et de même pour le changement entre les phases a+g, domaine 103, et a+Fe ₃ C, domaine 102, qui a lieu à la température Arl repérée 21. Au contraire, en chauffage 12, le changement entre les phases a+Fe3C, domaine 102, et a+g, domaine 103, a lieu à la température Acl repérée 31 un peu supérieure à la température théorique du diagramme de phase, et de même pour le changement de phase entre les phases a+g, domaine 103, et g, domaine 104, qui a lieu à une température notée Ac3 et repérée 22 sur la figure 1 un peu supérieure à la séparation entre les domaines 103 et 104 correspondants.

Le diagramme de phase représenté est celui du fer-carbone et les aciers réels comprennent d'autres éléments d'additions, qui sont les causes du phénomène d'hystérésis décrit ci-dessus, c'est-à-dire de la différence qui peut être observée entre les températures Acl et Arl ou Ac3 et Ar3. Ainsi, les températures Acl, Ac3, Ar3, Arl et Ms dépendent de la composition exacte choisie pour l'alliage.

L'étape de recristallisation correspond à une étape de maintien de l'alliage à une température soit dans le domaine 104 de phase g dans le cas d'une étape de recristallisation par chauffage, ou d'un maintien dans le domaine 103 de phase a+g dans le cas d'un recuit ferritique.

Dans ces deux cas, l'alliage dispose grâce au chauffage, d'une énergie thermique suffisante pour permettre la recristallisation de zones non-recristallisées.

Dans un mode de réalisation, l'étape de recristallisation peut comprendre à la fois un traitement thermique, et un recuit ferritique.

Par exemple, pour l'alliage Maraging 250 les températures Acl, Ac3, Ar3, Arl et Ms sont les suivantes : Acl = 655°C, Ac3 = 775°C et Ms = 150°C. Ces températures sont données à titre indicatif et sont assorties d'une incertitude inhérente aux différences de composition possibles dans un alliage Maraging 250. Ces températures dépendent en effet de la composition exacte de l'alliage Maraging 250 considéré.

Par convention, les valeurs Arl et Ar3 d'un acier maraging peuvent être considérées comme étant comprises entre Acl-20°C et Acl-5°C pour Arl et entre Ac3-20°C et Ac3-5°C pour Ar3.

Pour l'alliage ML 340 les températures Acl, Ac3, Ar3, Arl et Ms sont les suivantes : Acl = 610°C, Ac3 = 860°C et Ms = 175°C. Ces températures sont données à titre indicatif et sont assorties d'une incertitude inhérente aux différences de composition possibles dans un alliage ML 340. Ces températures dépendent en effet de la composition exacte de l'alliage ML 340 considéré.

Par convention, les valeurs Arl et Ar3 d'un acier maraging peuvent être considérées comme étant comprises entre Acl-20°C et Acl-5°C pour Arl et entre Ac3-20°C et Ac3-5°C pour Ar3.

Les inventeurs ont constaté que la température optimale d'une étape de recuit ferritique pour un acier maraging peut être déterminée par le calcul suivant :

[Math. 1] où Trecuit est la température optimale d'une étape de recuit ferritique et Ni, Cr, Mo, Co, V et C sont, exprimées en pourcentage, les concentrations massiques dans l'alliage des éléments indiqués.

Dans un mode de réalisation, la température d'une étape de recuit ferritique peut être choisie dans un intervalle de température allant de 20°C en dessous de la température optimale d'une étape de recuit ferritique déterminée ci-dessus à 50°C au-dessus. Cela permet d'obtenir un recuit optimal de la pièce obtenue et ainsi d'en diminuer les hétérogénéités.

Par exemple, la température de recuit optimal calculable via l'équation ci-dessus est de 650°C pour l'alliage ML 340 et 670°C pour l'alliage maraging 250. Ainsi pour une pièce en ML 340 un recuit ferritique est idéalement réalisé à une température comprise entre 630°C et 700°C. Pour une pièce en maraging 250, un recuit ferritique est idéalement réalisé à une température comprise entre 650°C et 720°C.

Les inventeurs ont constaté que la température préférée d'une étape de recristallisation par chauffage pour un acier maraging peut être déterminée par la formule suivante :

[Math. 2] où Trecrist est la température préférée de recristallisation et C, V et Mo sont, exprimées en pourcentages, les concentrations massiques dans l'alliage des éléments indiqués.

Dans un mode de réalisation particulier, le traitement de recristallisation par chauffage est réalisé à une température comprise entre Ac3+25°C et Trecrist, la température préférée de recristallisation déterminée par la formule ci-dessus.

Dans un mode de réalisation préféré encore davantage, la température optimale d'une étape de recristallisation par chauffage pour un acier maraging peut être déterminée par la formule suivante :

[Math. 3]

De préférence, le traitement de recristallisation est réalisé à une température comprise entre Ac3+25°C et Trecrist2, la température optimale de recristallisation déterminée par la formule ci-dessus. Cela permet d'obtenir une recristallisation améliorée encore davantage de la pièce obtenue et ainsi d'en diminuer les hétérogénéités

Par exemple, la température optimale de recristallisation déterminée via l'équation ci-dessus est de 985°C pour une pièce en ML 340 et de 890°C pour une pièce en Maraging 250. Ainsi, une étape de recristallisation par chauffage peut être idéalement réalisée entre 885 °C et 985°C pour une pièce en ML 340 et entre 800°C et 890°C pour une pièce en Maraging 250.

La figure 2 représente des résultats expérimentaux obtenus avec des éprouvettes de caractérisation en acier maraging sollicitées en traction. Les essais de traction ont été réalisés à 20°C. La courbe 3 est obtenue avec des éprouvettes de l'art antérieur, tandis que la courbe 4 avec des éprouvettes obtenues par le procédé de forgeage décrit ci-dessus comprenant l'étape de recristallisation. La figure 2 présente pour ces deux ensembles d'éprouvettes, le nombre de résultats 1 en fonction de l'allongement à la rupture observé 2.

Sont également reportées sur la figure 2 les valeurs moyennes Mi et M2 des résultats obtenues pour les distributions 3 et respectivement 4, ainsi que les écarts types des distributions +/-3oi pour la distribution 3 et +/-3q ₂ pour la distribution 4 obtenus par des tests de tractions des éprouvettes des deux distributions.

La figure 2 montre que la dispersion des valeurs, en particulier -3q ₂ pour les éprouvettes obtenues selon le procédé de forgeage décrit est moins importante que la dispersion pour les éprouvettes de l'art antérieure -3oi.

Ainsi, le procédé de forgeage de l'invention permet, d'une part, d'augmenter la valeur moyenne de résistance en traction des éprouvettes, mais surtout, il permet d'augmenter, la valeur M-3 o, c'est-à-dire la résistance à la traction des éprouvettes les moins résistantes de l'échantillon d'éprouvettes testée.

Ces deux résultats permettent de conclure que le procédé de forgeage proposé permet de fabriquer des éprouvettes en acier maraging plus résistantes que celles de l'art antérieur.

La figure 3 représente des résultats expérimentaux de tests de fatigue cyclique, c'est-à-dire le nombre de cycles N qu'il a fallu pour rompre une éprouvette de caractérisation en acier en la soumettant une contrainte cyclique oscillant périodiquement entre deux valeurs de contraintes une valeur minimale et une valeur maximale C _max . La figure 3 illustre la contrainte maximale qu'il a fallu imposer pour rompre des éprouvettes de caractérisation d'acier maraging préparées selon l'art antérieur, figurés par la courbe 315, et des éprouvettes de caractérisations fabriquées par le procédé de l'invention, figurés par la courbe 325.

La figure 3 comprend des résultats de test de fatigue cyclique pour des pièces obtenues selon un mode de réalisation auxquelles la déformation imposée C _ma x est comprise entre 0,72 % et 0,80 %, avec une fréquence des cycles de contrainte comprise entre 0,25 Hz et 2 Hz et à une température comprise entre 20°C et 200°C.

Sur la figure 3 sont également représentées les enveloppes présentant la répartition statistique des essais autours des courbes 315 et 325. Ces enveloppes sont respectivement figurées par les courbes 314 et 316 d'une part et 324 et 326 d'autre part.

Les enveloppes correspondent à la courbe moyenne augmentée ou diminuée de trois fois l'écart statistique o déterminé à partir de la distribution des résultats expérimentaux autour des courbes moyennes, noté +/-3oi autour de la courbe 315 et +/- 3O ₂ autour de la courbe 325.

La figure 3, et en particulier la comparaison des courbes 315 et 325 illustre le gain de résistance permis par un procédé de forgeage de l'invention comparativement à un procédé de forgeage de l'art antérieur. La comparaison des enveloppes basses des courbes, 314 et 324, montre également que les éprouvettes les moins résistantes sont sensiblement plus proches des valeurs moyenne dans le cas d'un procédé de l'invention que dans le cas d'un procédé de l'art antérieur.