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" PERFECTIONNEMENTS AUX ALLIAGES DE FER "
La présente invention est relative à des alliages de fer destinés à être utilisés comme pièces magnétisables de machines électriques, par exemple comme noyaux laminés pour transformateurs, moteurs et dynamos. Les alliages de fer des-. tinés à cet usage sont fréquemment appelés "aciers électriques et c'est ce terme qu'on leur donnera ci-après dans un but de brièveté .
Le point de savoir sb un acier électrique se prête à un usage donné dépend principalement de ses propriétés magnétiques et électriques, de ses propriétés physiques et de son prix de revient dans la pièce entièrement terminée. Ces facteurs dépendent de la composition, du traitement thermique et du traitement mécanique de l'acier en question et, habi-
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tuellement, il existe entre eux une interdépendance à un degré considérable. En général, on désire obtenir une matière qui, dans les conditions d'utilisation, possède la perméabilité la plus grande possible et les caractéristiques de pertes en watts les plus faibles possibles compatibles avec des propriétés d'usinage satisfaisantes, une résistance mécanique adéquate et un prix de revient convenable de la pièce entièrement terminée .
La majeure partie de l'acier électrique fabriqué à l'heure actuelle consiste en de l'acier au carbone ordinaire et en des aciers à teneurs faible, moyenne et élevée en silicium. Quoique les propriétés magnétiques de ces aciers s'améliorent régulièrement à mesure que la teneur en silicium augmente, les aciers deviennent de plus en plus cassants et à gros grain, de sorte qu'ils sont plus difficiles à laminer et à cisailler avec un bord lisse exempt de craquelures pénétrant dans la tôle. La limite supérieure pratique de la teneur en silicium était jusqu'ici de 5,5% environ.
Avec une matière de ce genre, il était de la plus grande importance de réduire à une valeur extrêmement faible le pourcentage d'impuretés, et spécialement du carbone, étant donné que, aux faibles teneurs en carbone total, il suffit d'un accroissement de quelques millièmes pour cent de la teneur en carbone pour augmenter dans une mesure appréciable la perte par hystérésis et diminuer dans une mesure appréciable la perméabilité maximum de l'alliage .
Les buts de cette invention sont de fabriquer un acier électrique ayant un pourcentage de silicium nettement supérieur à 5,5 % et pouvant être laminé et cisaillé avec un bord lisse qui est sensiblement exempt de fissures se prolon-
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géant dans le corps du métal ; fabriquer un acier électri- que riche en silicium qui possède une perméabilité maximum plus élevée, une force coercitive plus faible, une hystéré- sis plus faible, une perte Foucault plus faible et une perte totale en watts plus faible que l'acier au silicium de 4,5 à 5,5% utilisé jusqu'à ce jour pour des buts analogues ;
una- cier électrique riche en silicium ayant de meilleures proprié- , tés magnétiques que d'autres aciers électriques au silicium contenant soit sensiblement plus, soit sensiblement moins de silicium que le présent acier ; un acier électrique riche en silicium contenant des pourcentages de carbone beaucoup plus élevés que n'en contient l'acier électrique à 4,5 - 5,5 % de silicium utilisé jusqu'à ce jour ; des moyens pour élargir l'échelle des teneurs en silicium qui assurent les proprié- tés magnétiques les meilleures dans la tôle d'acier électri- que .
L'invention est basée en partie sur la découverte qu'il existe pour les aciers électriques riches en silicium une teneur en silicium optimum, que cette teneur est supé- rieure à 5,5 % et que, sous cette teneur, les propriétés ma- gnétiques et électriques de la matière sont plus désirables que celles de matières autrement similaires contenant soit s sensiblement plus, soit sensiblement moins de silicium que la teneur optimum.
Un autre principe sûr lequel est basée l'invention est la découverte que la ductilité, la grosseur du grain et les propriétés mécaniques générales et de cisail- lement de l'acier contenant la teneur en silicium optimum peuvent être améliorées par l'addition de quantités apprécia- bles de carbone et par l'application d'un traitement thermi- que convenable à un degré tel que, en ce qui concerne ses
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propriétés mécaniques et magnétiques, l'acier ainsi traité convient au moins autant, pour les usages industriels, que la tôle d'acier électrique pauvre en carbone et à 4,5 - 5,5 % de silicium utilisé jusqu'à ce jour;
qu'en outre, si l'on uti- @ lise un traitement thermique spécial, le carbone ajouté pour améliorer les propriétés mécaniques de l'acier en question ne détruit pas les propriétés magnétiques supérieures de cet a- cier; et qu'enfin l'addition de quantités modéréesde certains éléments, en particulier du manganèse et de l'aluminium, élar- git l'échelle des pourcentages de silicium qui donnent les propriétés magnétiques optima et améliorent la ductilité de l'acier .
L'invention a pour objet un acier électrique com- prenant, à titre de constituants essentiels, indépendamment du fer, 5,5 % à 7 % de silicium et 0,2 à 0,5 % de carbone ; et des procédés convenables pour la production et le traite- ment thermique de cet acier. L'échelle préféré des teneurs en silicium va de 6 % à 7 %, mais parmi 'les constituants facul- tatifs qui modifient favorablement les caractéristiques méca- niques ou (et) magnétiques de l'acier, on citera les métaux donnant naissance à de l'austénite, métaux du groupe compre- nant le manganèse, le nickel, le cuivre, le cobalt et l'ar- gent, appliqués en quantités comprises entre 0,3 % et 2 % de chacun d'eux, bien que les teneurs limites préférées de l'ar- gent soient 0,05 % et 0,15 %;
les éléments désoxydants du groupe comprenant l'aluminium, le calcium, le zirconium, le béryllium et le bore, en quantités n'excédant pas environ 1 % de chaque; les éléments donnant naissance à des carbures et faisant partie du groupe comprenant le chrome, le molybdè- ne, le tungstène, le titane, le columbium et le tantale, en
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faibles quantités n'excédant pas un total de 0,25 % environ, quoique la teneur en chrome puisse être aussi élevée que 1 %; et de faibles quantités d'un ou plusieurs éléments du groupe comprenant l'arsenic, le phosphore, l'étain et l'antimoine.
Les compositions préférées sont comprises entre les limites de la table A :
TABLE A.
EMI5.1
<tb>
<tb>
Silicium <SEP> 6,3 <SEP> à <SEP> 6,7 <SEP> % <SEP>
<tb> Carbone <SEP> 0,3 <SEP> à <SEP> 0,4 <SEP> %
<tb> Manganèse <SEP> 0,6 <SEP> à <SEP> 0,9 <SEP> %
<tb> Cuivre <SEP> 0 <SEP> à <SEP> 0,75 <SEP> %
<tb> Aluminium <SEP> 0 <SEP> à <SEP> 1,5 <SEP> %
<tb> Fer <SEP> le <SEP> reste <SEP> . <SEP>
<tb>
Par l'application d'un traitement thermique conve- hable qui sera décrit ci-après plus en détail, on peut forger et laminer le présent acier au calibre N 29 (tôle de 0,35 mm d'épaisseur) utilisé ordinairement pour les appareils é- lectriques, et l'on peut même obtenir des tôles plus minces, si on le désire. Ces tôles peuvent être cisaillées facilement avec un bord satisfaisant ; l'on peut conférer à la tôle d'acier électrique résultante d'excellentes propriétés magné- tiques .
Les caractéristiques magnétiques perfectionnées du présent acier sont indiquées par les données de la ta- ble B .
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TABLE B .
EMI6.1
<tb>
<tb>
N <SEP> Composition <SEP> en <SEP> % <SEP> Mesures <SEP> afférentes <SEP> au <SEP> Pertes <SEP> à <SEP> 60 <SEP> périodes
<tb> (le <SEP> reste <SEP> étant <SEP> Fe) <SEP> courant <SEP> continu
<tb> Hysté- <SEP> Perméabi- <SEP> Résis- <SEP> Hysté- <SEP> Pertes <SEP> FouC <SEP> Mn <SEP> Si <SEP> résis <SEP> lité <SEP> maxi- <SEP> tance <SEP> résis <SEP> cault
<tb> mum <SEP> * <SEP> watts-kg <SEP> watts-kg
<tb> 1 <SEP> 0,03 <SEP> 0,07 <SEP> 4,54 <SEP> 2269 <SEP> 4600 <SEP> 54,7 <SEP> 0,99 <SEP> 0,47
<tb> 2 <SEP> 0,03 <SEP> faible <SEP> 6,39 <SEP> 1298 <SEP> 12400 <SEP> 70,8
<tb> 3 <SEP> 0,03 <SEP> faible <SEP> 6,61 <SEP> 1554 <SEP> 9500 <SEP> 74
<tb> 4 <SEP> 0,06 <SEP> faible <SEP> 7,45 <SEP> 2268 <SEP> 5100 <SEP> 77,3
<tb> 5 <SEP> 0,41 <SEP> faible <SEP> 4,80 <SEP> 5715 <SEP> 2300 <SEP> 49,3
<tb> 6 <SEP> 0,36 <SEP> 0,12 <SEP> 6,37 <SEP> 1044 <SEP> 15600 <SEP> 72,7 <SEP> 0,
87 <SEP> 0,23
<tb> 7 <SEP> 0,42 <SEP> faible <SEP> 6,66 <SEP> 1988 <SEP> 6550 <SEP> 75,2
<tb> 8 <SEP> 0,44 <SEP> faible <SEP> 7,53 <SEP> 3568 <SEP> 2950 <SEP> 80,8
<tb> 9 <SEP> 0,27 <SEP> 0,75 <SEP> 6,25 <SEP> 1222 <SEP> 11000 <SEP> 74,5
<tb> 10 <SEP> 0,35 <SEP> 0,76 <SEP> 6,42 <SEP> 1071 <SEP> 13800 <SEP> 75 <SEP> 0,81 <SEP> 0,27
<tb> 11 <SEP> 0,34 <SEP> 0,77 <SEP> 6,62 <SEP> 994 <SEP> 16000 <SEP> 76,1 <SEP> 0,76 <SEP> 0,23
<tb> 12 <SEP> 0,42 <SEP> 0,79 <SEP> 6,74 <SEP> 1502 <SEP> 10200 <SEP> 77,5
<tb>
*Microhms par cm3 .
Tous les échantillons, excepté le N 5, sur lesquels des mesures ont été effectuées avec du courant continu, avaient été recuits à 900 dans de l'hydrogène pendant 6 heures et refroidis dans le four ;
L'échantillon ? 5 a été recuit à 820 dans de l'hydrogène pendant 6 heures et refroidi dans le four. Les échantillons sur lesquels des mesures ont été effectuées avec du courant alternatif avaient, à l'exception du N 1, été recuits à 1050 dans de l'hydrogène pendant 6 heures, refroidis lentement à 900 , maintenus à cette température pendant 6 heures, refroidis lentement à 875 , maintenus à cette température pendant 6 heures et refroidis dans le four; l'échantillon N 1 a été recuit à 900 dans de l'hydrogène pendant 10 heures et refroidi dans le four .
Les données des colonnes "hystérésis" et "perméa- bilité maximum" de la table B ont été obtenues à l'aide
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d'un perméamètre Fahy Simplex et avec des éprouvettes ma- gnétiques de 12,7 mm x 12,7 mm x 254 mm . L'exactitude du perméamètre et de l'essai a été assurée en contrôlant plu- sieurs des résultats expérimentaux par leur comparaison avec des essais effectués par le Bureau de normalisation américain.
Les valeurs de l'hystérésis représentent les aires des bou- cles d'hystérésis sous une induction maximum de 10 kilogauss et sont exprimées en ergs par cm3 sous 10 kilogauss.
Les renseignements de la colonne " mesures afféren- tes au courant continu " indiquent : 1 :- que les propriétés magnétiques des aciers au silicium pauvres en carbone attei- gnent une valeur optimum au voisinage de 6,5 % de silicium;
2 - que le fait d'élever le carbone à 0,35 % ou 0,45 % ne change pas grandement le pourcentage de silicium optimum , influence de façon nuisible les propriétés magnétiques des aciers ayant sensiblemént plus ou moins de silicium que la teneur optimum ; n'influence pas de façon nuisible et peut même améliorer les propriétés magnétiques d'un acier con- tenant 6,5 % environ de silicium ;
3 - que l'addition de man- ganèse, par exemple 0,75 % à 0,8 %, élargit l'échelle des pourcentages de silicium à l'intérieur de laquelle on peut obtenir des propriétés magnétiques sensiblement optima avec les aciers riches en carbone .
Dans la même table B, les renseignements donnés dans la colonne " pertes à 60 périodes" ont été obtenus par des essais normaux de pertes dans le noyau, en utilisant du cou- rant alternatif et des éprouvettes en bandes Epstein normales ( de 0,35 mm d'épaisseur) préparées de la façon spécifiée par la Américan Sociéty for Testing Materials. Les pertes d'hye ' térésis ét Foucault ont été sépérées par le procédé à deux
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fréquences bien connu, en utilisant des courants à 60 et 30 périodes, respectivement. Ces données indiquent que les pertes totales dans le noyau sous 60 périodes et 10 kilogauss sont inférieures, dans le cas de l'acier riche en carbone à 6,4 % de silicium, de 25 % environ à celles de l'acier pauvre en carbone à 4,5 % de silicium .
Les pertes Foucault relativement basses qui caractérisent l'acier riche en carbone et en silicium sont probablement le résultat de la résistance spécifique élevée et de la structure à grain fin de la matière .
Les caractéristiques physiques du présent acier sont indiquées par les données de la table C. Ces données ont été obtenues en laminant et traitant thermiquement de la tôle d'acier au silicium de 0,35 mm d'épaisseur, en cisaillant cette tôle pour obtenir des éprouvettes de 12,7 mm x 50,8 mm, en coudant ces éprouvettes transversalement à leur axe long autour d'une tige ronde de 4,76 mm avec un rayon de courbure de 19 mm . jusqu'à ce qu'une fissure naissante ait commencé à apparaître aux coudes et à mesurer les angles de pliage nécessaires pour commencer une fissure et l'angle de déformation permanente .
On aurait pu croire que cette méthode d'essai aurait donné tout au plus une approximation grossière des ductilités relatives, mais on a trouvé comme résultat d'essais réels au cisaillement que les ductilités relatives de la table C ci-dessous sont du même ordre que la facilité relative avec laquelle les aciers se laissent cisailler .
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TABLE C .
EMI9.1
<tb>
<tb>
Composition <SEP> en <SEP> % <SEP> Tôle <SEP> d'acier <SEP> non <SEP> recuite <SEP> Tôle <SEP> d'acier <SEP> recuite*
<tb> (le <SEP> reste <SEP> étant <SEP> du
<tb> fer <SEP> ) <SEP>
<tb> C <SEP> Mn <SEP> Si <SEP> Déformation <SEP> Coude <SEP> Déformation <SEP> Coude
<tb> permanente <SEP> total <SEP> permanente <SEP> total
<tb> Degrés <SEP> Degrés <SEP> Degrés <SEP> Degrés
<tb> 0,05 <SEP> faible <SEP> 4,77 <SEP> 180 <SEP> 180 <SEP> 46 <SEP> 80
<tb> 0,03 <SEP> faible <SEP> 5,53 <SEP> 20 <SEP> 54 <SEP> 10 <SEP> 35
<tb> 0,03 <SEP> faible <SEP> 6,37 <SEP> 0 <SEP> 19 <SEP> 0 <SEP> 17
<tb> 0,06 <SEP> faible <SEP> 7,45 <SEP> 0 <SEP> 5 <SEP> 0 <SEP> 12
<tb> 0,41 <SEP> faible <SEP> 4,80 <SEP> 123 <SEP> 176 <SEP> ' <SEP> 180 <SEP> 180
<tb> 0,38 <SEP> faible <SEP> 5,82 <SEP> 53 <SEP> 87 <SEP> 162 <SEP> 180
<tb> 0,42 <SEP> faible <SEP> 6,66 <SEP> 2 <SEP> 28 <SEP> 7 <SEP> 34
<tb> 0,
44 <SEP> faible <SEP> 7,53 <SEP> 0 <SEP> 12 <SEP> 0 <SEP> 15
<tb> 0,27 <SEP> 0,75 <SEP> 6,25 <SEP> 14 <SEP> 35 <SEP> 75 <SEP> 104
<tb> 0,35 <SEP> 0,75 <SEP> 6,40 <SEP> 28 <SEP> 51 <SEP> L10 <SEP> 133
<tb> 0,44 <SEP> 0,78 <SEP> 6,23 <SEP> 36 <SEP> 61 <SEP> 50 <SEP> 87
<tb>
Comme décrit ci-après .
Comme indiqué par les données de cette table C, la ductilité et la ténacité d'un acier pauvre en carbone diminuent rapidement lorsqu'on élève le silicium au-dessus de 5 % et deviennent négligeables au-dessus de 6 %, Le fait de recuire ces aciers pauvres en carbone a uniquement pour effet de diminuer la ductilité dans une mesure encore plus grande, en raison du grossissement du grain provoqué par un tel traitement thermique. L'addition de carbone a non seu- lement pour effet d'augmenter la ductilité et la ténacité de l'acier non recuit, mais rend aussi cet acier plus apte à un recuit augmentant la ténacité .
En l'absence de manga- nèse, l'addition de 0,35 % environ de carbone et l'applica- tion d'un recuit de ténacité rendent un acier à 6,5 % de si- licium approximativement aussi tenace et aussi ductile qu'un
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acier pauvre en carbone à 5,5 % de silicium. Le fait d'ajouter en outre 0,75 % environ de manganèse effectue un nouvel accroissement de la ductilité et de la ténacité de l'acier riche en silicium .
Pour mieux se rendre compte de l'amélioration apportée aux propriétés magnétiques des aciers au silicium par la présente invention, on se référera aux dessins annexés sur lesquels :
Fig. 1 à 5 inclus sont les courbes de magnétisation normales (lignes pointillées ) et les demi-boucles d'hystérésis normales (lignes continues) de cinq aciers électriques au silicium, ces courbes ayant été obtenues sous une magnétisation maximum de 10 kilogauss. Les abcisses indiquent la force magnétisante en oersteds et les ordonnées la magnétisation en kilogauss .
Figure 6 est un diagramme indiquant l'effet de diverses teneurs en silicium et du manganèse sur la perméabilité maximum d'un acier de teneur moyenne en carbone. Les abcisses indiquant les teneurs en silicium et les ordonnées la perméabilité .
Figure 7 est un diagramme indiquant l'effet de diverses teneurs en silicium et du manganèse sur l'hystérésis normale d'un acier de teneur moyenne en carbone sous 10 kilogauss. Toutes les figures sont basées sur des données expérimentales obtenues à l'aide d'un perméamètre Simplex Fahy. Les abcisses indiquent les teneurs en silicium et les ordonnées l'hystérésis en ergs/cm .
On se référera d'abord particulièrement aux fig.
1, 2 et 3. On remarquera que l'acier de faible teneur en carbone à 4,5 % de silicium de la figure 1 possède une
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perméabilité élevée sous des magnétisations pouvant s'élever jusqu'à environ 10 kilogauss, une faible magnétisation résiduelle (Br), une faible force coercitive (Hc) et une faible hystérésis. L'accroissement de la teneur en carbone (figure 2) donne relativement une très grande diminution de la perméabilité et des accroissements de la magnétisation résiduelle, de la force coercitive et de l'hystérésis. Toutefois , lorsqu'on augmente à la fois la teneur en carbone et la teneur en silicium et utilise un traitement thermique convenable, on obtient des propriétés magnétiques analogues à celles indiquées sur la figure 3.
Si la teneur en silicium est trop grande, la matière riche en carbone elle-même possède des propriétés magnétiques relativement médiocres, comme l'indique la figure 4.
L'addition de manganèse à un acier contenant des pourcentages convenables de silicium et de carbone a un effet favorable sur les propriétés magnétiques. Cet effet est représenté par la figure 5.
On se référera maintenant plus particulièrement aux fig. 6 et 7 . Les courbes désignées par A représentent la façon dont se comportent les aciers au silicium riches en carbone (0,4 % C ) ne contenant guère ou pas de manganèse; et les courbes B représentent les caractéristiques des aciers au silicium riches en carbone (0,4 % C) contenant environ 0,75 % de manganèse . On remarquera que la perméabilité maximum la plus grande est obtenue sensiblement avec la même teneur en silicium que l'hystérésis la plus faible.
On remarquera en outre que les effets généraux du manganèse sur les propriétés magnétiques sont d'élargir l'échelle des
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teneurs en silicium optima, et spécialement la partie basse de cette échelle, et d'améliorer les propriétés magnétiques qu'il est possible d'obtenir avec les teneurs en silicium optima. En d'autres termes, dans les courbes B, l'hystérésis et la perméabilité ne varient pas aussi rapidement sous l'influence de variations de la teneur en silicium de part et d'autre du maximum comme elles le font dans les courbes A .
Le manganèse semble aussi augmenter légèrement la teneur en silicium optimum (les pointes des courbes à rebroussement ).
Si l'on considère les courbes à points de rebroussement telles que celles des fig. 6 et 7, il ne faut pas oublier que, en pratique, il n'est pas possible d'obtenir les propriétés indiquées par l'extrémité de la pointe, principalement à cause de la microségrégation de l'acier, mais on peut se rapprocher d'un point très voisin de ces propriétés idéales, comme indiqué par la comparaison de la table B avec les fig. 6 et 7 .
Les effets d'addition de nickel, d'argent, de cobalt et de cuivre à l'acier riche en carbone et riche en silicium sont d'augmenter la ténacité et la résistivité de l'acier. Les éléments donnant naissance à des carbures, tels que le chrome, le titane, le molybdène, le tungstène, le vanadium, le columbium et le tantale, ont peu d'effet sur l'échelle des teneurs en silicium optima, mais ont un effet avantageux sur la ténacité de l'acier .
Les éléments désoxydants, tels que le calcium, l'aluminium, le zirconium, le beryllium et le bore, tendent à améliorer les caractéristiques de travail à chaud et l'uniformité du présent acier, quoique des teneurs supérieures à 1 % ou 2 % diminuent quelque peu la ductilité et l'induc-
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tion à saturation. Ces éléments élargissent quelque peu l'échelle des teneurs en silicium optima et déplacent cette échelle légèrement dans la direction des faibles teneurs.
L'aluminium est particulièrement efficace à cet égard et, si l'on en ajoute 4 %, l'hystérésis ne s'élève pas d'une ma- nière prohibitive même avec une teneur en silicium aussi faible que 4,5 % environ.
L'acier riche en carbone et riche en silicium qui fait l'objet de cette invention peut être forgé et la- miné sans difficulté entre environ 1150 et 900 , et la tem- pérature de finissage des tôles minces peut être un peu au- dessous de 500 . On a quelque avantage à finir le laminage, même dans le cas des tôles minces ; environ 700 ou un peu au-dessus. Il est aussi recommandable d'éviter un excès de décarburation provoqué par le maintien dans l'air pendant un temps exagéré aux hautes températures .
Après avoir été converti en tôle par laminage , on peut recuire l'acier et augmenter alors sa ténacité en vue du cisaillement en le refroidissant rapidement à la température ambiante à partir d'une température élevée. En ce qui concerne le recuit, on a obtenu des résultats satis- faisants en maintenant la tôle entre 650 et 1050 pendant un temps variant de 48 heures, aux températures inférieures, à environ une minute, aux températures supérieures, et les meilleurs résultats sont obtenus en maintenant la tôle à ?00 -900 pendant une demi-heure à vingt heures.
Le trai- tement servant à donner de la ténacité peut être effectué par un simple refroidissement dans l'air à partir du recuit .ou en réchauffant la matière pendant une courte période de temps, par exemple 5 à 15 minutes, et la refroidissant
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alors dans l'air. Une trempe plus rapide que le refroidissement dans l'air peut être appliquée, si on le désire .
Après le cisaillement, il est recommandable de soumettre la tôle à un autre traitement thermique pour développer les propriétés magnétiques optima. Ce dernier traitement thermique consiste à chauffer l'acier à une température située à l'intérieur ou au-dessus de l'échelle critique ( environ 1000 à 1200 ) et à le refroidir alors à une température inférieure à ladite échelle (700 à 900 ). Un mode opératoire typique consiste à chauffer l'acier à 1050 pendant 6 heures, à le refroidir lentement à 900 et à le refroidir dans le four jusqu'au rouge noir. Il est préférable d'effectuer ce traitement thermique, de même que le recuit de ténacité précédemment décrit, dans une atmosphère inerte ou réductrice telle qu'une atmosphère d'hydrogène ou d'un mélange d'hydrogène et d'azote .