Brevet FR2286195A1 — publié le 19760423

La présente invention se rapporte à un acier laminé à froid sous forme de t81e ainsi qu'à des articles formés par en- boutissage profond à partir de la tôle et présentant une grande limite élastique, l'invention se rapportant également à un procédé d'augmentation après formage de la résistance d'articles fabriqués par estampage ou emboutissage profond. Des tôles d'acier à grande résistance couramment disponibles ne peurent pas être mises en forme directement par estampa- ge ou par emboutissage profond du fait de leur ductilité et de leur emboutissabilité limitées le procédé de l'invention intro- duit le concept nouveau de production de pièces formées par estapage ou eMboutissage profond à partir d'un acier à faible résistance de qualité convenant pour l'emboutissage profond, le procédé consistant à assurer ensuite l'augmentation de résistance des pièces par précipitation d'azote en alliage. On peut égalent augmenter la résistance de tales lasi- nées à froid et recuites de la même manière avant leur formage en vue d'obtenir une plus grande limite élastique que ce qu'il était possible de réaliser jusqu'à maintenant. Le durcissement de surface d'acier par traitement thermique dans une atmosphère contenant de l'ammoniac afin de forr une structure aulténitique fer-asote qui est transformée par trempe en une structure martensitique présentant rme grande durée té de surface a été mis en pratique depuis de membranes annés. Des procédés connu de nitruration ont été décrits dans le docu- ment "ASTM METALS/HANDBROOK", édition de 1948, pages 697 à 702. Dans la pratique actuelle, la nitruration est effectuée sur des types d'acier particuliers (tels que le type flitrallqy, les aciers inoxydables austénitiques, les aciers SAE et similaires) à l'état usiné et traité thermiquement afin d'obtenir une plus grande résistance à l'usure, une meilleure conservation de la dureté superficielle à température élevée et une plus grande résistance à certains types de corrosion. On peut également se référer au brevet US 35 399 085 qui concerne la nitruration d'un acier du type "Nitralloy". La nitruration d'acier contenant des éléments d'alliage formant des nitrures a été décrite dans le document "Transactions AIME, volume 150 (1942) pages 157 à 171, par L.S. DEHKEN. La ni trurgtion d'alliages fer-aluminium dans une atmosphère d'hydrogè- ne et d'ammoniac a été décrite dans le document "Transactions MES. Soc. AIME volume 245 (1969) pages 1595 à 1602 et dans le document "Transactions Met. Soc. AIME", volume 245 (1969), pages 1603 à 1608 üpar H.H.PODGURSKY. Une comparaison entre des alliages fer-aluminium nitrurés et des alliages fer-titane nitrurés a été faite dans le document "Transactions MET. Soc. AIME" volume 242, (1968), pages 2415 à 2422, par V.A. PHILLIPS et A.V. SEYBOLT. On a conclu dans cet article qu'un alliage contenant 1 % de titane permettait d'obtenir une bien plus grande dureté superficielle qu'un alliage contenant 1 r d'aluminium à cause des très petites dimensions de particules du nitrure de titane formé, moins de 15 angströms environ. On a estimé que des dimensions de particules de nitrure comprises entre 10 et 40 angströms ou moins produisent le durcissement maximal. La dimension des particules des nitrures d'aluminium existant dans les alliages contenant de l'aluminium était sensiblement plus grosse. Dans le documet "BORON CALCIUM, COLUMBIUM and ZIRCONIUM in IRON and STEEL" de R.A. GRANGE, John WILEY and SONS, Inc., pages 173 à 179, on étudie le niobium comme élément d'alliage dans la nitruration d'aciers. On conclut dans cet article que le niobium, s'il existe en etc68 par rapport à la quantité nécessai- re pour se combiner avec tout le carbone, se combine facilement avec l'azote à des températures supérieures à 400 C, pour augzen- ter la dureté superficielle de l'acier. Dans le brevet US 3 671 334 on décrit un acier à teneur moyenne en carbone et modifié par le niobium, ré-enrichi en en azo- te et contenant moins d'environ 0,02 % au total d'aluminium, zir conini, vanadium et titane. Une quantité suffisante d'azote libre est aoutée à l'acier fondu avant la coulée afin de lui conférer des propriétés de vieillissement sous contrainte. À l'état laminé à chaud ou à froid, les aciers présentent une résistance comprise entre 35 et 49 kg/mm qui augmente jusqu'à une gamme comprise entre 49 et 63 kg/mm après mise sous contrainte et vieillissement. Dans le brevet US 3 673 ooe, on décrit un procédé de carbonitruration d'un acier contenant du niobium par chauffage d'une pièce formée à partir d'acier écroui jusqu'à une température supérieure à la température de recristallisation sous contrainte mais inférieure à la température critique A3 de l'acier dans une atmosphère de carbonitruration contenant des hydrocarbures et de l'ammoniac. Le but de ce brevet est d'empêcher le grossissement de grains engendré par la contrainte en ajoutant une quantité de niobium comprise entre 0,E et 0,018 % à un acier au carbone contenant de 0,05 à 0,15 % de carbone. La carbonitruration produits sur l'objet mis en formezune enveloppe dure et résistante à l'u- sure.Un spécialiste en la matière en concluerait que le grossissement de grains ferritiques indésirable est empêché par des précipités de carbure de niobium. De tels précipités de carbure doi- vent exister sous la forme d'une fine dispersion pour établir rme résistance au grossissement des grains. Dans le brevet américain précité, on obtient une fine dispersion dans des aciers du type décrit, du fait de la haute teneur en carbone qui réduit sensiblement la température critique A1 (jusqu'à environ 723 C). Le comportement des aciers à bas carbone auxquels l'invention se rapporte ne doit pas être considéré d'une manière snslogue à celle des aciers à moyen carbone ou à haut carbone puisque des aciers à bas carbone présentent une température critique A1 bien supérieure et que des particules de carbure de niobium formées en suivant le procédé du brevet américain précité sembleraient à un spécialiste trop grossières pour empêcher une augmentation des dimensions des grains ferritiques. Le durcissement de surface de pièces relativement massives par nitruration, comme cela est mis en pratique classiquement, peut se distinguer du principe de l'augmentation de résistance de tôles d'acier à bas carbone laminées à chaud ou laminées à froid. Les propositions connues consistant à ajouter des éléments d'alliage tels que du niobium en vue d'améliorer le durcit sement ou d'empêcher le grossissement des grains ne fourniraient pas à un spécialise une solution qui lui permette de résoudre le problème de I'augmentation de résistance de pièces estampées ou embouties formées à partir d'une tôle d'acier convenant pour l'emboutissage profond. En dépit des documents indiqués ci-dessus, aucune solution satisfaisante n'a été trouvée pour le problème de l'augmen- tation de résistance de pièces formées par emboutissage profond ou par estampage à partir d'une t8le sans perte des propriétés de ductilité et d'emboutissabilité qui sont nécessaires pour la fabrication de la pièce. À l'heure actuelle, on se réfère encore au concept fondamental que l'amélioration de résistance est obtenue seulement au sacrifice de la ductilité, de l'emboutissabilibé et/ou de l'aptitude à l'allongement. Jusqu'à maintenant, on n'a jamais proposé une solution consistant à appliquer le principe de l'augmentation de résistance par précipitation d'azote en ai- liage à un acier à bas carbone convenant pour l'emboutissage profond.Comme cela est bien connu, lorsqu'un tel acier sous forme de tôle est soumis à une opération d'emboutissage ou d'estampage, l'article fini présente des zones de faible résistance là où le métal n'a pas été durci par contrainte ou déformation, et d'autres zones à résistance élevée qui ont été durcies par contrainte ou déformation au cours de la mise en forme. En général, la résistance des zones non soumises à contrainte est égale ou légèrement supérieure à celle de la tôle d'acier à partir de laquelle la pièce a été fabriquée c'est-à-dire à environ 138 à 207 MN/m2. Les zones qui ont été durcies peuvent avoir des résistan- ces allant d'environ 207 MS/m2 jusqu'à 552 ou 690 Na/,2, en fonction de la sévérité de contrainte ou de déformation.Lorsqu'un tel article est soumis à un traitement thermique, les zones soumises à contrainte présentent une recristallisation et un grossissement de grains excessif et il en résulte un affaiblissement indésirable. Le procédé connu faisant l'objet du brevet US 3 671 334 précité, qui utilise un vieillissement sous contrainte par du carbone ou de l'azote pour augmenter la résistance d'un article mis en forme, ne peut pas être appliqué lorsqu'il est nécessaire d'avoir des aptitudes à l'emboutissage profond. Des aciers dont la résistance peut être augmentée d'une valeur qui ne soit pas négligeable par un traitement de durcissement par vieillissement sous contrainte possèdent intrinsèquement une résistance mécanique relativement grande et une faible ductilité à l'état laminé 9 chaud ou à froid et ils ne peuvent par conséquent pas être soumis à un emboutissage profond.En outre le gain de résistance résultant d'un traitement de durcissement par vieillissement sous contrainte est relativement faible, à savoir de l'ordre d'environ 69 MN/m3, et on ne peut pratiquement pas obtenir d'augmentation de la résistance dans les zones non soumises à contrainte des pièces formées avec de tels aciers. L'invention a pour but principal de fournir un procédé de fabrication d'articles par emboutissage ou estampage d'un acier de qualité pour emboutissage profond et de composition spécifique, et par traitement des articles après formage par une nitru ration pour améliorer leur résistance. L'invention a en outre pour but de fournir une tôle d'acier laminé à froid et son procédé de fabrication dans une gamme d'épaisseur comprise entre 0,5 et 2,29 iii, l'acier présentant une résistance moyenne d'au moins environ 483 MN/m2. Une t8le d'acier laminé à froid et recuit suivant l'inven- tion présentant une épaisseur comprise entre 0,5 et 2,29 mm et une résistance moyenne d'au moins 483 MN/m, contient essentiellement de 0,002 à 0,014 % de carbone, de 0 à 0,08 % d'aluminium et 0,05 à 0,6 % de manganése, 0,035 % de Bourre au maximum, 0s01 X d'oxygène au Maximum, 0,01 de phosphore au maximum, 0,015 % de silicium au maximum, un élément d. formation de nitrure choi- si dans le groupe comprenant le titane, le niobium, le xirconium et des mélanges de ces métaux, la teneur en titane étant compri- 10 entre 0,02 et 0,2 %, la teneur en niobium étant comprise en- tre 0,025 et 0,3 %, la teneur en zirconium étant comprise entre 0,025 et 0,3 %, suffisamment d'azote pour se combiner pratique- ment avec le ou les éléments de formation de nitrure, et le com- plément de fer, excepté des impuretés éventuelles, tous les pourcentages étant exprimés en poids. Un procédé pour obtenir une t8le d'acier à bas carbone & BR A la différence des procédés connus de nitruration, le procédé d'augmentation de résistance par précipitation d'azote en alliage suivant l'invention évite la formation d'une structure austénitique fer-azote grtce à un chauffage à une température moins élevée, pendant un temps plus court et avec une concentration en ammoniac dans l'atmosphère plus faible que dans une opération de nitruration classique. Eh outre, aucune trempe n'est effectuée après le traitement thermique, à la différence des procédés classiques de nitruration. L'inwention ne permet pas d'obtenir, et n'a pas pour but d'obtenir, les propriétés désirées lors de la nitruration d'autres types d'aciers, à savoir une grande dureté superficielle à température élevée, une grande résistance à l'usure, une limite d'endurance accrue et une résistance à certains types de corrosion. Le procédé de l'invention fait intervenir des additions d'éléments d'alliage relativement faibles, et par conséquent peu conteuses, à un acier à bas carbone, ainsi qu'une température de traitement thermique relativement basse pendant une période de temps relativement courte, ce qui permet d'obtenir un procédé industriellement économique et qui ne nécessite pas des installations ou équipements spéciaux. Une composition appropriée pour la mise en pratique de l'invention comprend, dans des gammes larges, les éléments suivants: carbone t 0,002 à 0,015 % azote : 0,012 % maximum aluminium: 0 à 0,08 % manganèse : 0,05 à 0,6 % soufre : 0,035 % maximum oxygène : 0,01 * maximum phosphore : 0,01 % maximum silicium : 0,015 % maximum titane : 0,02 à 0,2 * en niobium : 0,025 à 0,3 % en solution solution zirconium: 0,025 à 0,3 % en solution fer : le complément, excepté les impuretés éventuelles. Dans la composition précitée, tous les pournentages sont exprimés en poids et le titane, le niobium et le zirconium peuvent exister individuellement ou en mélange, la teneur totale n'excédant pas environ 0,3 %* On va maintenant décrire le mode préféré de réalisation de l'invention une composition préférée est la suivante carbone : inférieur à 0,010 % azote : 0,004 % aluminium: 0,02 à 0,04 % (total) manganèse: 0,05 à 0,6 % soufre : 0,035 % maximum oxygène :: 0,01 % maximum phosphore: résiduel silicium : résiduel titane : 0,08 à 0,10 % (total) et/ou niobium : 0,03 à 0,06 % (total) ou zirconium: 0,03 à 0,06 % (total) fer : le complément excepté des impuretés éventuelles. Comme indiqua précédamment, la concentration en ammoniac de l'atmosphère de recuit est maintenue à une concentration suf- fisamment basse, pour les conditions de température et de temps envisagées, afin d'éviter la formation de nitrure de fer on d'une structure austénitique ce qui élimine une grande dureté superfi cielle, une faible ténacité et une fragilité. De préférence,l'at mosphère dans laquelle le traitement thermique est effectué con tient de 3 à 6 % d'ammoniac en volumes et le complément d'hydro- gène.On peut remplacer l'hydrogène par un gaz inerte tel que de l'azote ou de l'argon, à condition que des réglages appropriés soient effectués en ce qui concerne le rapport des teneurs en ammoniac et en hydrogène afin qu'il ne se forme pas de nitrure de fer ou d'austénite fer-azote. On a trouvéXqu'un traitement thermique effectué dans cette atmosphère dans la gamme de températures comprise entre 593 et 732 Cm de préférence entre 593 et 7050 C, se traduisait par uni diffusion relativement rapide de l'azote dans l'acier et par une réaction de l'azote avec l'élément d'alliage formateur de nitru re pour former de petites particules de nitrure uniformément dis persées, de dimensions probablement comprises entre environ 20 et 30 Angströms. Il est habituellement suffisant de prévoir un traitement d'une durée de 1 à 3 heures à la température indiquée. Lors du traitement thermique d'un article embouti ou e- tampé comportant des zones soumises à des contraintes et durcies par écrouissage, il est préférable de prévoir comme éléments formateurs de nitrure à la fois du titane et du niobium ou bien à la fois du titane et du zirconium. La présence d'au moins environ 0,025 % de niobium ou de zirconium (cette valeur étant déterminée par une analyse à la température ambiante) empêche la recristallisation et l'adoucissement qui en résulte dans les zones soumises à contrainte de l'article mis en forme lorsqu'il est soumis à un traitement thermique.Par suite, la mise en pratique préférée de l'invention pour des articles soumis à estampage ou emboutissage profond, aboutit à une augmentation de la résistance dans les zones non soumises à contrainte jusqu'à un minimum de 35 kg/mm2 tandis que, dans les zones soumises à contrainte, celle-ci est maintenue ou même augmentée. Lorsque le procédé de l'invention est appliqué pour augmenter la résistance d'une tôle laminée à froid, non mise en forme et présentant une épaisseur comprise entre environ 0,5 et 2,25 mm, de préférence 0,5 et 1,6 mm, la limite élastique est augmentée jusqu'à au moins 483 KN/m2, une valeur qu'il n'avait jamais été possible d'obtenir antérieurement dans un acier à bas carbone. Un tel produit présente une formabilité suffisante pour permettre sa fabrication sous la forme d'articles de différents types (autrement que par emboutissage profond) dans lesquels il est prévu principalement des zones pliées. Conformément aux études faites par L.S. DARKEN et R.W. GURRY et décrites dans la revue "PHYSICAL CHELtISTRY of ASTAIS" 1953, pages 372 à 595, les concentrations maximales en ammoniac qui peuvent être utilisées dans les gammes de températures comprises entre 590 et 7350C et sans entraîner la formation de nitrure de fer sont les suivantes 5930C - environ 10 * d'ammoniac 649 C - environ 6 49 d'ammoniac 70400 - environ 3 % d'ammoniac 732 C - environ 2 % d'ammoniac Les valeurs indiquées ci-dessus représentent l'équilibre entre les mélanges ammoniac-hydrogène et les phases solides du système de nitrure de fer à une pression d'une atmosphère. Les indications données ci-dessus montrent que la température et la concentration d'ammoniac sont interdépendantes et doivent être modifiées en raison inverse l'une de l'autre dans la mise en pratique du procédé de l'invention. De même, le temps constitue une autre variable interdépendante qui varie également de façon inversement proportionnelle à la température et à la concentration d'ammoniac. On a trouvé que le taux de diffusion de l'azote dans l'acier constitue le facteur principal, car la vitesse de réaction de l'azote avec les éléments de l'alliage est relativement rapide. En dessous d'une température de 590 C, la vitesse de diffusion est si lente que le temps nécessaire à cette température serait industriellement non rentable.Au dessus de 735 C la concentration en ammoniac doit être maintenue si basse que la force d'entrainement nécessaire pour assurer la diffusion devient insuffisante. En outre, les nitrures formés à une teipéra- ture de 7320C et au-dessus ont des dimensions assez grossières et contribuent par conséquent à réduire l'effet d'augmentation de résistance. Enfin, lors du traitement thermique d'articles tsbri- qués par emboutissage profond ou par estampage et présentant des zones écrouies à froid, une température supérieure à 732 C et doit entre évitée du fait du grossissement excessif des grains/de l'adoucissement qui en résulte. Dans une galle préférée de températures de 593 à 7320C et pour une concentration préférée en ammoniac de 3 à 6 % en volume, la durée du traitement thermique peut être comprise entre environ une heure et deux heures. Dans de telles conditions, l'azote dif- fuse jusqu'à une profondeur suffisante pour augmenter la résistance moyenne du métal présentant 207 MN%m2 à l'état brut jusqu'à un minimum de 345 MK/m2. L'épaisseur de la tgle d'acier traitée suivant le procédé de l'invention ne constitue pas une limitation, bien que l'efri- cavité maximale du procédé corresponde au traitement d'une barre mince laminée à chaud dont l'épaisseur est comprise entre environ 1,5 et 6,4 mm et d'une bande laminée à chaud dont l'épaisseur est comprise entre environ 0,5 et 2,29 mi. Une matière mince lami- née à froid (par exemple jusqu'á une épaisseur d'environ 1,5 mm) et traitée thermiquement à environ 705 C pendant une à deux heures est renforcée par précipitation d'azote en alliage sous une forme finement divisée et sensiblement dans toute l'épaisseur, ce qui permet d'obtenir une résistance d'environ 483 ME/m2. On peut traiter thermiquement une matière laminée à chaud plus épaisse à des températures un peu inférieures, auquel cas on ne la nitrure que sur une partie de son épaisseur mais à une profondeur suffisante pour obtenir une résistance moyenne supérieure à 345 MXT/m2 et pouvant atteindre environ 587 EN/m2. On a indiqué dans les tableaux ci-après des résultats d'expériences effectuées sur une série de lots d'aciers contenant du titane, du niobium, du zirconium ou des mélanges desdits métaux. A titre de comparaison, on a également inclus les résultats concernant une tôle d'acier calmé à l'aluminium et de qualité d'emboutissage typique qui ne contient pas d'autres éléments de formation de nitrure que l'aluminium. TABLEAU I Composition - Paurcentage en poids Exem- Lot C N O S Mn Al Ti Nb Zr ple 1 B1090073 0,040 0,015 0,0029 - 0,30 0,068(total) - ~ ~ 0,035 (en solution) 2 V845-2 0,0042 0,0036 0,0041 0,019 0,31 0,004 0,109 3 V845-3 0,00430CD45 0,0022 0,019 0,31 0,031 0,110 - 4 800162-V 0,0044 0,0057 0,0012 0,011 0,4 0,030 - 0,12 5 2250350-V 0,002 0p036 - 0,019 0,32 0,047 0,095 0,0066 6 2260778-V 0,0042 0,0031 - 0,011 0,33 0,029 0,049 0,039 7 V796-3 0,0055 0,0050 0,0018 0,017 0,30 0,12 - - 0,19 8 2260566-V 0,004 0,0030 - 0,015 0,33 0,040 0,084 0,063 9 2260914-V 0,003 0,0045 - 0,014 0,32 0,044 0,078 0,058 Dans l'exemple 1, on a utilisé un acier calmé à l'aluminium, laminé, de qualité d'emboutissage, non dégazé sous vide mais qui a été laminé à chaud au laminoir et laminé à froid en laboratoire. Les exemples 2, 3 et 7 concernent des lots d'aciers fabriqués en laboratoire, fondus sous vide et laminés à chaud et à froid en laboratoire. Les exemples 4, 5, 6, 8 et 9 correspondent à des lots d'aciers dégazés sous vide, calmés à l'aluminium, laminés à chaud en laminoir et laminés à froid en laboratoire. Dans le tableau II ci-dessous, on a donné les propriétés et les teneurs en azote à différents stades de traitement pour des lots correspondants d'aciers. À l'état "brut de réception", tous les échantillons ont été laminés à froid Jusqu'à une épaisseur de 1 mm et ils ont été complètement recuits. Des échantillons ont été également soumis à une réduction à froid de 20 % Jusqu'à une épaisseur de 0,8 mm après recuit afin de simuler des zones soumises à contrainte et/ou déformées d'articles emboutis. TABLEAU II Traité thermiquement dans 3 % NH3 - 97 %H2 en volume Exemple 1 Limite élas- Charge de Allon Allonge- %N Etat tique MN/m rupture gement ment à la MN/m % limite élastique % brut de réception 183,5 302,9 46,0 0,0 0,015 593 C - 1 h 247,7 348,4 37,0 3,7 0,015 - 2 h 267,7 @@@@@ 30,5 3,3 649 C - 1 h 330,5 430,5 26,5 3,0 0,056 ~ 2h 358,8 447,8 23,0 3,0 0,078 705 C - 1 h 354,6 486,4 24,5 2,2 0,13 - 2 h 354,6 491,2 21,5 1,6 laminé à froid, 20% 411,2 411,2 10,5 0,0 -- 593 C - 1 h 356,7 434,7 19,0 2,6 --- - 2 h 344,3 427,8 25,5 2,5 -- 649 C - 1 h 387,0 476,1 19,0 2,6 - 2 h 394,0 482,3 19,0 2,6 - 705 C - 1 h 337,4 489,2 20,0 0,0 - 2 h 377,4 508,5 17,0 0,0 -- EXEMPLE 2 brut de réception 126,2 290,4 42,0 0,0 0,0036 593 C - 1 h 259,4 373,9 23,5 0,7 0,012 - 2 h 489,9 562,3 17,0 1,4 649 C - 1 h 527,1 638,9 14,0 11,4 0,047 - 2 h 707,9 790,0 12,5 1,5 0,079 705 C - 1 h 609,2 678,2 14,0 1,5 0,094 ~ 2 h 587,8 673,4 13,0 0,0 -laminé à froid, 20% 414,0 435,3 7,0 0,0 0,0036 593 C - 1 h 399,5 443,6 16,0 0,0 -- 593 C -1 h 399,5 443,6 16,0 12,0 0,8--- 649 C - 1 h 664,7 707,2 10,0 1,1 -- - 2 h 738,3 783,1 12,0 1,8 -- 705 C - 1 h 625,1 678,2 11,0 1,8 -- - 2 h 592,0 691,3 7,0 0,0 -- TABLEAU II (suite) Traité thermiquement dans 3 / NH3 - 97 % H2 en volume EXEMPLE 3 Etat Limite élas- Charge de Allon- Allonge- %N tique MN/m rupture gement ment à la MN/m % limite élastique % brut de réception 122,8 291,8 42,0 0,0 0,0045 593 C - 1 h 231,1 353,2 30,0 0,7 0,011 - 2 h 471,9 549,2 18,0 1,4 -- 649 C - 1 h 551,3 617,5 11,0 0,0 0,047 - 2 h 721,0 805,2 9,0 0,0 0,0 2 705 C - 1 h 607,8 680,3 12,5 0,0 0,11 - 2 h 625,8 708,6 12,0 0,0 -laminé à froid 20% 402,2 452,6 4,5 0,0 0,0045 593 C - 1 h 406,4 447,1 15,0 0,0 -- - 2 h 591,3 635,4 10,5 0,0 -- 649 C - 1 h 620,3 665,1 10,5 0,0 -- - 2 h 779,0 823,8 10,0 0,0 -- 705 C - 1 h 656,8 720,3 10,5 0,0 -- - 2 h 647,9 727,2 11,0 0,0 -- EXEMPLE 4 brut de réception 164,2 335,3 37,0 0,0 o,co57 593 C - 1 h 274,6 350,5 35,5 5,0 0,012 - 2 h 385,7 449,1 15,0 4,3 --- 649 C -1 h 353,2 409,1 18,0 2,7 0,029 - 2 h 491,2 551,3 12,0 3,3 0,069 705 C - 1 h 390,5 489,2 20,0 3,2 0,074 - 2 h 431,2 532,0 22,0 2,9 laminé à froid, 20 % 468,5 505,0 4,0 0,0 0,0057 593 C - 1 h 419,5 460,9 14,0 1,8 - 2 h 514,7 538,8 9,0 0,8 649 C - 1 h 460,2 489,9 13,0 4,3 - 2 h 567,8 599,6 11,0 3,9 705 C - 1 h 557,5 602,3 13,0 3,5 -- - 2 h 544,4 590,6 5,0 1,8 --- TABLEAU II (suite) Traité thermiquement dans 3 % NH3 - 97 % H2 en volume EXEMPLE 5 Etat Limite élas- Charge de Allon- Allonge- %N tique MN/m rupture gement ment à la MN/m % limite élastique % brut de réception 152,4 313,9 40,0 0,0 0,0036 593 C - 1 h 258,0 383,6 28,0 0,3 0,010 - 2 h 457,4 529,2 19,0 1,1 649 C - 1 h 483,0 559,5 17,0 0,9 0,029 - 2 h 714,8 770,0 11,0 2,0 0,079 705 C - 1 h 600,3 658,9 15,5 1,9 0,098 - 2 h 616,8 692,7 13,0 1,5 laminé à froid,' 20% 476,1 506,4 3t5 0,0 0,0036 593 C - 1 h 452,6 485,0 11,0 0,0 - 2 h 624,4 641,0 9,0 0,0 649 C -1 h 624,4 652,0 11,5 1,7 - 2 h 788,6 816,9 10,0 2,6 705 C - 1 h 654,1 690,6 12,5 3,5 - 2 h 670,6 714,1 12,0 2,5 EXEMPLE 6 brut de réception 142,8 309,1 40,5 o 0,0031 593 C - 1 h 302,2 384,3 29,5 2,5 0,0093 - 2 h 469,2 511,2 19,0 3,6 - 64900 - 1 h 516,1 566,4 15,0 2,7 0,032 - 2 h 618,2 681,0 13,0 2,0 0,067 705 C - 1 h 509,2 565,1 17,0 2,5 0,080 - 2 h 527,8 598,9 16,0 2,1 laminé à froid, 20 % 437,4 470,5 5,0 0,0 0,0031 593 C - 1 h 442,9 478,1 14,0 3,7 ~ 2 h 579,6 609,2 11,0 3,7 649 C - 1 h 571,3 597,5 11,0 3,0 --- - 2 h 650,6 681,0 14,0 2,8 705 C - 1 h 568,5 611,3 16,0 2 - 2 h 561,6 611,3 16,0 2,8 --- TABLEAU II (suite) Traité thermiquement dans 3 % NH3 - 97 % H2 en volume EXEMPLE 7 Etat Limite élas- Charge de Allon- Allonge- % N tique MN/m rupture gement ment a la MN/m élastique brut de réception 159,3 334,6 37,5 0,0 593 C - I h 225,6 343,6 37,5 1,5 - 2 h 286,3 373,9 32,0 4,1 64900 - 1 h 373,2 432,6 24,0 5,1 - 2 h 459m5 493,3 19,0 3,8 705 C - 1 h 434,0 507,8 17,5 3,3 - 2 h 471,2 550,6 18,0 3,7 laminé à froid, 20 % 474,0 505,0 3,5 0,0 593 C - 1 h 398,1 436,7 13,0 0,0 - 2 h 449,8 481,6 14,5 2,2 649 C - 1 h 445,7 486,4 12,0 2,0 - 2 h 594,0 622,3 9,5 2,5 705 C - 1 h 555,4 600,3 12,0 3,9 - 2 h 578,9 640,3 13,0 2,8 x rupture à proximité ou à l'extérieur du repère de calibrage. Le tableau II indique que l'acier calmé à l'aluminium et de qualité d'emboutissage de l'échantillon 1 a présenté une très faible augmentation de résistance lorsqu'il a été nitruré dans les mêmes conditions que les autres aciers des exemples 2 à 7. L'augmentation modérée de la limite élastique est due principalement à la diminution de l'allongement à la limite élastique. En outre1 il se produit une certaine augmentation de résistance par suite de l'introduction d'azote en solution solide dans l'acier. Les exemples 2 et 3 permettent d'effectuer une comparaison plus directe de 11 effet de l'augmentation de résistance produit par le titane par rapport à celui produit par l'aluminium, l'exemple 2 faisant intervenir seulement du titane comme formateur de nitrure tandis que l'exemple 3 fait intervenir la même quantité de titane plus 0,031 % d'aluminium. Il apparaît qu'on ne peut pas obtenir d'effet bénéfique en ce qui concerne l'augmentation de résistance par addition d'aluminium. La seule différence est que l'acier de l'exemple 2 contenant seulement du titane montre un certain allongement à la limite élastique alors que celui de l'exemple 3 ne le fait pas pour la même concentration totale en azote.Cela est évidemment dû au fait que l'aluminium a eu pour effet d'expulser l'azote et ii en est résulté une moins grande quantité d'azote en solution solide. il est en outre apparent que l'augmentation de la limite élastique produite dans des aciers contenant du niobium et du zirconium des exemples 4 et 7 n'est pas aussi grande que dans le cas des aciers contenant du titane. Cependant on a obtenu des limites élastiques supérieures à 242 ZN/m2 dans les deux cas par traitement thermique à une température comprise entre 649 et 7050 C pendant une heure. L'exemple 5 correspond à un acier relativement fortement allié et contenant du titane et du niobium, cet acier ayant présenté une augmentation de limite élastique essentiellement identique à celle des exemples 2 et 3. L'exemple 6, qui correspond à de moins grardes additions de titane et de niobium que dans l'exemple 5 a permis d'enregistrer une augmentation sensible de la limite élastique, bien qu'elle ne soit pas aussi grande que pour l'acier de l'exemple 5. Les limites élastiques indiquées pour les échantillons soumis à une réduction à froid de 20 % (simulant la contrainte ou la déformation résultant d'un emboutissage profond) montrent que l'augmentation de résistance qui accompagne la précipitation de nitrures s'ajoute à l'augmentation de résistance par écrouissage de sorte qu'on obtient un gain net de résistance bien qu'il se produise une petite perte de résistance due à une récupération partielle. L'augmentation de résistance enregistrée pour un acier écroui et nitruré par rapport à un acier recuit et nitruré est imputable à une nucléation et à une précipitation des hitrures sur des zones de dislocation et à une amélioration de la solubilité de l8sazote dans le réseau soumis à la contrainte. Les valeurs d'allongement enregistrées après nitruration sont relativement élevées compte tenu des niveaux de limite élastique atteints. Ces valeurs d'allongement indiquent qu'on pourt effectuer un formage limité d'une bande d'acier après nitrmra- tion, par exemple un cintrage ou un réestampage. Les échantillons sounis à une réduction à froid de 2G % ont donné lieu à une augmentation des valeurs d'allongement ainsi qu'à une augmentation de la limite élastique, du fait de l'effet de restauration. Comme indiqué précédemment, la-phase de traitement thermi que du procédé de l'invention se traduit par une augmentation de la teneur en azote en solution solide dans l'acier ainsi que de la teneur en azote combinée sous la forme de nitrures avec du titane, du niobium etXou du zirconium0 On a trouvé que la teneur totale en azote absorbée peut dépasser la teneur nécessaire pour satisfaire la condition normale d'équilibre en solution additionnée de la valeur nécessaire pour convertir les alliages en nitrure. Cet excès d'azote peut être attribué à ltemprisonnement de l'azote dans des dislocations, à son adsorption dans les interfaces nitrure-ferrite et à l'amélioration de la solubilité de l'azote dans la ferrite mise sous contrainte. Le tableau II indique également les valeurs obtenues par nitruration à une température de 7050C dans une atmosphère à 3 % d'ammoniac pendant 2 heures. Dans la plupart des cas, il se produit une réduction de la limite élastique à partir des valeurs optimales obtenues lors d'un traitement à une température de 6490 C pendant 2 heures, du fait de la formation de particules de nitrure plus grossières. Une mince bordure d'austénite se forme sur les surfaces d'échantillons nitrurés à 705oC; en conséquence, pour éviter la formation de cette bordure en austénite fer-azote, la concentration en ammoniac doit être légèrement en dessous de 3 % à 705oC pour un traitement thermique d'une durée de 2 heures. On a indiqué dans le tableau III ci-dessous une comparaison de l'augmentation de résistance obtenue par traitement thermique dans un mélange eontenant 3 % d'ammoniac et 97 % d'hydrogène avec celle obtenue dans un mélange contenant 6 % d'ammoniac et 94 * d'hydrogène. TABLEAU III Effet de la comcentration en ammoniac sur des tôles de 1 mm d'épaisseur laminées à froid et recuites 3%NH3 - 97%H2 6%NH3 - 94%H2 Exemple et Limite Charge de Allon- Allonge- % N Limite Charge Allon- Allonge- Bordure état élasti- rupture gement ment à la élasti- de rup- gement ment à la d'aus que MN/ MN/m % limite que MN/ ture % limite ténite m élastique m MN/m élastique % % Acier n 2 593 C - 1 h 295,4 373,9 23,5 0,7 0,012 395,3 492,6 18,0 0,8 Non 649 C - 1 h 527,1 638,9 14,0 11,4 0,047 756,9 843,8 12,5 0,5 Non 705 C - 1 h 609,2 678,2 14,0 1,5 0,094 641,7 720,3 3,0 0,7 Oui Acier n 3 593 C - 1 h 231,1 353,2 30,0 0,7 0,011 364,3 465,7 20,0 0,5 Non 649 C - 1 h 551,3 617.5 11,0 0,0 0,047 836,9 887,3 8,0 0,0 Non 705 C - 1 h 607,8 680,3 12,5 0,0 0,11 678,2 722,4 1,5 0,0 Oui Acier n 4 593 C - 1 h 274,6 350,5 35,5 5,0 0,012 309,1 384,3 28,0 5,0 Non 649 C - 1 h 353,2 409,1 18,0 2,7 0,029 507,8 575,4 9,5 2,5 Non 705 C - 1 h 390,5 489,2 20,0 3,2 0,074 447,8 549,9 15,0 2,9 Oui TABLEAU III (suite) Effet de la concentration en ammoniac sur des tôles de 1 mm d'épaiseur laminées à froid et recuites 3%NH3 - 97%H2 6%NH3 - 94%H2 Exemple et Limite Charge de Allon- Allonge- % N Limite Charge Allon- Allonge- Bordure état élasti- rupture gement ment à la élasti- de rup- gement ment à la d'aus que MN/ MN/m % limite que MN/ ture % limite ténite m élastique m MN/m élastique % % Acier n 5 593 C - 1 h 258,0 383,6 28,0 0,3 0,010 378,1 474,7 18,0 0,7 Non 649 C - 1 h 483,0 559,5 17,0 0,9 0,029 783,3 790,0 5,5 0,0 Non 705 C - 1 h 600,3 658,9 15,5 1,9 0,098 675,5 759,0 4,0 1,2 Oui Acier n 6 593 C - 1 h 302,2 384,3 29,5 2,5 0,0093 389,1 456,0 18,5 3,8 Non 649 C - 1 h 516,1 566,4 15,0 2,7 0,032 677,5 736,2 12,0 3,5 Non 705 C - 1 h 507,8 565,1 17,0 2,5 0,080 569,9 667,2 11,0 1,7 Oui Acier n 7 593 C - 1 h 225,6 343,6 37,5 1,5 280,1 377,4 30,0 3,9 Non 649 C - 1 h 373,2 432,6 24,0 5,1 460,2 525,0 19,0 4,0 Non 705 C - 1 h 434,0 507,8 17,5 3,3 503,0 582,3 14,0 2,5 Oui Le tableau III montre qu'un acier donné permet d'obtenir une plus grande licite élastique lorsqu'il est nitruré dans une atmosphère à 6 % d'ammoniac et dans les mêmes conditions de temps et de température que dans le cas d'une nitruration dans une at mosphère à 3 * d'ammoniac. On obtient une résistance supérieure en effectuant la nitruration à 649 C pendant une heure dans 6 % d'ammoniac par rapport à une nitruration effectuée à la mêmetem- pérature pendant 2 heures dans 3 X0 d'ammoniac. Cependant, du fait du phénomène de diffusion, le gradient d'augmentation de résistance entre la surface et la mi-épaisseur serait plus grand avec une atmosphère à 6 % d'ammoniac qu'avec une atmosphère à 3 % d'ammoniac. Pour certaines applications, il peut être souhaitable d obtenir une résistance moyenne intérieure et un gradient plus faible jusqu'à la mi-épàisseur.La présente invention permet de choisir commodément la température, le temps et les concentrations en ammoniac en vue d'obtenir une large gamme de limite élastique moyenne et de gradients de résistance entre la surface et la mi-épaisseur. Le tableau III indique à nouveau que la nitruration dans une atmosphère à 6 % d'ammoniac à 705 C se traduit par la formation d'une bordure d'austénite fer-azote qui se transforme soit en martensite soit en une structure eutectode, en fonction de la vitesse de refroidissement. Dans l'exemple 5; il se produit une bordure d'austénite d'environ 0,025 mm d'épaisseur après un recuit dans une atmosphère à 6 %0 d'ammoniac à 705 C pendant une heure. Lorsque l'épaisseur de la tôle d'acier soumise au traitement thermique de l'invention augmente, le temps nécessaire pour atteindre la saturation pour la teneur d'azote en équilibre dans la solution (pour des valeurs données de la température et de la concentration en ammoniac, dansl'atmosphère) augmente comme le carré de l'épaisseur. Par exemple, lors d'une diffusion d'azote dans du fer pur à 64900, on a trouvé que, pour atteindre un taux moyen de saturation (c'est-à-dire N moyen/N équil.) de 0,7, il était nécessaire de prévoir une heure de traitement pour une tSle de 1 mm d'épaisseur tandis qu'il faut 5,6 heures pour une tôle de 2,25 mm d'épaisseur. Cependant une caractéristique importante de l'invention consiste dans la découverte que des augmentations sensibles de la limite élastiqu moyenne peuvent être obtenues dans des tempos relativement courts (c'est-à-dire non supérieurs à 2 heures) par une augmentation de résistance par précipitation partielle de l'azote dans l'alliage. Le tableau IV ci-dessous indique l'augmentation substantielle de limite élastique qui est obtenue par nitruration de l'acier contenant du niobium et du titane de l'exemple 8 dans une atmosphère contenant 3 % d'ammoniac et 97 % d'azote en opérant dans la gamme de températures comprise entre 593 et 705 C pendant une à deux heures.Il est à noter que la nitruration à 6490C pendant seulement une heure ne permet d'obtenir qu'une limite élastique moyenne de 47 kg/mm2. On peut obtenir une augmentation de résistance encore plus forte en effectuant le traitement thermique pendant de plus longues périodes ou bien en augmentant la concentration en ammoniac jusqu'à 6 %. Dans le tableau IV, la température de 705 C s'est à nouveau avérée une température inacceptable lors de l'utilisation d'une atmosphère contenant 3 % d'ammoniac du fait de la formation d'une bordure d' austénite. TABLEAU IV Propriétés d'un acier laminé à chaud de 2,25 mm d'épais seur de l'exemple 8, après traitement thermique dans une atmosphère contenant 3 %NH3 et 97 % H2 Conditions limite Charge de Allon- Allonge- %N élastique rupture gement ent à la MS/m2 MN/m2 % limite élastique % brut de laminage à chaud 188,3 338,7 40s5 0,0 0,0027 593 C-1 h 322,9 436,7 30,0 0,0 0,010 -2 h 391,9 485,0 22,0 0,0 0,013 649C-1 h 458,8 559,5 21,0 0,0 0,027 -2 h 578,9 654,8 16,0 1,0 0,043 705'0-1 h 494,7 628,6 20,0 1,3 0,066 -2 h 578,9 649,9 13,0 1,8 0,080 L'effet critique consistant à prévoir au moins environ 0,02 % de titane en solution a été mis en évidence dans le tableau V ci-dessous. TABLEAU V Effets de la quantité d'élément formateur de nitrure disponible 0,0044 %C 0,010*C C saturé (0d024% titane disponible en solution 0,047 eh 0,025 * O % limite élastique, MN/M2 (nitruration dans une atmosphè- re contenant 6% NH, à 649 C pendant 2 heures) 707,2 588,5 441,6 limite élastique, MN/m2 (nitruration puis dénitruration) 564,4 454,7 308,4 différence de limite élastique, MN/m2 (nitruration- 142,8 133,8 133,1 dénitruration) Dans le tableau V, on a indiqué les résultats pour un acier suivant l'invention contenant 0,077 % de titane au total, 0,037 % de niobium au total, 0,031 * d'aluminium, 0,0035 qo d'azote et le complément de fer, qui a été carburé à partir d'un niveau initial de carbone de 0,0044 * jusqu'à un niveau final de 0,010 % et jusqu'à la saturation en carbone de manière à. faire varier la quantité de titane, en solution disponible pour entrer en réaction avec l'ammoniac dans l'opération de nitruration. Le tableau v montre qu'il se produit une diminution substantielle de limite élastique à mesure que le titane disponible diminue de 0,047 % jusqu'à 0,025 % et succesivement jusqu'à 0 %. Pour déter min er le degré d'augmentation de résistance im- putable à l'azote ais en solution solide dans l'acier, les échantillons du tableau V ont été dénitrurés par chauffage dans une atmosphère d'hydrogène à une température d'environ 649C pendant 2 heures.Le tableau V donne la limite élastique à l'état dénitruré et il précise en outre pour chacune des différentes teneurs en carbone la différence à partir de laquelle il apparaît que l'azote mis en solution solide contribue à augmenter la limite élastique d'environ 138,0 MN/m Il est en outre apparent que la matière dénitrurée conserve, pour un niveau de carbone de 0,010 % (se traduisant par un pourcentage de 0,025 %, de titane disponible en solution une limite élastique sensiblement accrue de 454,7 MN/m mm2. On a trouvé que l'excès d'azote dans les aciers après la précipitation de l'azote en alliage pouvait poser, pour des teneurs élevées en ammoniac, des problèmes de soudabilité et se traduisait par une température élevée de transition de l'état ductile à l'état fragile lors d'un essai de résilience sur barreaux encochés de Charpy. Les problèmes de soudage font intervenir une porosité résultant de la libération de cet excès d'azote sous forme gazeuse. On peut remédier à ces inconvénients par des procédés spéciaux de soudage. L'utilisation de fortes concentrations en ammoniac, juste inférieures à celles qui ont pour résultat la formation de nitrures de fer ou d'austénite fer-azote, est souhaitable en vue d'établir le maximum daugmentation de résistance dans le temps le plus court possible.Cependant on a découvert que, si la nitruration effectuée en vue d'augmenter la résistance (et qui se traduit par un excès indésirable d'azote en solution solide) est suivie par une phase de dénitruration, par exemple un recuit dans de l'hydrogène gazeux, l'excès d'azote est éliminé en produisant seulement une réduction de 10 à 20 5' de la limite élastique. L'élimination de l'excès d'azote supprime la porosité au soudage et réduit sensiblement la température de transition entre l'état ductile et l'état fragile en améliorant les valeurs de résilience. L'invention permet d'obtenir ainsi un acier de haute résistance à bas carbone qui convient pour des applications de soudage. Le tableau VI confirme les observations faites ci-dessus en celui concerne l'effet de dénitruration. Un acier suivant l'invention contenant 0,006 * de carbone, 0,077 eS de titane, 0,037 * de niobium, 0,031 * d'aluminium, 0,0035 * d'azote et le complément de fer, cet acier étant laminé à froid jusqu'à une épaisseur de 1,5 mm et étant recuit, a été nitruré comme indiqué dans le tableau VI. L'échantillon A n'a pas été dénitruré. L'échan- tillon B a été partiellement dénitruré tandis que l'échantillon C a été encore plus dénitruré. On a constaté que la limite élastique et la température de transition entre l'état ductile et l'état fragile diminuent graduellement à mesure que la quantité d'azote en solution diminue. TABLEAU VI Effet de dénitruration Echan- Traitement Limité Charge de Allon- % N % N (en température de tillon élasti- rupture gement total solution) transition entre que kg/ MN/m % mesuré calculé l'état ductile et MN/m l'état fragile A nitruré dans 6 % NH3- 94 % H2 649 C - 3 heures / 609,2 694,8 18 0,10 0,067 0 C B nitruré comme pour A puis dénitrure dans H2 649 C 2 heures 557,5 634,8 17 0,535 0,020 -51 C C nitruré comme dans A puis dénitrure 649 C - 4 heures 531,9 609,9 16 0,043 0,010 > -51 C Un acier présentant la composition spécifiée peut être fondu dans une opération classique comme par exemple dans un four Martien, dans un convertisseur à soufflage d'oxygène ou dans un four électrique. L'acier fondu est ensuite dégazé sous vide de manière à obtenir les teneurs désirées en carbone et en azote, il est calmé de préférence avec de l'aluminium et le ou les éléments d'alliage formant des nitrures sont introduits dans la poche après dégazage et mélangés de façon appropriée. On coule ensuite le métal sous forme de lingots ou de brames. Les lingots ou brames solidifiés sont ensuite soumis à un laminage à chaud classique et à des phases ultérieures de traitement également classiques afin de produire une tôle présentant l'épaisseur finale désirée. On soumet ensuite l'alliage au procédé de l'invention soit sous la forme d'une tale ou d'une bande soit après mise sous forme de produits appropriés par emboutissage ou estampage. REVENDICATIONS 1. Acier laminé à froid et recuit pour former des tôles présentant une épaisseur comprise entre C,5 et 2,29 mis et une limite élastique moyenne d'au moins 483 MN/m2, cet acier contenant essentiellement de C,002 à C,C14 * de carbone, de C à 0,08 % d'aluminium, de 0,05 à 0,6 % de manganèse, 0,035 % de soufre au maximum, 0,01 * d'oxygène au maximum, 0,01 % de phosphore au maximum, 0,015 * de silicium au maximum, et le complément étant essentiellement du fer, excepté des impuretés éventuelles, tous les pourcentages étant exprimés en poids, caractérisé en ce qu'il contient un élément formateur de nitrure choisi dans le groupe comprenant le titane, le niobium, le zirconium et des mélanges de ces métaux, la teneur en titane étant comprise entre 0,02 et 0,2*, la teneur en niobium étant comprise entre 0,025 et 0,3 %, la teneur en zirconium étant comprise entre 0,025 et et 0,3 *,/une quantité d'azote suffisante pour se combiner essentiel- lement complètement avec l'élément formateur de nitrure. 2. Acier laminé à froid et recuit suivant la revendication 1, caractérisé en ce qu'il contient essentiellement moins de 0,010 % de carbone, de 0,05 à 0,6 * de manganèse, de 0,02 à 0,04 * d'aluminium au total, environ 0,035 * de soufre au maximum, environ 0,01 * d'oxygène au maximum, du silicium et du phosphore résiduels, la teneur totale en titane étant comprise entre 0,08 et 0,10 *, la teneur totale en niobium étant comprise entre 0,03 et 0,06 *, la teneur totale en zirconium étant comprise entre 0,03 et 0,06 %. - 3. Acier laminé à froid et recuit suivant l'une des revendications 1 ou 2, caractérisé en ce qu'il est transformé en un article fabriqué pas emboutissage profond et présentant une limite élastique moyenne d'au moins environ 345 MS/m2. 4. Procédé pour obtenir un acier à bas carbone à la limite élastique augmentée, caractérisé en ce qu'on fabrique un acier de qualité d'emboutissage profond contenant de 0,002 à 0,015 % de carbone, 0,012% d'azote au maximum, de O à 0,08 * d'aluminium et un élément formateur de nitrure choisi dans le groupe comprenant le titane, le niobium, le zirconium et des mélanges de ces métaux, en quantités telles que la teneur du titane en solution soit comprise entre C,02 et C,2 C,I,1a teneur du niobium en solution soit comprise entre 0,025 et 0,3 ' et la teneur du zirconium en solution soit comprise entre 0,25 et 0,5 %, tous ces pourcen tages étant exprimés en poids, en ce qu'on réduit l'acier à son épaisseur finale et en ce qu'on chauffe la tôle d'acier résultan- te dans une atmosphère comprenant de l'ammoniac et de l'hydrogène à une température comprise entre 593 et 732 v pendant un temps suffisant pour faire réalr l'élément formateur de nitrure avec l'azote de l'ammoniac afin de former des nitrures de petites di- mensions et uniformément dispersés en vue d'augmenter la limite élastique moyenne de la tôle jusqu'à un minimum de 414 DN/m2, la concentration en ammoniac de ladite atmosphère étant comprise entre 2 et 10 % en volume et étant insuffisante dans les conditions de température et temps utiliséespour permettre une formation de nitrure de fer. 5. Procédé suivant la revendication 4, caractérisé en ce que ledit acier contient initialement de 0,05 à 0,6 0/ de manganèse, de 0,02 à 0,2 % de titane en solution, 0,035 % de soufre au maximum, 0,01 53' d'oxygène au maximum, du silicium et du phosphore résiduels et le complément de fer, excepté des impuretés éventuelles, tous les pourcentages étant exprimés en poids. 6. Procédé suivant la revendication 4, caractérisé en ce que ledit acier contient initialement de 0,05 à 0,6 % de manganèse, de 0,025 à 0,3 % de niobium en solution, 0,035 % de soufre au maximum, 0,01 % d'oxygène au maximum, du silicium et du phosphore résiduels et le complément de fer, excepté des impuretés éventuelles, tous les pourcentages étant exprimés en poids. 7. Procédé suivant la revendication 4, caractérisé en ce que ledit acier contient initialement de 0,05 à 0,6 % de manganèse, de 0,025 à 0,3 % de zirconium en solution, 0,035 % de soufre au maximum, 0,01 * d'oxygène au maximum, du silicium et du phosphore résiduels et le complément de fer, excepté des impuretés éventuelles, tous les pourcentages étant exprimés en poids. 8. Procédé suivant l'une quelconque des revendications 4 à 7, caractérisé en ce que ledit acier contient initialement moins de 0,010 % de carbone, de 0,02 à 0,04 d'aluminium au total, C,C04 d'azote au maximum, de 0,08 à 0,10 % de titane au total, de O,C) à C,06 % de niobium au total. 9.Procédé suivant l'une quelconque des revendications 4 à 8, caractérisé en ce que ledit acier contient initialement moins de 0,010 % de carbone, de 0,02 à 0,04 % d'aluminium au total, 0,004 ,ó d'azote au maximum, de 0,08 à 0,10 % de titane au total, de 0,03 à 0,06 % de zirconium au total. 10. Procédé suivant l'une quelconque des revendications 4 à 9, caractérisé en ce que ladite tôle est laminée à froid jusqu'à une épaisseur comprise entre 0,5 et 2,29 mm. 11. Procédé suivant l'une quelconque des revendications 4 à 10, caractérisé en ce que ladite atmosphère contient de 3 à 6 * d'ammoniac en volume et le reste d'hydrogène. 12. Procédé suivant l'une quelconque des revendications 4 à 10, caractérisé en ce que ladite atmosphère contient de l'ammo- niac et de l'hydrogène et le complément d'un gaz inerte, le rapport de l'ammoniac à l'hydrogène étant réglé de manière à éviter la formation d'une nitrure de fer ou d'austénite fer-azote. 13. Procédé suivant la revendication 10, caractérisé en ce que le chauffage est effectué à une température comprise entre 593 et 7050C pendant une période de temps inversement proportionx nelle à la température et directement proportionnelle au carré de l'épaisseur. 14. Procédé suivant l'une quelconque des revendications 4 à 13, caractérisé en ce qu'on recuit l'acier pour l'adoucir et pour lui donner d'excellentes propriétés d'emboutissage après réduction à l'épaisseur finale, en ce qu'on forme un article à partir dudit acier réduit et recuit et en cesquton augmente la résistance dudit article en le soumettant audit chauffa dans une atmosphère contenant de l'ammoniac et de l'hydrogène afin d'augmenter la limite élastique moyenne dudit article à une valeur minimale de 345 MN/m2. 15. Procédé suivant la revendication 14 caractérisé en ce que ledit article est soumis à une opération d'emboutissage profond.. 16. Procédé suivant l'une quelconque des revendications 4 à 15, caractérisé en ce que dans une phase finale on effectue la dénitruration de la tôle d'acier dans une atmosphère d'hydrogène à une température comprise entre 593 et 732 C pendant une pério- de de temps suffisante pour abaisser la température de transition entre l'état ductile et l'état fragile au moins à -510C.