Brevet FR2524493A1 — publié le 19831007

ACIER FERRITIQUE A GRAINS ULTRA-FINS ET SON PROCEDE DE FABRICATION La présente invention se rapporte à un acier ferritique à grains ultra-fins et plus particulièrement à un acier ferri- tique ayant une composition essentiellement hypoeutectoide sans élément allié spécial, comme du Nb, et ayant des grains ultra-fins en étant laminé à chaud La présente invention se rapporte également à un procédé de fabrication d'un acier ferritique à grains ultra-fins. L'acier ferritique en question est un acier dans lequel la plus grande partie de la structure, habituellement de 70 à 80 %, consiste en des grains de cristaux ferritiques L'acier ferritique peut comprendre, suivant les propriétés mécaniques voulues, une ou plusieurs phases autres que la phase ferri- tique, par exemple une phase perlitique, une phase martensi- tique et/ou une phase austénitique retenue L'acier ferriti- que peut comprendre aussi des précipités comme des carbures et des nitrures. L'affinage des grains cristallins constitue l'un des procédés connus de renforcement des aciers, agissant sur la résistance aussi bien que sur la ductilité Cette technique est spécialement importante pour améliorer la qualité des aciers laminés à chaud. Antérieurement, diverses tentatives ont été faites pour produire de l'acier ferritique ayant une structure ferritique fine Il en a été ainsi car l'affinage des grains cristallins constitue le seul procédé disponible pour améliorer à la fois la limite de résistance et par conséquent la résistance à la traction ainsi que la ductilité, c'est-à- dire la température de transition à la traction Au cours d'une tentative, l'acier ferritique a été soumis à un traitement thermique spécial. Au cours d'autres tentatives, des éléments alliés spéciaux, comme le niobium, le titane ou le molybdène ont été incorporés dans l'acier ferritique. Un tel procédé de fabrication d'un acier ferritique ayant des grains ultra-fins est décrit dans la publication du brevet japonais non examiné No 52-39519 Ce procédé a pour but de produire un acier ferritique non traité thermiquement ayant une dimension des grains No 13 ou plus et présentant une excellente résistance et une excellente ductilité Suivant ce procédé, le titane est introduit en quantité allant de 0,1 % à 0,5 % de l'acier ou 0,5 à 3,5 fois la quantité de carbone (Ti/C = 0,5 à 3,5) de façon à ce que le titane ou les carbures de titane contribuent à l'affinage des grains cris- tallins, tout en maintenant pendant le laminage à chaud l'étirage,à la température de laminage de 850 'C ou moins, à 55 % ou plus, de façon à supprimer la croissance des grains ferritiques Toutefois le brevet ne donne pas de renseignement sur l'importance de la durée du laminage. La publication du brevet japonais non examiné No 53-95121 décrit un procédé de fabrication d'un acier à haute résistance à la traction sans utiliser d'élément allié spécial Toutefois, ce procédé ne concerne pas la production d'acier ferritique ayant des grains ultra-fins Suivant ce procédé, la tempéra- ture du laminage de finition est au moins le point Ar:3, de façon à obtenir une structure à deux phases mélangées Après l'achèvement du laminage à chaud, un refroidissement rapide est effectué à une température allant depuis une valeur comprise entre Ar 3 et Ar V, et 4000 C au plus Ensuite, la bande laminée à chaud est enroulée Dans ce mémoire, le point Ar 3 correspond à la température à laquelle les aciers sont transformés d'aciers austénitiques en aciers ferritiques pendant un refroidissement lent, depuis la température de l'austénite et le point Ar 1 correspond à la température à laquelle les aciers sont transformés depuis l'acier austéniti- que en acier perlitique pendant le refroidissement à froid depuis la température de l'austénite Le but du refroidisse- ment rapide avant l'enroulement en bobines est d'augmenter la dureté des phases secondaires dans toute la mesure du possible et de maintenir le pourcentage volumétrique des phases secondaires aussi faible que possible, améliorant ainsi les propriétés mécaniques Cependant dans les conditions du laminage à chaud, figurant dans la publication du brevet japonais non examiné no 53-95121, les grains fins de ferrite ne se forment pas La durée de l'étirage et du laminage qui est très importante pour l'affinage des grains cristallins n'est pas mentionnée Seul est discuté un procédé pour former une structure à deux phases mélangées pendant le refroidissement. La dimension des grains d'un acier ferritique classique à grains fins varie de 4 à 6 microns Les aciers ferritiques sont habituellement produits suivant le procédé habituellement mentionné comme laminage contrôlé Avec le laminage contrôlé, un acier ferritique avec un élément allié spécial, comme le Nb, est chauffé avant le laminage à chaud, jusqu'à une tempéra- ture élevée, par exemple 12000 C ou plus, de façon à amener le niobium ou un autre élément semblable dans la solution solide de la matrice ferritique La température du laminage de finition est de 8000 C ou moins, et par conséquent elle est très basse, et le laminage à chaud est effectué avec un étirage important Selon ce procédé, étant donné que le laminage à chaud est effectué après l'abaissement de la température de la bande en acier, la productivité diminue considérablement, et la résistance à la déformation pendant le laminage à chaud est très élevée Etant donné que la résistance à la déformation est très élevée, la charge appliquée aux cages du laminoir est très forte, ce qui est un inconvénient du point de vue industriel. D'autres procédés pour la production d'aciers ferriti- ques comprennent un laminage à chaud avec une température de chauffage des bandes basse et un refroidissement forcé après le laminage à chaud Cependant, tous ces procédés donnent une dimension des grains semblable à celle qui a été mentionnée ci-dessus Aucun procédé ne peut produire sur une base industriellement applicable des grains cris- tallins d'une dimension de 3 à 4 microns. Par ailleurs, divers procédés de laboratoire pour produire un acier ferritique à grains ultra-fins ont été proposés Selon l'un de ceux-ci, un acier ferritique conte- nant du nickel est recuit plusieurs fois, en faisant alterner la température d'abord au-dessus et ensuite au-dessous du point de transformation Un tel recuit, cependant, est évidemment impraticable industriellement. Ainsi, il n'y a pas de procédé classique qui permette de produite industriellement un acier ferritique ayant une composition pratique hypoeutectoide et une dimension de grains de 4 microns ou moins après laminage à chaud. L'un des objets de la présente invention est par consé- quent la production d'acier ferritique à grains ultra-fins non par addition d'un élément allié spécial, mais par des moyens pouvant être employés industriellement. Selon les objets de la présente invention, il est fourni un acier ferritique qui est un acier laminé à chaud ayant en poids de 0,02 à 0,3 % de carbone et de 0,1 à 2,0 % en poids de manganèse, le solde étant constitué par du fer et des impuretés inévitables, avec une structure qui est à 70 % ou plus ferritique, caractérisé par le fait que la structure ferritique comprend des grains cristallins ferritiques équi- axiaux ayant un diamètre moyen des grains de 4 microns, ou moins L'acier ferritique ayant une dimension des grains ultra- fine selon la présente invention a des grains cristallins ferritiques qui ne sont pas considérablement allongés dans la direction du laminage et qui sont pratiquement équiaxiaux. Le diamètre moyen des grains est de 4 microns ou moins, correspondant au No 13 de la numérotation des dimensions des grains ASTM Les phases secondaires autres que la phase ferritique sont composées au moins d'une phase choisie dans un groupe compre- nant la perlite, la martensite, de l'austénite retenue, un carbure et une bainite. Le diamètre des grains cristallins équiaxiaux indivi- duels est calculé comme étant le diamètre d'un cercle qui occupe la même surface qu'une section d'un grain cristallin équjaxial Les grains cristallins équiaxiaux peuvent être convertis en cercles en utilisant la photographie au micros- cope optique Les grains cristallins équiaxiaux en question sont ceux qui sont entourés par les limites des grains Les limites des sous-grains ne sont pas considérées comme des limites de grains. La composition de l'acier ferritique selon la présente invention est maintenant décrite La teneur spécifiée en carbone selon la présente invention va de 0,02 à 0, 3 % en poids Généralement, plus la teneur en carbone est élevée, et plus la quantité de ferrite est faible et plus la teneur en perlite est élevée Dans l'acier ferritique selon la présente invention, la quantité de ferrite est supérieure à celle qui serait attendue d'après le diagramme des phases Fe-C Cependant, lorsque la teneur en carbone dépasse 0,3 %, l'importance-des phases autres que la phase ferritique, comme la phase perlitique, devient si grande qu'il est difficile d'obtenir une structure comprenant 70 % de ferrite ou plus. Lorsque la teneur en carbone est inférieure à 0,02 %, la croissance des grains devient essentielle après le laminage à chaud Même avec un acier ferritique contenant moins de 0,02 % de carbone, refroidi rapidement après laminage à chaud de finition, les grains cristallins ferritiques ne peuvent plus être ultra-affinés. La teneur spécifiée en manganèse varie de 0,1 % à 2,0 % en pôids Le manganèse est habituellement ajouté aux aciers de façon par exemple à améliorer leur ouvrabilité à chaud ou pour renforcer la dureté, et par conséquent la résistance. Selon la présente invention, le manganèse est ajouté pour supprimer la croissance des grains cristallins de ferrite, cette croissance se produisant après le laminage à chaud. Afin de supprimer (la croissance des) les grains cristallins de ferrite, il faut au moins 0,1 % en poids de manganèse. Cependant, si la teneur en manganèse est très forte, c'est-à- dire plus de 2 % en poids, le point de transformation est abaissé et par conséquent, la température optimum de trans- formation induite par laminage à chaud est également abaissée, ce qui tend à son tour à faire rester dans l'acier laminé à chaud la phase austénitique non transformée. Le niobium, le tantale, le molybdène et le tungstène sont connus comme étant des éléments retardant la recristal- lisation dans les aciers Etant donné que selon la présente invention, la transformation et la recristallisation se produisent pendant le laminage à chaud, c'est-à-dire l'affi- nage des grains cristallins de ferrite, l'acier ferritique, selon la présente invention doit être essentiellement sans niobium, tantale, molybdène et tungstène, qui pourraient entraver l'affinage. Le procédé selon la présente invention de production d'acier ferritique à grains ultra-fins par laminage à chaud d'un acier contenant de 0,02 à 0,3 % de carbone, de 0,1 à 2,0 % de manganèse, le solde étant du fer et des impuretés inévitables, est caractérisé en ce que le laminage à chaud est effectué pendant le refroidissement depuis une tempéra- ture supérieure au point Ar 3, c'est-à-dire que pendant le stade final du laminage à chaud, l'acier est soumis approxi- mativement au point Ar V 1 par exemple depuis (Ar + 500 C) jusqu'à (Ar 3 + 1000 C), et pour moins d'une seconde à une ou plusieurs passes, le rapport total de réduction d'une ou plusieurs passes étant au moins de 50 %. Dans le procédé de la présente invention, la transfor- mation est renforcée ou facilitée par les déformations qui sont produites par le laminage à chaud, c'est-à-dire l'affina- ge des grains cristallins de ferrite Un procédé qui peut effectivement affiner les cristaux ferritiques doit être commencé à une température supérieure au point Ar 3, et il- doit se terminer à une température un peu au-dessous du point Ar 3, car les aciers doivent d'abord être austénitiques et être ensuite transformés en aciers ferritiques pendant le laminage à chaud. Il faut bien comprendre qu'avec la transformation habituelle, la force d'étirage est super-refroidissante et que le nombre de cristaux ferritiques qui sont formés par une telle transformation dépend principalement de la quan- tité des cristaux austénitiques Si la transformation habi- tuelle est effectuée et si les procédés connus ne sont pas employés pour l'affinagedes grains cristallins de ferrite, le diamètre des grains des cristaux ferritiques est habi- tuellement compris entre 8 et 10 microns et quelquefois dépasse 10 microns. Le laminage à chaud continu est effectué de façon à ce que le rapport de réduction d'une passe ou le rapport total de réduction de deux passes ou plus atteigne 80 % En variante, si la durée de la passe est inférieure à une secon- de, le rapport de réduction d'une passe ou le rapport de réduction total de deux ou plusieurs passes atteint au moins % La déformation induite par les passes pendant le laminage à chaud entraîne un renforcement du point Ar 3 de l'austénite qui reste non transformée Selon une découverte faite par les présents inventeurs, si l'austénite se trans- forme en ferrite à ce moment, ou peu de temps après, l'austénite est soumise au laminage ou à d'autres passes, et les cristaux ferritiques transformés sont ultra-fins et équiaxiaux La présente invention utilise de façon extensive la déformation par les passes comme la force essentielle commandant la transformation On suppose que l'affinage des grains cristallins de ferrite se produit par un processus répété de précipitations de la phase ferritique fine sur les limites des grains d'austénite, travaillés directement au-dessus du point Ar 3, directement ou rapidement après la passe ainsi que par précipitation d'une phase ferritique nouvelle à l'interface entre les phases ferritique et austénitique à l'application d'une nouvelle déformation entraînée par les passes Si la déformation est suffisamment élevée, la nouvelle phase ferritique se forme dans tout l'acier Selon la présente invention, les aciers peuvent être refroidis à l'air après avoir été laminés à chaud Selon une forme de réalisation préférée de la présente invention, donnant une dimension plus petite des grains, la vitesse de refroidissement après le laminage à chaud depuis la tempé- rature de finition jusqu'à une température de 6000 C ou moins doit être d'au moins 20 OC/seconde Le cycle thermique de 600 'C jusqu'à la température ambiante peut varier suivant les propriétés désirées de l'acier ferritique Par exemple, si une résistance élevée est demandée à un acier ferritique, un refroidissement rapide jusqu'à température ambiante approximativement doit être réalisé Si l'on veut une ouvrabilité élevée de l'acier ferritique, un refroidisse- ment rapide jusqu'à une température d'environ 400 'C et un refroidissement lent depuis cette température jusqu'à environ la température ambiante, doivent être réalisés, en entraînant ainsi une précipitation du carbone en solution. Pour supprimer la croissance des grains cristallins après les passes, une grande vitesse de refroidissement est désirable Si le rapport de réduction ou le rapport de réduction total est très élevé ou si la température des passes se trouve sur la partie inférieure de l'intervalle de température, selon la présente invention, c'est-à-dire depuis (Ar 1 + 50 C) jusqu'à (Ar 3 + 1000 C), il y a des grains ultra-fins dans l'acier ferritique, avec une faible section, même si le refroidissement se fait de façon naturelle Dans ce cas,lla vitesse de refroidissement ou le cycle thermique n'ont pas besoin d'être spécifiés Cependant, un refroidissement accéléré est nécessaire si le rapport de réduction d'une passe ou le rapport de réduction total de deux ou plusieurs passes est d'environ 50 %, si la section de l'acier ferritique est grande ou si la température de finissage est élevée. La présente invention sera maintenant décrite en regard des dessins annexés, dans lesquels: la figure 1 illustre les résultats des expériences de refroidissement rapide d'aciers à 0,15 % de C eti % de Mn après laminage à chaud et étude de leur structure; la figure 2 représente la relation entre la déformation cumulée en moins d'une seconde et le diamètre des grains cristallins de ferrite dans l'acier à 0,15 % de C etl % de Mn; la figure 3 représente la relation entre le diamètre des grains, la limite de résistance et la ductilité en termes de température de transition de ductilité (charpy) d'aciers à 0,1 % à 0,15 % de C et à 0,5 % à 1,5 % de Mn; la figure 4 représente la relation entre la résistance à la traction et l'élongation d'aciers ferritiques selon la présente invention et suivant l'état antérieur de la tech- nique; la figure 5 représente la relation entre la vitesse de refroidissement après achèvement des passes et le diamètre des grains cristallins de ferrite; la figure 6 est un dessin similaire à la figure 5 et elle représente la relation entre la déformation cumulée en moins d'une seconde et le diamètre des grains cristallins de ferrite avec de l'acier à 0,07 % de C et 1 % de Mn la figure 7 est un dessin semblable à la figure 1, avec des aciers à pureté élevée; la figure 8 est une photographie au microscope optique d'un acier ferritique selon la présente invention; la figure 9 est une photographie au microscope électronique d'un acier ferritique selon un exemple de la présente invention; les figures 10 et il sont des photographies au micros- cope optique d'aciers ferritiques d'exemples comparatifs; la figure 12 est une photographie au microscope optique d'aciers ferritiques selon un exemple de la présente invention et les figures 13 et 14 sont des photographies au micros- cope d'aciers ferritiques selon un exemple de la présente invention et de l'état de l'art antérieur respectivement, les aciers étant laminés à chaud avec une température élevée de finissage. Comme on le comprend d'après le résumé de l'invention, selon celle-ci, des propriétés mécaniques supérieures aux propriétés habituelles sont obtenues et des aciers de haute qualité à résistance élevée à la traction peuvent être produits sans utiliser d'élément allié. Des aciers ayant la composition décrite ci-dessus peuvent être soumis à tout traitement avant d'être laminés selon la présente invention Un acier ayant la composition décrite ci-dessus est fondu de la façon classiqẻ et en étant à l'état fondu, il peut être soumis à la coulée continue, ou bien il peut servir à fabriquer des lingots qui sont ensuite laminés en brames Les brames peuvent être envoyées au laminage à chaud lorsqu 'el 1 S sont encore à haute température Alternativement, les Drames peuvent être refroidies jusqu'à la température ambiante, réchauffes et alors amenéesau laminage à chaud Toutefois, la coulée continue décrite ci- dessus et autres procédés ne sont pas du tout limitatifs. L'étape du traitement d'une brame selon la présente invention est habituellement effectuée au stade final, par exemple, du laminage à chaud Les conditions habituelles peuvent être appliquées à tous les stades sauf au dernier. Toutefois, d'une façon générale, il est désirable que les conditions de chauffage et de laminage à chaud soient telles que le diamètre des grains cristallins d'austénite soit petit Différents procédés de travail à chaud peuvent être utilisés selon la présente invention, par exemple, le laminage en tÈles, le laminage en bandes à chaud, le laminage en fils et en barres Les procédés de travail à chaud, autres que le laminage à chaud, tels que l'extrusion il et le forgeage à chaud peuvent également être utilisés selon la présente invention. Selon une forme de réalisation préférée de la présente invention, l'acier ferritique est un acier allié contenant, en plus du carbone, 3 % ou moins de manganèse, et plusieurs éléments alliés sans inclure le niobium, le tantale, le tung- stène ou le I Lolybdène Le manganèse agit sur les points de transformation et il se trouve en quantité allant de 0,1 à 2,0 %. Si la teneur en éléments alliés est supérieure à 3 %, le point Ar 3 est trop bas pour l'affinage des grains cris- tallins En ce qui concerne le niobium, le tantale, le molybdène et le tungstène, comme expliqué dans le résumé, ces éléments retardent la recristallisation et la transforma- tion de l'austénite Etant donné que selon la présente invention, les grains cristallins sont affinés par transfor- mation de l'austénite en ferrite et par recristallisation de la ferrite, ces éléments ne peuvent être utilisés. Aucun élsent allié spécial autre que le manganèse n'est essentiel pour l'affinage des grains cristallins, selon la présente invention, mais tous peuvent être utilisés pour d'autres objectifs dans la mesure o ils ne suppriment pas de façon drastique la transformation de l'austénite en ferrite induite par le traitement. Les éléments alliés habituellement utilisés sont le si- licium et le chrome, qui ont une limite élevée de solubilité, et qui accompagnent habituellement les éléments des aciers et qui habituellement renforcent la résistance et améliorent la ductilité ou la dureté. Le silicium est généralement utilisé comme un agent désoxydant Une petite quantité de silicium utilisée pour la désoxydation reste dans les aciers Ce silicium résiduel renforce les aciers par suite du durcissement en solution solide L'addition d'une quantité importante de silicium dans l'acier ferritique selon la présente invention facilite la formation de ferrite et favorise la transformation ferritique Cependant, une quantité trop élevée de silicium augmente la température optimum de la transformation induite par le traitement Ce qui entraîne à son tour le grossisse- ment des cristaux de ferrite après le travail Aussi est-il préférable que la teneur en silicium ne dépasse pas 2,5 %. Le chrome, aussi bien que le nickel, le cobalt et le cuivre, exercent pratiquement la même influence sur l'acier ferritique que le manganèse, toutefois, ils sont industriel- lement anti-économiques Le chrome, le nickel, le cobalt et le cuivre doivent être à une teneur ne dépassant pas 2 % de préférence. L'aluminium, le titane et le zirconium sont généralement ajoutés aux aciers, de façon à les désoxyder ou à les renforcer par suite de la formation de carbonitrures Etant donné que ces carbonitrures sont formés dans la phase ferritique en règle générale, l'addition de ces éléments n'empêche pas la transformation de l'austénite en ferrite. Cependant, si la teneur en ces éléments est trop élevée, ils vont rester dans l'acier ferritique sous forme de gros précipités, entraînant ainsi une détérioration des propriétés de l'acier ferritique Les teneurs en aluminium, en titane et en zirconium ne doivent par conséquent pas dépasser respectivement 0,1 %, 0,03 % et 0,03 %. Le calcium et les éléments des terres rares sont généralement ajoutés en petite quantité de façon à contrôler la forme des inclusions non métalliques dans les aciers et pour améliorer leur ouvrabilité Le contrôle de la forme et de l'amélioration de l'ouvrabilité peut être effectué selon la présente invention, si nécessaire Une teneur trop élevée en calcium ou en éléments des terres rares, va cependant augmenter la quantité d'inclusions non métalliques. La teneur en calcium ou en élément de terres rares doit être par conséquent de préférence de 0,1 % au maximum. Le vanadium renforce l'acier par suite de la formation de carbonitrures principalement dans la phase ferritique. La teneur en vanadium est de préférence de 0,1 % au maximum, étant donné que trop de vanadium dans l'acier retarde la transformation de l'austénite en ferrite. Selon une forme de réalisation préférée de la présente invention, la teneur en phosphore doit être de 0,015 % ou moins, celle en soufre de 0, 010 % ou moins, et celle en azote de 0,0025 % ou moins Ces impuretés élèvent la tempéra- ture de recristallisation de la ferrite, et par conséquent plus leur teneur est faible, et plus les conditions sont favorables pour l'affinage des grains cristallins La puri- fication des aciers pour en diminuer la teneur en phosphore, en soufre et en azote, comme indiqué ci-dessus, est techni- quement possible dans une production en série d'aciers fer- ritiques selon la présente invention L'acier ferritique, selon la présente invention, avec une teneur en phosphore, en soufre et en azote de 0,015 % ou moins, de 0,010 % ou moins, et 0,025 % ou moins, respectivement, est par consé- quent mentionné ci-après comme un "acier à haute pureté'. Selon une forme de réalisation préférée de la présente invention, l'acier à haute pureté est soumis au laminage avec une réduction élevée d'au moins 35 % à une température allant de 600 'C à (Ar 3 + 1000 C) Selon une découverte des pré- sents inventeurs, la transformation de l'austénite en ferrite est induite par le laminage Les cristaux ferritiques ayant des grains ultra-fins sont formés pendant la transformation. Ces cristaux ferritiques recristallisent et ils sont ensuite affinés, conformément à la forme de réalisation préférée. L'acier ferritique selon la présente invention a une résistance à la traction d'au moins 490 M Pa et une limite élastique d'au moins 390 M Pa Il a également une ductilité et une ouvrabilité suffisamment élevée pour un acier pratique. De plus, il présente une super-plasticité dans un intervalle particulier de températures par exemple de 600 'C à 80 JOC. Par conséquent, dans cet intervalle de température, la soudabilité avec allongement et frottement est excellente. La présente invention fournit de grands avantages industriels car l'acier ferritique ayant les propriétés ci-dessus peut être produit sans emploi d'élément allié spécial. La découverte des présents inventeurs a été faite pendant une étude sur la façon dont l'étirage, spécialement un grand étirage, influence la structure d'acier laminé à chaud Les résultats sont indiqués sur la figure 1 Le rapport de réduction ou le rapport total de réduction sont mentionnés ci-après comme le rapport de réduction Il était bien connu antérieurement que dans le domaine de la figure 1, avec un rapport de réduction de 50 % ou au-dessous et des aciers austénitiques, il y a recristallisation statique, recristal- lisation partiellement statique ou pas de recristallisation complète suivant la température On a vérifié récemment et on sait que dans le domaine de la figure 1, avec un rapport de réduction élevé et une température relativement élevée, la recristallisation dynamique de l'austénite se produit pendant le laminage Toutefois, les présentsinventeurs ont découvert, pour la première fois, qu'il y a des conditions de température et de réduction pour lesquelles une transforma- tion dynamique se produit. Les inventeurs ont également vérifié qu'il y a des conditions de température et de réduction pour lesquelles la recristallisation dynamique de la ferrite se produit pen- dant le laminage Comme le montre la figure 1, le domaine de la figure 1 avec une transformation dynamique et le domaine de la figure 1 avec une recristallisation dynamique de la ferrite se chevauchent La formation de grains cristallins équiaxiaux ultra-fins est en rapport avec la transformation dynamique et la recristallisation dynamique de la ferrite. Comme le montre la figure 2, lorsque le rapport de réduction (rapport cumulé de réduction en une seconde) est de 50 % ou plus, le diamètre moyen des grains cristallins de ferrite est compris entre 3 et 4 microns En se r 5 férant à nouveau à la figure 1, avec un rapport de réduction de % au moins et avec une température d'usinage comprise entre 7500 C et 8000 C, il y a transformation dynamique. Comme le montre également la figure 2, lorsque le rapport de réduction est de 75 % ou plus, la diamètre moyen des grains cristallins de ferrite est de 2 microns ou inférieur. Lorsque de tels grains ultra-fins de 2 microns ou moins sont formés, il est probable que l'affinage des grains cristal- lins est passablement saturé Le rapport de réduction dôit être de préférence de 50 % ou plus, et mieux encore de 75 % ou plus. Comme le montre la figure 2, la réduction est de pré- férence assurée en une passe, mais elle peut être également assurée en plusieurs passes pendant un court intervalle de temps Selon la découverte faite par les présents inventeurs, lorsque de nombreuses passes sont effectuées pendant un court intervalle de temps, la réduction doit être atteinte en environ une seconde ou moins pour affiner les grains cristallins C'est-à-dire que lorsque 'L'on fait plusieurs passes, les rapports totaux de réduction des passes effec- tuées en environ une seconde ou moins doivent être de 50 % au minimum. En se rapportant de nouveau à la figure 1, on comprend que le rapport de réduction selon la présente invention n'est pas atteint avec un laminoir à chaud réversible, mais qu'il peut être atteint avec un laminoir à fil ou à barre, et au-dernier stade, avec un laminoir continu. Le travail à chaud selon la présente invention est effectué de préférence au dernier stade de tout le travail. De façon occasionnelle, une déformation à chaud ou à froid peut être donnée aux aciers après le travail à chaud, selon la présente invention, de façon à régler la dimension des pièces travaillées à chaud Une telle déformation à chaud ou à froid ne détériore pas de façon importante les propriétés d'un article travaillé à chaud selon la présente invention. En se référant à la figure 3, le point de rupture, la température de transition de ductilité, (charpy), et le diamètre des grains de ferrite des aciers selon la présente invention, sont représentés par des points noirs, tandis que les mêmes propriétés d'aciers ferritiques classiques sont représentées par des points blancs Les données concernant les aciers ferritiques classiques sont conformes à la formule dite de Petch Les données pour les aciers ferriti- ques selon la présente invention tendent toutefois à être meilleures que celles obtenues par extrapolation de la formule de Petch. En se référant à la figure 4, la résistance à la traction et l'allongement d'aciers ferritiques selon la présente invention sont représentés par des points blancs. "L'ART ANTERIEUR" montre la fonction de la résistance à la traction et de l'allongement d'aciers ferritiques classiques. Cette fonction pour les aciers ferritiques classiques est référée comme étant "l'équilibre résistance ductilité". Comme le montre la figure 4, un acier ferritique selon la présente invention ayant la même résistance qu'un acier ferritique classique est plus ductile que cet acier ferriti- que classique C'est l'une des caractéristiques de l'acier ferritique selon la présente invention. Bien que non représentée sur les dessins, une autre caractéristique de l'acier ferritique selon la présente invention est le fait d'avoir une dimension moyenne des grains de 2 à 3 microns, d'o une ductilité très élevée à une température de 6000 C ou plus, c'est-à-dire qu'un tel acier ferritique présente une super-plasticité. En se référant à la figure 5, l'influence de la vitesse de refroidissement après la fin du travail (ci-après mentionné comme le refroidissement) sur le diamètre dos grains cristallins de ferrite est représentée Comme le montre la figure 5, la vitesse de refroidissement peut être de préférence de 200 C/seconde ou plus, sans être en aucun cas limitative Si la vitesse de refroidissement est élevée et même si un peu d'austénite non transformée reste après l'achèvement du travail, la résistance de la partie corres- pondante peut cependant être améliorée, étant donné que l'austénite non transformée est convertie en phase secon- daire dure principalement composée de bainite et/ou de martensite Ainsi, un refroidissement accéléré peut être utilisé spécialement lorsqu'une résistance élevée est nécessaire Le refroidissement accéléré est effectué à une température- d'au moins 5000 C ou plus, ou 600 'C ou plus, de façon à ce que la phase austénitique non transformée soit transformée en phase perlitique ou ferritique, et de façon à supprimer la croissance des grains de ferrite qui sont transformés par le travail à partir des grains austé- nitiques. Il faut noter qu'un refroidissement lent peut être effectué dans un but donné, comme la formation d'une texture par croissance des grains cristallins de ferrite. Dans ce cas également, de l'acier ferritique à grains et à texture ultra-fins peut être produit. Dans-la figure 6, ACIERS COMPARATIFS indiquent des aciers contenant de 0, 015 % à 0,030 % de phosphore, de 0,008 % à 0,015 % de soufre, et de 0, 0025 % à 0,0050 % d'azote, tandis que ACIERS A HAUTE PURETE indiquent des aciers tels que définis précédemment. Comme le montre clairement la figure, une purifica- tion meilleure des aciers est donnée par un rapport de réduction minimum inférieur de l'affinage des grains cristallins La température de travail des aciers co-npara- tifs et des aciers à haute pureté a varié de 750 'C à 8000 C et de 6500 C à 7000 C respectivement Comme il ressort de la comparaison des figures 1 et 7, cette dernière étant semblable à la figure 1, la région de recristallisation dynamique de la ferrite (II sur la figure 7) est augmentée par la purification des aciers La purification des aciers est par suite avantageuse pour l'affinage des grains cristallins. En se référant de nouveau à la'figure 6, "PASSES 2-10 " montre que si le temps compris entre les passes est inférieur à environ une seconde, les déformations peuvent s'accumuler, en affinant par suite les grains cristallins. Le travail à chaud en une passe est, cependant préférable, * au travail à chaud en plusi:eurs passes. La présente invention sera mieux expliquée maintenant lo au moyen d'exemples. Exemple 1 Des aciers ayant la composition représentée sur le tableau l ont été fondus dans un convertisseur et des brames de 200 mm d'épaisseur ont été produitespar coulée continue de ces aciers Les températures désirables de finissage des aciers A et B du tableau 1, déterminées suivant les points Ar 1 et Ar 3 correspondants, sont comprises entre 6800 C et 8700 C et entre 660 'C et 890 'C, respectivement. Tableau l Aciers C Si Mn Ai N Ar 1 Ar 3 Nos () (%) ()) (C)% (OC)) 1 0 07 0 02 1 02 0 019 0 0043 675 774 2 0 12 0 47 1 01 0 020 0 0020 658 789 Le programme des deux dernières passes du laminage de finissage a été conforme au procédé de la présente inven- tion (Programme A de la passe de finissage du tableau 2), avec une réduction de 58 % et une durée entre les passes de moins de l seconde, et suivant le procédé classique, avec une réduction de 27 % et une durée entre les passes de moins de 2 secondes. Les brames ont été chauffées à 11000 C et ensuite laminéesà chaud sur un laminoir à bande Au cours du l laminage, le laminage dégrossissage a été réalisé en cinq passes pour réduire l'épaisseur desbrames de 200 mm à 50 mm et le laminage finissage a été réalisé en six passes pour réduire l'épaisseur de 50 mm à 5 mm. Lorsque les bandes laminées à chaud ont été transportées de la cage de finissage du laminoir à chaud, les bandes ont été ensuite soumises à un refroidissement à l'eau. TABLEAU 2 A invention B Exemple ccmparatif Programme des Epaisseur des bandes Durée Papport de réduc- passes de après passe entre tion en une seconde finissage Passe (mm) passes () _Pas rm j 7 ___________________I_ 1 * Rapport entre les épaisseurs de la bande 2,00 1,46 1,13 0,90 0,53 3,00 2,00 1,35 0,90 0,50 J ,0 Remarques: Onze essais ont été effectués en faisant varier les conditions du traitement avec les aciers 1 et 2 La tempéra- ture de finissage, la vitesse estimée de refroidissement entre 7000 C et 6000 C, et la température de bobinage des essais sont données dans le tableau 3. Les structures transversales des bandes en acier laminé à chaud ont été observées en découpant les bandes perpendi- culairement à leurs surfaces La quantité moyenne de ferrite et le diamètre des grains de cristaux de ferrite ont été relevés Les propriétés mécaniques des bandes laminées à chaud ont été mesurées en utilisant des spécimens JIS 13 B De plus, on a mesuré les températures de transition de ductilité (charpy) en-utilisant des spécimens charpy de la sous-dimen- sion 3 mm Les résultats sont également donnés dans le tableau 3. II TABLEAU 3 Conditions du traitement Programr- mres des passes de laimi- tenipé vit, de. rature,refroid. de f inis 1 est riée te RP. enroule- ment Structur pa j verticalp) a 1 r- qatité jdiam moiyen noyenne de des grains ferrite 1 cristallfr de ferrite I _______imp 11 I J ±* - (exetple corrparatif) 6 (exemple îî.côdparatif) ___________________________________ J a 3 5 2.2 a 3,5 1, 4 k=rprietes die éssistarnce Limitel Résist. élas à l a s tiqueitraction (M Pa) allonge- ment Toepérature de transition de ductil ité (charpy spécim sous- dimension 3 rmn (OC) -160 essais nos. Acier los I I A A A A A A B A A A B 8 %> Ln 1 %, et les phases bainitiques et martensitiques sont impor- tantes L'acier laminé à chaud de l'essai no 5 a une résis- tance élevée, mais une faible ductilité. Avec l'essai no 6, la température de finissage a été basse, et l'acier enroulé était ferritique La structure de cet acier était composée de cristaux relativement grenus de ferrite et de perlite qui ont été allongés dans le sens du laminage Cet acier a cependant une structure travaillée normale. Ainsi, le grain moyen et le sous-grain des cristaux de ferrite de cet acier ont un grand diamètre, et la résistance et la ductilité en sont faibles. Avec les essais Nos 7 et 11, la réduction était faible. La transformation s'est par conséquent produite pendant le laminage Alors, les grains de ferrite pouvaient ne pas être affinés de façon satisfaisante Les phases secondaires comme la phase perlitique et la phase bainitique, se sont élevées à 40 % environ Les aciers correspondant à ces essais avaient une résistance assez élevée, mais ils n'avaient pas une duc- tilité suffisante. La structure microscopique de l'acier laminé à chaud de l'essai no 4 (présente invention) et de l'acier laminé à chaud de l'essai no 5 et de l'essai no 6 (exemples compa- rarifs) est décrite en référence aux figures 8 à 11. Comme le montre la figure 8, la plus grande partie de la structure comprend des grains de ferrite équiaxiaux ultra- fins La figure 9 montre une micrographie électronique de l'acier laminé à chaud de l'essai no 4, avec un agrandisse- ment plus élevé que celui de la figure 8 Sur la-figure 9, les grains de ferrite équiaxiaux ultra-fins sont représentés en contraste Comme le montre la figure 9, les grains de ferrite ont un diamètre moyen de 4 microns ou moins et cons- tituent plus de 70 % de la structure Les grains ferritiques sont contigus les uns des autres aux angles de grande incli- naison, c'est-à-dire que les orientations des cristaux des grains voisins sont très différentes les unes des autres. La ferrite de l'acier laminé à chaud de l'essai no 6 est composée de grains (grains normaux) et de sous-grains Les orientations des cristaux des sous-grains sont seulement faiblement différentes les unes des autres Même si les sous- grains sont fins, c'est-à-dire même si l'acier ayant une structure ferritique a été laminé à chaud pour affiner les grains de cet acier, l'affinage n'est pas très efficace pour améliorer les propriétés mécaniques. Etant donné que la structure de l'acier selon la présente invention est obtenue après laminage à chaud, il est évident que la sous-structure est constituée de grains qui sont entourés par des limites ayant de grands angles d'inclinaison et ensuite, par suite de cette sous-structure, la densité de dislocation est augmentée et la structure des sous-grains est formée. Etant donné que les propriétés mécaniques des aciers sont déterminées par la valeur moyenne des parties les plus faibles il est indispensable pour avoir d'excellentes propriétés, que les grains ultrafins constituent 70 % ou plus de la structure, comme le montre la figure 8 La quantité de grains ultra-fins peut aller pratiquement à 100 %, suivant les conditions de production de l'acier ferritique. L'importance de la phase ferritique et des phases secondaires représentées sur les figures 8 et 9, est plus grande et plus faible respectivement que la valeur calculée d'après la teneur en carbone C'est là une caractéristique de l'acier ferritique selon la présente invention. Comme le montre la figure 10 qui est une photographie au microscope optique d'un acier comparatif suivant l'essai no 5, la quantité de ferrite de l'acier comparatif est seulement 40 % de la structure, et le restant de la structure est composé des phases bainitique et martensitique Cette structure résulte du faible allongement de cet acier. Comme le montre la figure 11 qui est une photographie au microscope optique de l'acier comparatif suivant l'essai no 6, la quantité de ferrite de l'acier comparatif est d'environ 85 % de la structure Cependant, les grains sont allongés et l'acier de comparaison a une structure déformée La structure du faible allongement et de la résistance de l'acier. Exemple 2 Les aciers ayant la composition représentée dans le tableau 4 ont été fondus dans un convertisseur et ils ont été coulés de façon continue, en donnant des brames de 200 mm d'épaisseur Une technique spéciale d'affinage a été utilisée pour réduire les impuretés de l'acier no 3. Tableau 4 Ces brames ont été chauffées à 1100 C et elles ont été alors laminées à chaud, dans un laminoir donnant des bandes de 5 mm d'épaisseur Dans le laminage de dégrossissage, on a procédé a sept passes pour réduire l'épaisseur de 200 mm à 50 mm. Le programme des passes du laminage de finissage a été: celui qui est indiqué sur le tableau 5 La température de finissage Aciers C Si Mn P S N Ai (%) i(%) ( M (%)(%) ( (%) 3 O 07 O 03 11 05 O 006 O 001 0 0009 0 011 4 0 07 0 02 l 1 02 0 023 0 012 j 0 0043 O 019 _ _ _;;__ _ _ _ _ i__ _ _ _ I |(A 3 Tenérature de Ar ( C) i Ar 3 (C) recristallisation ( C) , 3 3 ' 679 i 778 i 640 4 675 774 710 du laminage à chaud a été comprise entre 9000 C et 10000 C. Les programmes A et B des passes ont été effectués sui- vant le procédé faisant l'objet de la présente invention. C'est-à-dire que suivant le programme A, la sixième passe a été effectuée moins d'une seconde après la cinquième passe, et le rapport total de réduction a été de 58 % Avec le programme B, la sixième passe a été effectuée moins d'une seconde après la cinquième passe, et le rapport total de réduction a été de 44 % Le programme C a été effectué suivant le procédé classique, avec un rapport de réduction des deux dernières passes de 27 %. Six essais ont été effectués dans les conditions de traitement représentées sur le tableau 6 Dans les essais autres que les essais Nos 2 et 6, les bandes laminées à chaud ont été soumises à un refroidissement énergique par pulvérisa- tion sur une table de roulement Les propriétés mécaniques des bandes laminées à chaud sont également indiquées sur le tableau 6. Tableau 5 Epaisseur de la bande après Passe passe (mmn) Durée entre passes (secondes) Ra W>lrt de réduction en une seconde 2,100 1,46 1,13 0,90 0,53 2,00 1,40 0,87 0,60 0,53 c (Exemple conpararif) 6 5,0 A B 3,00 2,00 1,35 ,7 0,9 0, 57 * Tableau 6 Conditions du traitement Programo- mes des passes de lami- naae terpé rature de f inis- sage ('c) vit, de refroid. estimé'e ( 700 > 00 ' C) ('C/s) teffp. enroule- ment ('c) Structure (plan Propriétés de vertical) jrésistance (JIS 13 B) quantité Idiam mroyen limite f Résist allone- mroyenne de des grain élas Jà la ment ferrite 1 cristallins tique traction M de ferrite 1 13 A 820 40 250 85 2,7 480 735 26 2 A 650 20 400 97 l 'a 605 755 23 3 (EE 1 pe B 760 40 250 80 3,5 440 655 28 4 compa ratif) C 820 40 250 30 10 400 635 17 (Ex O Erle 2 5 cotrparatif) B 820 40 250 60 6 400 615 12 Comme le montre le tableau 6, une résistance à la trac- tion de plus de 590 M Pa et un allongement-de plus de 20 % sont obtenus par le procédé faisant l'objet de la présente invention. Sur la figure 12, la structure au microscope optique de l'acier suivant l'essai no 2 est représentée Comme le montre la figure 12, l'acier est essentiellement composé de grains équiaxiaux ultra-fins ayant une dimension de 1 à 3 microns. Avec l'essai no 4, le rapport de réduction a été faible Aussi, l'allongement de l'acier suivant l'essai no 4 a été faible C'est pourquoi les cristaux ferritiques fins ne se sont pas formés, mais l'austénite a été durcie. Avec l'essai no 5, le rapport de réduction a été suffisamment élevé, par suite de la forte teneur en impureté la recristallisation dynamique de la ferrite et l'affinage des grains n'ont pas été satisfaisants La ductilité de l'acier suivant l'essai no 5 a été par conséquent faible. Avec l'essai no 6, non seulement il y a eu recristal- lisation dynamique de la ferrite, mais les grains de ferrite ont été allongés dans le sens du laminage La résistance de l'acier suivant l'essai no 6 a été élevée mais l'allongement a été très faible. Exemple 3 Des aciers ayant la composition indiquée sur le tableau 7 ont été fondus dans un convertisseur et ils ont été coulés de façon continue de manière à former des slabs de 2001 m d'épaisseur. TABLEAU 7 (OC> | 1 C Si Mn Al N | C l N Ar Ar 3 0,07 0,02 1,02 0,019 0,0043 675 774 6 0,12 0,47 1,01 0,020 0,0020 658 789 L'intervalle de température de finissage selon la présente invention, qui a été calculé suivant la composition des aciers nos 5 et 6 a été de 6800 C à 8700 C et de 6600 C à 8900 C respectivement Ces brames ont été chauffées à 11000 C et eles ont été alors laminéesà chaud dans un laminoir à bandes de façon à donner des bandes de 5 mm d'épaisseur Dans le laminage de dégrossissage, sept passes ont été effectuées pour réduire l'épaisseur de 200 mm à 50 mm Le programme des passes de finissage est celui indiqué sur le tableau 8 La température de finissage du laminage à chaud a été comprise entre 9000 C et 10000 C. Le programme A des passes a été effectué selon le procédé faisant l'objet de la présente invention C'est-à- dire que dans le programme A, la sixième passe a été effec- tuée moins d'une seconde après la cinquième passe, et le rapport de réduction a été de 58 %. Le programme B a été effectué selon le procédé classique avec un rapport de réduction des deux dernières passes de 27 % Six essais ont été effectués dans les conditions figurant au tableau 9 Dans les essais autres que les ios 3, 6 et 10, les bandes laminées à chaud ont été soumises à un refroidissement énergique par pulvérisation sur une table de roulement de façon à avoir une vitesse de refroidissement supérieure à 20 'C/seconde Les propriétés mécaniques des bandes laminées à chaud sont également indiquées sur le ,tableau 9. Tableau 8 Epaisseur de la bande après Passe passe PasseI I-, Durée entre passes Rapport de réduction en une seconde (secondes) 2,00 1,46 1,13 0,90 0,53 B (Exemple conparatif) A 3,00 ,7 2,00 1,35 0,90 0,57} Tableau 9 r Structure (plan Propriétés de Acier essais Corditions du traitanent vertical) jrsistance_(JIS 13 B) Nos nos Prograxv tetipé vit, de tertp quantité idiamo rr O Yen, limite Résist,allonge-. imes des rature refroid enroule mroyenne de des grain M élas à la ment passes de finis estimée ment ferrite cristallins tique traction ide lami sage ( 7004 é 6 o C) de ferrite _______ ______nacre__(OC) ('C/z-) (OC) ('i) __ _ _f (M Pa) (M Pa) I_ _ _ _ _ 1 4 'exemle 1 coeparatif), 6 7 6 8 1 (exarple Il carparatif) A A A A A A B A A A B 3,5 2,2 _ _ + ti T t1 J ______________________________________ 3,5 1,4 w w- N 1 % VI M i Comme le montre le tableau 9, une résistance à la traction de plus de 590 M Pa et un allongement de plus de % sont obtenus par le procédé selon la présente invention. La figure 13 montre la structure au microscope optique de l'acier suivant l'essai no 4 Comme le montre la figure 13, l'acier est essentiellement composé de grains équiaxiaux ultra-fins ayant une dimension comprise entre 2 et 3 microns. Avec l'essai no 5, le laminage de finissage a été effectué à une température élevée classique Etant donné que la bande d'acier laminée à chaud a été rapidement refroidie depuis la température de finissage élevée, la résistance a été élevée mais la ductilité a été faible La structure de l'acier suivant l'essai no 13 est représentée sur la figure 14 Comme le montre la figure 14, plus de 50 % de la structure a été-une structure durcie et les cristaux de ferrite étaient acirculaires Ce qui suggère que la transformation s'est effectuée pendant le refroidissement rapide. Avec l'essai no 9, la température du laminage de finissage a été audessous de la température selon la présente invention Les grains de ferrite n'ont donc pas été affinés de façon satisfaisante, ce qui a entraîné une risis- tance pas très élevée. Avec les essais nos 7 et 11, la réduction totale a été faible Les grains de ferrite ont été plutôt bien affinés et l'importance des phases secondaires a été grande par suite du refroidissement rapide Aussi, la résistance a-t-elle augmenté, bien que restant plus faible que celle qu'aurait donnée la présente invention Par suite du refroidissement rapide, la proportion des phases secondaires par rapport à la phase ferritique a été très élevée, mais l'allongement a été faible. REVENDICATIONS 1 Acier ferritique qui est un acier travaillé à chaud contenant éntre 0, 02 % et 0,3 % en poids de carbone, et entre 0,1 % et 2,0 % en poids de manganèse, le solde étant du fer et des impuretés inévitables, et ayant une structure à 70 % ou plus de ferrite, caractérisé en ce que ladite structure ferritique comprend des grains cristal- lins équiaxiaux de ferrite ayant un diamètre moyen des grains de 4 microns ou moins. 2 Acier ferritique selon la revendication 1, caracté- risé en ce que lesdites impuretés inévitables sont 0,015 % ou moins de phosphore, 0,010 % ou moins de soufre et 0,0025 % ou moins d'azote. 3 Acier ferritique selon la revendication 1, caractéri- sé en ce que ledit acier travaillé à chaud est un acier àllié ayant jusqu'à 3 % d'éléments alliés autres que le niobium, le tantale, le molybdène et le tungstène. 4 Acier ferritique selon la revendication 1, caracté- risé en ce que les Phases secondaires comprennent une phase de bainite et une phase de martensite. Acier ferritique selon la revendication 4, caracté- risé en ce que ladite structure est coiosée de 80 % ou plus de ferrite. 6 Acier ferritique selon la revendication 5, caracté- risé en ce que ledit acier travaillé à chaud est un acier laminé et non traité thermiquement. 7 Procédé de production d'un acier ferritique ayant des grains ultra-fins à partir d'un acier travaillé à chaud ayant entre 0,02 % à 0,3 % de carbone, et entre 0,1 % à 2,0 % de manganèse, le solde étant du fer et des impuretés in Cvi- tables, caractérisé en ce que le travail à chaud est effectué pendant le refroi Cisse- ment depuis une température plus élevée que le point Ar 3 et en ce que pendant lé stade final du travail à chaud, ledit acier est soumis à une température comprise entre (Ar 1 + 50 C) et (Ar 3 + 1000 C) et pendant moins d'une seconde à une ou plusieurs passes, le rapport total de réduction étant d'au moins 50 % pour la ou les passes. 8 Procédé selon la revendication 8, caractérisé en ce que le refroidissement forcé avec une vitesse de 200 C/seconde ou plus est effectué pendant le refroidissement après l'achèvement dudit travail à chaud, au moins dans une région de température élevée de 600 'C ou plus. 9 Procédé selon la revendication 7 ou 8, caractérisé en ce que ledit acier est soumis à une température comprise entre (Ar 1 + 500 C) et (Ar 3 + 1000 C) et pour moins d'une seconde à une ou plusieurs passes, le rapport total de réduction étant au moins de 75 % pour ladite ou lesdites passes. 10 Procédé selon la revendication 7, caractérisé en ce que ledit acier contenant 0,015 % ou moins de phosphore, 0,010 % ôu moiiis:de'sôuffê, et 0,0025 % ou moins d'azote en tant qu'impuretés inévitables est chauffé à une température plus élevée que ledit point Ar 3 et il estensuite travaillé à chaud pendant le refroidissement, et en ce que pendant le stade final du traitement à chaud, ledit acier est soumis à une température comprise entre 6000 C et (Ar 3 + 1000 C) et pendant moins d'une seconde à une ou plusieurs passes, le rapport total de réduction étant de 35 % ou plus pour ladite ou lesdites passes.