FR 2990218 A1 20131108 FR 1354044 A 20130502 ACIER MICROALLIÉ BAINITIQUE DE TYPE À DURCISSEMENT PAR VIEILLISSEMENT DOMAINE DE L'INVENTION [0001] La présente invention concerne un acier microallié bainitique de type à durcissement par vieillissement qui, après un travail à chaud, présente une structure bainitique et qui, par un traitement de durcissement par vieillissement ultérieur, subit un durcissement par précipitation pour présenter une dureté plus élevée. Plus particulièrement, l'invention concerne un acier microallié bainitique de type à durcissement par vieillissement qui présente une ténacité plus élevée que les aciers microalliés bainitiques de type à durcissement par vieillissement classiques. ARRIÈRE-PLAN DE L'INVENTION [0002] Pour la production de pièces automobiles, de pièces structurales pour machines et analogues qui doivent présenter une résistance et une ténacité, des aciers durcis ont généralement été utilisés, qui sont soumis à un travail à chaud, p. ex. un forgeage à chaud, puis à un traitement de trempe et de recuit (traitement thermique) avant leur utilisation. [0003] Bien que les aciers durcis soient excellents en termes de résistance et de ténacité, la production de pièces à partir d'aciers durcis est problématique car le coût du traitement de trempe et de recuit (traitement thermique) à réaliser après le travail à chaud est élevé. Par ailleurs, un problème se pose car la transformation en martensite s'accompagne d'une grande déformation lors du traitement thermique, un travail mécanique plus important pour la correction de la forme ou la correction des dimensions étant nécessaire après le traitement thermique, ce qui résulte en un rendement réduit. Par ailleurs, puisque les ouvrages à l'état martensitique dur sont soumis à ce travail, il existe un problème car ces ouvrages présentent une mauvaise machinabilité (usinabilité) et la production de pièces est longue et coûteuse. [0004] Les aciers microalliés, qui, à un état travaillé à chaud (notamment à l'état auquel les aciers ont subi un travail à chaud et un refroidissement ultérieur principalement avec de l'air) , présentent la dureté requise et qui peuvent présenter la résistance souhaitée même lorsque le traitement de trempe et de recuit à réaliser après le travail à chaud est omis, sont largement utilisés dans des applications telles que les pièces structurales de machines, etc., en tant que substitut de l'acier durci capable de permettre des réductions de coût. [0005] Un de ces aciers microalliés est un acier microallié de type ferrite-perlite obtenu par ajout d'une petite quantité de vanadium à un acier au carbone moyen. Toutefois, dans l'acier microallié ferrite-perlite, il est nécessaire, pour augmenter la résistance à ou au-dessus d'un certain niveau, d'augmenter le taux surfacique de perlite à un degré tel que l'acier soit essentiellement constitué d'une phase perlite seule. Dans ce cas toutefois, puisque la structure de l'acier est principalement constituée de perlite, qui est fragile en comparaison de la ferrite, cet acier présente une ténacité considérablement réduite. Il est par conséquent difficile d'augmenter la résistance à ou au-dessus d'un certain niveau tout en maintenant la ténacité. [0006] Un autre acier microallié est un acier microallié bainitique qui, à un état travaillé à chaud, présente une structure bainitique. Bien qu'il soit supérieur en termes de ténacité à l'acier microallié ferrite-perlite, l'acier microallié bainitique présente un problème car sa limite d'élasticité conventionnelle est faible. Lorsque la limite d'élasticité conventionnelle est améliorée par simple augmentation de la dureté, un tel acier présente une machinabilité détériorée, qui nécessite une augmentation de charge pendant la découpe, résultant en une usinabilité compromise. Les aciers microalliés bainitiques de type à durcissement par vieillissement ont été étudiés en tant que moyen de résolution. [0007] Un acier microallié bainitique de type à durcissement par vieillissement est un acier microallié configure pour que cet acier, à l'état ayant été travaillé à chaud, présente une structure bainitique et que sa dureté soit ensuite augmentée au moyen d'un traitement de durcissement par vieillissement. Cet acier microallié bainitique de type à durcissement par vieillissement peut être machiné à l'état souple résultant du travail à chaud, et sa dureté peut être augmentée à un niveau requis par un traitement de durcissement par vieillissement ultérieur. Des aciers microalliés bainitique de type à durcissement par vieillissement de ce type sont décrits, par exemple, dans le document de brevet let le document de brevet 2 suivants. [0008] Les aciers microalliés bainitiques de type à durcissement par vieillissement classiques sont toutefois encore insuffisants en termes de ténacité en comparaison des aciers durcis classiques, bien que leur ténacité soit satisfaisante en comparaison de celle de l'acier microallié ferrite-perlite. En ce qui concerne les aciers microalliés bainitiques de type à durcissement par vieillissement classiques, les objectifs principaux des études sont toutefois d'augmenter la dureté et d'augmenter la résistance, et aucun acier microallié bainitique de type à durcissement par vieillissement présentant une ténacité suffisamment améliorée n'a été proposé jusqu'à présent. Par exemple, les aciers microalliés bainitiques de type à durcissement par vieillissement décrits dans le document de brevet 1 et le document de brevet 2 ont été configurés pour contenir du carbone en une grande quantité afin de générer une grande quantité de précipités pendant un traitement de durcissement par vieillissement et pour présenter ainsi une résistance plus élevée. Par ailleurs, aucune valeur de ténacité n'est présentée dans les exemples contenus dans ces documents car ces techniques ne sont pas particulièrement destinées à obtenir une amélioration de ténacité. Dans de telles circonstances, les aciers microalliés bainitiques de type à durcissement par vieillissement qui sont fournis ou proposés à présent sont difficiles à appliquer à des pièces qui doivent notamment présenter une résistance aux chocs. [0009] Une autre technique classique pertinente pour la présente invention est une invention concernant une plaque en acier microallié de ténacité élevée et de tension élevée, qui est décrite dans le document de brevet 3 suivant. Le document de brevet décrit un acier microallié bainitique ayant une teneur en structure bainitique de 90 % ou plus. Cet acier microallié diffère toutefois de la présente invention en ce que cet acier n'est pas du type à durcissement par vieillissement, en ce que la teneur en vanadium en tant que composant d'alliage est faible et en ce que cette technique ne comprend pas une configuration caractéristique de l'invention qui sera décrite ultérieurement qui est destinée à contrôler la formation et la forme de la cémentite. [0010] Une autre technique classique est une invention concernant un matériau en acier microallié pour barres de renforcement et un procédé de production du matériau en acier, qui est décrit dans le document de brevet 4 suivant. Le document de brevet décrit un acier microallié bainitique dans lequel la structure métallographique est essentiellement bainitique. Cet acier microallié diffère toutefois également de la présente invention en ce que cet acier n'est pas du type à durcissement par vieillissement et en ce que cette technique ne comprend pas une configuration caractéristique de l'invention destinée à contrôler la formation et la forme de la cémentite. [0011] Une autre technique classique est une invention concernant un acier nitrurant de type à durcissement par précipitation, qui est décrit dans le document de brevet 5 suivant. Le document de brevet décrit un acier microallié bainitique du type qui subit un durcissement par vieillissement en raison de la nitruration. Cet acier microallié diffère toutefois de la présente invention en ce que du cuivre ne lui est pas ajouté et en ce que cette technique ne comprend pas une configuration caractéristique de l'invention qui sera décrite ultérieurement qui est destinée à contrôler la formation et la forme de la cémentite. [0012] Une autre technique classique est une invention concernant un acier microallié bainitique de grande résistance et de grande ténacité et un procédé de production de l'acier, qui est décrit dans le document de brevet 6 suivant. En ce qui concerne de tels aciers microalliés bainitiques décrits dans ce document de brevet, seuls leurs composants chimiques sont décrits dans les exemples de ce document et aucune propriété résultant de l'utilisation de tels composants chimiques n'est décrite. Cet acier microallié diffère de la présente invention, par exemple, en ce qu'aucun des aciers décrits par les exemples ne contient de cuivre et de nickel. [0013] Document de brevet 1 : JP-A-2011-236452 Document de brevet 2 : JP-A-2006-37177 Document de brevet 3 : JP-A-2005-350691 Document de brevet 4 : JP-A-2006-137990 Document de brevet 5 : JP-A-4-154936 Document de brevet 6 : JP-A-9-170047 RESUME DE L'INVENTION [0014] La présente invention a été accomplie dans les circonstances décrites précédemment, et un objet de celle-ci est de proposer un acier microallié bainitique de type à durcissement par vieillissement qui est supérieur en termes de ténacité aux aciers classiques. [0015] À savoir, la présente invention propose les éléments suivants. (1) Un acier microallié bainitique de type à durcissement par vieillissement ayant une composition qui contient, en termes de % en masse, 0,06 à 0,18 % de C, 0,01 à 0,60 % de Si, 0,10 à 3,00 % de Mn, 0,001 à 0,030 % de S, 0,001 à 0,40 % de Cu, 0,001 à 0,40 % de Ni, 0,10 à 2,00 % de Cr, 0,01 à 1,00 % de Mo, et 0,20 à 0,45 % de V, le reste étant Fe et des impuretés accidentelles, et dans lequel une valeur de l'expression (1) suivante est de 1,4 ou moins, une valeur de l'expression (2) suivante est de 16,5 ou moins et une valeur de l'expression (3) suivante est de 20,0 à 35,0 : 15x[C]-[Mo]-2x[V] expression (1) 4x[C]+[Si]+4x[Mn]+[Cul+[Ni]+5x[Cr]+4x[Mo]+5x[V] expression (2) 3x[C]+10x[Mn]+2x[Cu]+2x[Ni]+12x[Cr]+9x[Mo]+2x[V] expression (3) (les symboles des éléments dans l'expression (1) à l'expression (3) représentant chacun une teneur de l'élément correspondant en termes de % en masse). [0016] (2) L'acier microallié bainitique de type à durcissement par vieillissement selon (1) ci-dessus, qui présente, avant un traitement de durcissement par vieillissement, un taux surfacique de structure bainitique de 85 % ou plus et une dureté de 36 HRC ou moins. [0017] (3) L'acier microallié bainitique de type à durcissement par vieillissement selon (1) ou (2) ci-dessus, dans lequel, lorsqu'il est soumis à un traitement de durcissement par vieillissement à une température de 500 à 700 °C, ledit acier microallié bainitique présente une augmentation de dureté de 4 HRC ou plus en comparaison de sa dureté telle que mesurée avant le traitement de durcissement par vieillissement. [0018] (4) L'acier microallié bainitique de type à durcissement par vieillissement selon l'un quelconque des points (1) à (3) ci-dessus, dans lequel, lorsque dix régions carrées dans chacune desquelles chaque côté a une dimension de 100 pm sont examinées en tant que champs de vision, le nombre de grains de cémentite ayant une grande taille de 5 pm ou plus en termes de longueur de l'axe mineur est de 5 ou moins en moyenne et le taux surfacique total des grains de cémentite de toutes les tailles est de 10 % ou moins en moyenne . [0019] L'invention, qui présente les configurations décrites précédemment, a été accomplie à partir des résultats indiquant que la cémentite contenue dans la structure d'un acier microallié bainitique de type à durcissement par vieillissement affecte considérablement la ténacité de l'acier, spécifiquement que, dans un acier microallié bainitique dans lequel de la cémentite a été générée en une plus grande quantité, un tel acier contient un grand nombre de grains de cémentite grossiers et contient un grand nombre de grains de cémentite grossiers ayant une forme élancée avec un rapport de longueur élevé, et que des fissures ont tendance à être générées à partir de ces grains de cémentite. La structure est notamment divisée par des grains de cémentite élancés et une contrainte se concentre sur les extrémités de ces grains de cémentite, ce qui provoque une fissure. Par ailleurs, les fissures générées se propagent et se développent le long des grains de cémentite élancés. La ténacité est par conséquent considérablement détériorée. [0020] À partir de ces résultats, l'invention a été configurée de manière à ce que la teneur en carbone, qui est un composant important pour la formation de carbures pendant un traitement de durcissement par vieillissement et par conséquent pour l'augmentation de la dureté, soit faible afin d'inhiber la formation de cémentite et que la diminution de dureté due à la teneur réduite en carbone soit compensée par d'autres éléments d'alliage. [0021] Un point essentiel de l'invention réside dans le fait que les propriétés d'un acier peuvent être améliorées non seulement par réduction de la teneur en carbone de l'acier, mais également par équilibrage correct de la teneur en carbone avec les teneurs en molybdène et en vanadium, qui sont des éléments formant des carbures, et ainsi par réduction de la quantité de la partie du carbone dans l'acier qui s'associe avec le fer pour former de la cémentite, et par régulation correcte des teneurs en éléments qui gouvernent la dureté de l'acier travaillé à chaud et régulation correcte des teneurs en éléments formant de la bainite, qui sont nécessaires pour la formation d ' une structure constituée d ' une phase bainitique seule. [0022] Selon 1 ' invention, qui comprend un tel point essentiel , la ténacité insuffisante qui a généralement été problématique peut être surmontée et un acier microallié bainitique de type à durcissement par vieillissement qui présente une excellente ténacité peut être obtenu. [0023] Il est souhaitable que l'acier microallié bainitique de type à durcissement par vieillissement, avant d'être soumis à un traitement de durcissement par vieillissement, présente une structure constituée essentiellement d'une phase bainitique seule. Spécifiquement, il est souhaitable que l'acier présente un taux surfacique de structure bainitique de 85 % ou plus. Plus préférablement, son taux surfacique est de 90 % ou plus. [0024] Lorsqu'une structure ferritique coexiste dans la structure de l'acier qui n'a pas subi un traitement de durcissement par vieillissement, non seulement une durcissabilité par vieillissement réduite en résulte, mais le taux de limite d'élasticité conventionnelle et le taux de durabilité diminuent également. Une diminution de la résistance à la fatigue peut par conséquent en résulter. Par conséquent, il est souhaitable que la structure de l'acier qui n'a pas subi un traitement de durcissement par vieillissement soit une structure constituée d'une phase bainitique seule. [0025] Il est également souhaitable que la dureté de l'acier qui n'a pas subi un traitement de durcissement par vieillissement soit de 36 HRC ou moins. Lorsque l'acier présente une dureté de 36 HRC ou moins avant un traitement de durcissement par vieillissement, l'acier présente une usinabilité, p. ex. une machinabilité, satisfaisante lorsqu'il est travaillé avant le traitement de durcissement par vieillissement. Il est davantage souhaitable que la dureté de l'acier 10 n'ayant pas subi un traitement de durcissement par vieillissement soit de 33 HRC ou moins. Simultanément, il est souhaitable que la dureté de l'acier n'ayant pas subi un traitement de durcissement par vieillissement soit de 25 HRC ou plus, plus préférablement 15 de 27 HRC ou plus. Lorsque la dureté de l'acier n'ayant pas subi un traitement de durcissement par vieillissement est trop basse, l'acier présente une meilleure usinabilité, p. ex. machinabilité. Toutefois, même lorsque l'acier est ensuite 20 soumis à un traitement de durcissement par vieillissement (durcissement par précipitation) pour augmenter la dureté, il est difficile d'augmenter suffisamment sa dureté. [0026] Il est souhaitable que l'acier microallié bainitique 25 de type à durcissement par vieillissement de l'invention soit configure de manière à ce que sa dureté augmente, par un traitement de durcissement par vieillissement à une température de 500 à 700 °C, de 4 HRC ou plus en comparaison de sa dureté telle que mesurée avant le traitement de 30 durcissement par vieillissement. Il est davantage souhaitable que l'acier de l'invention soit configure de manière à ce que sa dureté augmente de 5 HRC ou plus par le traitement. [0027] Une telle différence importante entre la dureté avant 35 un traitement de durcissement par vieillissement et la dureté après le traitement de durcissement par vieillissement permet d'assurer une machinabilité satisfaisante avant le traitement de durcissement par vieillissement et, d'un autre côté, rend la dureté requise facile à obtenir par le traitement de durcissement par vieillissement ultérieur. [0028] Il est souhaitable selon l'invention que la taille et la quantité de la cémentite dans la structure de l'acier aient été régulées à la taille et la quantité suivantes. Spécifiquement, il est souhaitable que sa taille et sa quantité aient été régulées de manière à ce que, lorsque dix régions carrées dans chacune desquelles chaque côté a une dimension de 100 pm sont examinées en tant que champs de vision, le nombre de grains de cémentite ayant une grande taille de 5 pm ou plus en termes de longueur de l'axe mineur soit de 5 ou moins en moyenne et le taux surfacique total des grains de cémentite de toutes les tailles soit de 10 % ou moins en moyenne . [0029] Il a été établi qu'une telle régulation préalable de la taille et de la quantité de la cémentite permet d ' améliorer efficacement la ténacité de l'acier microallié bainitique de type à durcissement par vieillissement, ce qui sera montré ultérieurement. [0030] L'acier microallié bainitique de type à durcissement par vieillissement de l'invention peut être produit, par exemple, de la manière suivante. Un acier qui a subi soit un travail à chaud, p. ex. un cylindrage ou un forgeage , soit un traitement par une solution est refroidi généralement avec de l'air de manière à refroidir l'acier dans la plage de température allant de 800 à 300 °C à un taux de refroidissement moyen de 0,05 à 10 °C/s. L'acier microallié bainitique de type à durcissement par vieillissement de l'invention peut ainsi être produit. [0031] Cet acier microallié est ensuite soumis à un travail tel que, par exemple, une découpe ou un travail plastique selon les besoins, puis est soumis à un traitement de vieillissement à une température de 500 à 700 °C pendant 1,5 à 4 heures. En résultat, une pièce présentant une excellente ténacité et ayant la dureté souhaitée peut être obtenue. BREVE DESCRIPTION DES DESSINS [0032] La Fig. 1 est une présentation dans laquelle des photographies de microscopie électronique à balayage (MEB) d'un acier 6 selon l'invention et d'un acier comparatif 12 obtenus dans les Exemples sont présentées à titre de comparaison. DESCRIPTION DETAILLEE DE L'INVENTION [0033] Les raisons de la limitation des teneurs des composants chimiques dans l'invention sont décrites en détail ci-après. Carbone (C) : 0,06 à 0,18 % Le carbone est un élément qui est nécessaire pour assurer la résistance, et provoque la précipitation de carbures de molybdène et de vanadium par un traitement de durcissement par vieillissement et augmente ainsi la dureté de l'acier. Une teneur en carbone de 0,06 % ou plus est nécessaire pour obtenir ces fonctions. Lorsque la teneur en carbone est inférieure à 0,06 %, la dureté et la résistance requises ne peuvent pas être assurées. D'un autre côté, lorsque le carbone est incorporé en une grande quantité dépassant 0,18 %, une augmentation de la teneur en cémentite en résulte. Simultanément, une augmentation de la teneur en grands grains de cémentite d'une forme élancée ayant un rapport de longueur élevé en résulte, et des fissures sont générées à partir de ces grains de cémentite et se propagent le long de ceux-ci en détériorant les propriétés de résistance à la fatigue. Par conséquent, la teneur en carbone est régulée à 0,18 % ou moins. Une plage souhaitable de teneur en carbone est de 0,08 % ou plus mais inférieure à 0,14 %. [0034] Silicium (Si) : 0,01 à 0,60% Du silicium est ajouté en tant que désoxydant pour le moulage de l'acier. Le silicium sert également à améliorer la résistance à la fatigue de l'acier. Pour obtenir ces fonctions, il est nécessaire d'incorporer le silicium en une quantité de 0,01 % ou plus. D'un autre côté, lorsque le silicium est incorporé en une grande quantité dépassant 0,60 %, le silicium compromet l'usinabilité à chaud, p. ex. la forgeabilité à chaud, ce qui réduit la productivité. Par ailleurs, le matériau ayant subi un travail à chaud présente une dureté trop élevée pendant le travail, p. ex. la découpe, résultant en une mauvaise usinabilité. Par conséquent, la limite supérieure est de 0,60 %. Une plage souhaitable de sa teneur est de 0,05 à 0,55 %. [0035] Manganèse (Mn) : 0,10 à 3,00 % Le manganèse est un élément qui joue un rôle important dans l'invention, et est un élément qui est indispensable pour permettre à la structure ayant subi un travail à chaud d'être une structure bainitique. Le manganèse est un élément qui est essentiel pour la formation de sulfures à base de manganèse, qui contribuent à une amélioration de la machinabilité. Afin d'obtenir ces fonctions, le manganèse est incorporé en une quantité de 0, 10 % ou plus dans l'invention. D'un autre côté, lorsque le manganèse est incorporé en une grande quantité dépassant 3,00 %, une structure martensitique a tendance à être générée. La structure martensitique non seulement augmente la dureté de l'acier ayant subi un travail à chaud, résultant en une réduction de la machinabilité, mais compromet également l'usinabilité à chaud. Par conséquent, la limite supérieure est de 3,00 %. De préférence, la teneur en manganèse est dans la plage allant de 0,50 à 2,20 %. [0036] Soufre (S) : 0,001 à 0,030 % Le soufre est un élément qui est essentiel pour la formation de sulfures à base de manganèse, qui contribuent à une amélioration de la machinabilité, conjointement avec le manganèse. Lorsque sa teneur est inférieure à 0,001 %, la formation de sulfures est insuffisante, résultant en une machinabilité insuffisante. Par conséquent, le soufre est incorporé en une quantité de 0,001 % ou plus. D'un autre côté, lorsque le soufre est incorporé en une quantité trop grande dépassant 0,030 %, la ténacité et la ductilité de l'acier sont compromises et les inclusions servent de point de départ à des ruptures par fatigue qui détériorent les propriétés de résistance à la fatigue. Par conséquent, la limite supérieure de sa teneur est de 0,030 %. Une plage souhaitable de sa teneur est de 0,015 à 0,030 %. [0037] Cuivre (Cu) : 0,001 à 0,40 % Nickel (Ni) : 0,001 à 0,40 % Le cuivre et le nickel servent à déplacer une courbe d'initiation de la transformation de ferrite-perlite du côté des périodes plus longues pour permettre à la bainite d'être formée relativement facilement. Par ailleurs, le cuivre et le nickel sont des éléments qui contribuent à une amélioration de la dureté de la matrice de bainite par durcissement par solution. Afin d'obtenir ces fonctions, le cuivre et le nickel sont chacun incorporés en une quantité de 0,001% ou plus dans l'invention. Leurs teneurs sont toutefois chacune régulées à 0,40 % ou moins car l'ajout de cuivre ou de nickel en une trop grande quantité dépassant 0,40 % rend l'acier trop dur. Une plage souhaitable pour chacune des teneurs du cuivre et du nickel est de 0,10 à 0,30 %. [0038] Chrome (Cr) : 0,10 à 2,00 % Le chrome est un élément qui est indispensable pour obtenir une structure bainitique. Le chrome est incorporé en une quantité de 0,10 % ou plus afin d'obtenir de manière stable une structure bainitique. D'un autre côté, lorsque le chrome est incorporé en une trop grande quantité dépassant 2,00 %, l'acier ayant subi un travail à chaud présente une dureté augmentée, résultant en une diminution de la machinabilité . Par ailleurs, des teneurs en chrome trop élevées compromettent l'usinabilité à chaud. Par conséquent, la limite supérieure de sa teneur est de 2,00 %. Une plage souhaitable de sa teneur est de 0,20 à 1,80 %. [0039] Molybdène (Mo) : 0,01 à 1,00 % Le molybdène est un élément qui joue un rôle important dans l'invention, et augmente la dureté de l'acier par un traitement de durcissement par vieillissement. Par ailleurs, le molybdène est un élément qui est indispensable pour obtenir une structure bainitique. De plus, le molybdène est un élément qui est important pour améliorer la résistance, car le molybdène provoque la précipitation de carbonitrures de molybdène par un traitement de durcissement par vieillissement, ce qui permet d'améliorer le taux de limite d'élasticité conventionnelle et d'augmenter le taux de durabilité. Afin d'obtenir ces fonctions, le molybdène est incorporé en une quantité de 0,01 % ou plus dans l'invention. D'un autre côté, lorsque le molybdène est incorporé en une grande quantité dépassant 1,00 %, l'acier ayant subi un travail à chaud présente une dureté augmentée et une usinabilité compromise. Par ailleurs, de telles quantités de molybdène trop importantes conduisent à une augmentation du coût. Par conséquent, la limite supérieure de sa teneur est de 1,00 %. Une plage souhaitable de sa teneur est de 0,15 à 0,30 %. [0040] Vanadium (V) : 0,20 à 0,45 % Le vanadium est un élément qui joue un rôle important dans l'invention, et augmente la dureté de l'acier par un traitement de durcissement par vieillissement. Par ailleurs, le vanadium, conjointement avec le molybdène, est un élément qui est indispensable pour obtenir une structure bainitique. De plus, le vanadium est un élément qui est important pour améliorer la résistance, car le vanadium provoque la précipitation de carbonitrures par un traitement de durcissement par vieillissement, ce qui permet d'améliorer le taux de limite d'élasticité conventionnelle et d'augmenter le taux de durabilité . Afin d ' obtenir ces fonctions, le vanadium est incorporé en une quantité de 0, 20 % ou plus dans l'invention. D'un autre côté, lorsque le vanadium est incorporé excessivement en une quantité dépassant 0,45 %, le vanadium non seulement augmente la dureté et réduit l'usinabilité, p. ex. la machinabilité, de l'acier ayant subi un travail à chaud, mais compromet également l'usinabilité à chaud, p. ex. la forgeabilité à chaud. Par ailleurs, de telles quantités de vanadium trop importantes conduisent à une augmentation du coût. Par conséquent, la limite supérieure de sa teneur est de 0,45 %. Une plage souhaitable de sa teneur est de 0,15 à 0,35 %, et une plage davantage souhaitable de sa teneur est de 0,15 à 0,30 %. [0041] Dans l'invention, les composants suivants, c.-à-d. le phosphore (P), l'azote (N) et l'aluminium (Al), et d'autres composants peuvent être contenus dans la mesure où ces composants d'affectent pas les effets (propriétés) de l'alliage. Phosphore (P) : Le phosphore est un élément qui peut être introduit dans l'acier en tant qu'impureté accidentelle lors des étapes de fabrication de l'acier. Puisque le phosphore réduit la ténacité de l'acier, il est toutefois préférable que sa teneur soit de 0,04 % en masse ou moins. [0042] Azote (N) : L'azote s'associe avec l'aluminium pour former des nitrures, et ces nitrures précipitent finement et inhibent la croissance des grains cristallins pendant le forgeage à chaud, contribuant ainsi à une amélioration de la résistance. Pour obtenir un tel effet, il est nécessaire que l'azote soit contenu en une quantité de 0,005 % ou plus. Même lorsque l'azote est contenu en une grande quantité, non seulement son effet n'est pas davantage amélioré, mais le problème suivant apparaît également. L'azote forme des grains de carbonitrure grossiers, qui servent de germes facilitant la formation de ferrite, ce qui résulte en une réduction de la durcissabilité par vieillissement et une réduction de la résistance. Par ailleurs, le moulage de cet acier résulte en des inclusions gazeuses ou analogues et le lingot d'acier résultant présente par conséquent une qualité compromise. Par conséquent, sa teneur doit de préférence être de 0,025 % ou moins. [0043] Aluminium (Al) : De l'aluminium est ajouté en tant que désoxydant pour le moulage de l'acier. Dans ce cas, une teneur en aluminium de 0,001 % ou plus est nécessaire. Lorsque l'aluminium est contenu en une grande quantité, des grains d'oxyde et de carbonitrure grossiers sont générés et ces grains grossier servent de points de départ pour des ruptures par fatigue, résultant en une réduction de la résistance à la fatigue. Par conséquent, sa teneur doit de préférence être de 0,10 % ou moins. [0044] Valeur de l'expression (1) : 1,4 (expression (1) : 15x[C]-[Mo]-2x[V]) L'expression (1) est un indice de la quantité de cémentite qui sera formée. Plus la valeur de l'expression (1) est grande, plus la formation de cémentite a tendance à avoir lieu. Inversement, plus sa valeur est faible, plus la formation de cémentite est inhibée. Spécifiquement, lorsque les teneurs en molybdène et en vanadium sont élevées, ces éléments s'associent avec le carbone pour former des carbures et les carbures s'associent avec le fer, résultant en une réduction de la quantité de carbone qui forme de la cémentite. Par conséquent, pour diminuer la formation de cémentite, il est nécessaire de réduire la teneur en carbone et de réguler la valeur de l'expression (1) pour être faible. En diminuant ainsi la formation de cémentite, la génération de grains de cémentite grossiers ou de grands grains de cémentite de forme élancée présentant un rapport de longueur élevé peut être inhibée et la réduction de ténacité due aux fissures générées à partir de et propagées le long de tels grains de cémentite peut être efficacement inhibée. [0045] En particulier, la régulation de la teneur en carbone à une faible valeur telle qu'indiquée précédemment et la régulation de la valeur de l'expression (1) à 1,4 ou moins permet de réguler la quantité et la taille de la cémentite générée dans l'acier tel qu'indiqué ci-dessous. À savoir, il est facile de réguler la formation de cémentite de manière à ce que, lorsque dix régions carrées dans chacune desquelles chaque côté a une dimension de 100 pm sont examinées en tant que champs de vision, le nombre de grains de cémentite ayant une grande taille de 5 pm ou plus en termes de longueur de l'axe mineur soit de 5 ou moins en moyenne et le taux surfacique total des grains de cémentite de toutes les tailles soit de 10 % ou moins en moyenne. [0046] Valeur de l'expression (2) : 16,5 (expression (2) : 4x[C]+[Si]+4x[Mn]+[Cu]+[Ni]+5x[Cr]+4x[Mo]+5x[V]) La valeur de l'expression (2) est un indice de la dureté de l'acier ayant subi un travail à chaud, tel que par exemple un forgeage à chaud (ci-après simplement nommé« après forgeage à chaud »), plus spécifiquement, la dureté de l'acier n'ayant pas subi un traitement de durcissement par vieillissement. Plus sa valeur est grande, plus la dureté après forgeage à chaud est élevée. Plus sa valeur est petite, plus la dureté après forgeage à chaud est faible. [0047] Dans l'invention, la régulation de la valeur de l'expression (2) à 16,5 ou moins permet de réguler la dureté après forgeage à chaud à 36 HRC ou moins, qui est une valeur souhaitée. Ainsi, l'usinabilité, p. ex. la machinabilité, de l'acier n'ayant pas subi un traitement de durcissement par vieillissement peut être améliorée. Accessoirement, les points suivants doivent être notés. Plus la dureté est faible avant un traitement de durcissement par vieillissement , meilleure est l'usinabilité. D'un autre côté, une dureté trop basse rend toutefois difficile d'augmenter suffisamment la dureté par soumission ultérieure de cet acier à un traitement de durcissement par vieillissement. Par conséquent, de ce point de vue, il est souhaitable que la dureté après forgeage à chaud, c.-à-d. la dureté avant un traitement de durcissement par vieillissement, soit régulée à une valeur non inférieure à une valeur donnée. Spécifiquement, il est souhaitable de réguler la dureté à 25 HRC ou plus, de préférence 27 HRC ou plus. Afin d'obtenir cette régulation de dureté, il est souhaitable de réguler la valeur de l'expression (2) à 11 ou plus. [0048] Valeur de l'expression (3) : 20,0 à 35,0 (expression (3) : 3x[C]+10x[Mn]+2x[Cu]+2x[Ni]+12x[Cr]+9x[Mo]+2x[V]) L'expression (3) est un indice de la formation stable de bainite. Il est nécessaire dans l'invention que la valeur de l'expression (3) soit régulée pour être dans la plage allant de 20,0 à 35,0, afin de permettre à la structure de l'acier n'ayant pas subi un traitement de durcissement par vieillissement d'être une structure essentiellement constituée d'une phase bainitique seule, afin d'obtenir un taux surfacique de structure bainitique de 85 % ou plus. [0049] Par exemple, lorsque 15 % ou plus d'une structure ferritique coexiste dans la structure de l'acier, non seulement cet acier présente une durcissabilité par vieillissement réduite, mais un problème de réduction du taux de limite d'élasticité conventionnelle et du taux de durabilité de cet acier peut également se présenter, résultant en une diminution de la résistance à la fatigue . Par conséquent , il est souhaitable que la structure après forgeage à chaud soit constituée d'une phase bainitique seule. [0050] L'expression (3), qui se rapporte à la formation d ' une structure constituée d'une phase bainitique seule, a la signification suivante. Dans l'invention, des carbures de molybdène et de vanadium sont précipités par un traitement de durcissement par vieillissement et la dureté et la résistance de l'acier sont augmentées au moyen de ce durcissement par précipitation. Cette technique elle-même de précipitation secondaire de carbures de molybdène, de vanadium ou analogues est une technique qui est généralement utilisées dans les traitements de trempe et de recuit. Toutefois, dans le cas d'un acier qui, à un état de matière première, présente une structure martensitique telle que dans le cas des traitements de trempe et de recuit, il est impossible d'obtenir, par précipitation de carbures, une dureté supérieure à la dureté obtenue par trempe. [0051] En revanche, dans le cas d'un acier dans lequel la structure de l'acier a été conçue pour être une structure bainitique en utilisant l'expression (3), l'acier à un état de matière première n'ayant pas subi un traitement de durcissement par vieillissement peut présenter une dureté faible. Simultanément, par soumission ultérieure de cet acier à un traitement de durcissement par vieillissement lors duquel l'acier est porté et maintenu à une température d'environ 625 °C, la dureté de cet acier peut être augmentée à une valeur supérieure à la dureté de l'acier à l'état de structure bainitique initial n'ayant pas subi la précipitation secondaire de carbures. Il est par conséquent possible d'obtenir un matériau présentant un excellent équilibre entre résistance et machinabilité. EXEMPLES [0052] Cent cinquante kilogrammes d'un acier présentant chacune des compositions chimiques indiquées dans le Tableau 1 est produit par fusion dans un four de fusion par induction sous vide, et le lingot résultant est allongé par forgeage à 1 250 °C en une barre ronde d'un diamètre de 45 mm. La barre ronde d'un diamètre de 45 mm est ensuite forgée en une barre ronde d'un diamètre de 30 mm dans des conditions de chauffage à 1 250 °C et de forgeage à 1 100 °C, puis refroidie avec de l'air à température ambiante. La barre ronde forgée est ensuite soumise à un traitement de durcissement par vieillissement à 625 °C et pendant 2 heures, puis soumise à un test de traction, un test de résistance aux chocs Charpy, un test de dureté et un examen de la microstructure. Outre ces tests, un test de perçage et un test de dureté sont réalisés sur la barre ronde ayant subi le forgeage et le refroidissement à l'air ultérieur et n'ayant pas subi le traitement de durcissement par vieillissement. Le test de traction, le test de résistance aux chocs Charpy, le test de dureté et l'examen de la microstructure sont réalisés respectivement des manières suivantes. [0053] En ce qui concerne le test de traction, des éprouvettes d'essai n° 14A selon JIS Z 2201 sont produites et examinées à une vitesse d'étirement de 1 mm/s pour déterminer le taux de limite d'élasticité conventionnelle à 0,2 % (limite d'élasticité conventionnelle à 0,2 %/résistance à la traction) . Les résultats de l'évaluation sont indiqués dans le Tableau 2, dans lequel le cas où le taux de limite d'élasticité conventionnelle à 0,2 % n'était pas inférieur à une valeur cible de 0,80 a été marqué o et le cas où ce taux était inférieur à la valeur cible a été marqué x- Outre les notations o/x, les valeurs numériques du taux de limite d'élasticité conventionnelle sont indiquées dans le Tableau 2. [0054] En ce qui concerne le test de résistance aux chocs Charpy, des éprouvettes d'essai n° 3 comprenant une entaille en forme de U de 2 mm selon JIS Z 2202 sont produites et testées à température ambiante pour mesurer la résistance aux chocs. Lorsque les éprouvettes sont évaluées, le cas où la résistance aux chocs a satisfait une valeur cible de 20 J/cm2 a été noté o et le cas où la résistance aux chocs n'a pas satisfait la valeur cible a été noté x . Outre les notations o/x, les résistances aux chocs réellement mesurées sont indiquées entre parenthèses dans le Tableau 2. [0055] Le test de dureté est réalisé avec un testeur de dureté Rockwell selon JIS Z 2245 en utilisant un indenteur en diamant conique sous une charge de 150 kgf. La mesure de dureté est effectuée à un site situé à 1/2 du rayon de l'éprouvette d'essai. [0056] En ce qui concerne l'examen de la microstructure, des éprouvettes sont corrodées avec du nitrate de potassium, puis examinées avec un microscope optique (grossissement : 400) pour déterminer la teneur en bainite. Par ailleurs, la quantité (proportion) de cémentite générée et le nombre de grains de cémentite grossiers générés sont déterminés par un examen avec un microscope électronique à balayage (MEB) (grossissement : 5 000). En ce qui concerne la cémentite, dix régions carrées dans chacune desquelles chaque côté a une dimension de 100 pm sont examinées en tant que champs de vision, et le nombre moyen de grains de cémentite générés ayant une grande taille de 5 pm ou plus en termes de longueur de l'axe mineur et la proportion (taux surfacique) des grains de cémentite de toutes les tailles sont déterminés. En ce qui concerne 1 ' évaluation de la teneur en bainite , le cas où le taux surfacique de structure bainitique était de 85 % ou plus a été noté 0, le cas où l'acier était constitué d'un mélange d'une structure bainitique et d'une structure ferritique (taux surfacique de structure ferritique, 15 % ou plus) a été noté xF, et le cas où l'acier était constitué d'un mélange d'une structure bainitique et d'une structure martensitique (taux surfacique de structure martensitique, 15 % ou plus) a été noté xM. Outre les notations 0/x, les taux surfaciques réellement déterminés de bainite sont également indiqués entre parenthèses dans le Tableau 2. [0057] Le test de perçage est effectué en utilisant une foreuse ayant une queue droite d'un diamètre de 5 mm, le matériau de la foreuse étant JI S SKH5 1 . Des éprouvettes sont travaillées dans les conditions d'une vitesse d'avance de 0,10 mm/rév. et sans huile lubrifiante. Les éprouvettes sont évaluées en termes de la vitesse pour atteindre une distance de travail de 5 000 mm. Les résultats sont indiqués dans le Tableau 2, dans lequel le cas où la vitesse de travail a satisfait une valeur cible de 20 m/min a été noté 0 et le cas où la vitesse de travail était inférieure à la valeur cible a été noté x. Outre les notations o/x, les valeurs numériques déterminées (m/min) de la vitesse de travail sont indiquées entre parenthèses dans le Tableau 2. 25 [0058] Tableau 1 Composants chimiques (% en masse) C Si Mn S Cu Ni Cr Mo V Expression 1 Expression 2 Expression 3 Acier selon l'inven- tion 1 0,12 0,20 2,20 0,020 0,15 0,10 0,35 0,18 0,32 0,98 13,80 29,32 2 0,13 0,30 0,49 0,021 0,15 0,05 2,00 0,24 0,30 1,11 15,44 32,45 3 0,13 0,30 0,69 0,018 0,15 0,10 1,54 0,15 0,40 1,00 14,13 28,42 4 0,11 0,35 1,75 0,020 0,10 0,10 0,30 0,14 0,34 0,83 11,75 23,77 5 0,12 0,20 2,10 0,019 0,15 0,10 0,35 0,28 0,31 0,90 13,75 29,20 6 0,13 0,20 0,95 0,020 0,15 0,10 1,10 0,18 0,32 1,13 12,59 25,85 7 0,12 0,35 1,75 0,020 0,10 0,05 0,30 0,80 0,20 0,60 13,68 29,36 8 0,12 0,35 0,50 0,020 0,10 0,05 1,70 0,80 0,20 0,60 15,68 33,66 9 0,13 0,30 0,59 0,020 0,15 0,10 1,75 0,20 0,35 1,05 14,73 30,29 10 0,13 0,20 2,39 0,020 0,15 0,10 0,35 0,18 0,31 1,15 14,55 31,23 11 0,14 0,20 2,25 0,020 0,15 0,10 0,20 0,18 _0,32 1,28 13,33 28,08 Acier Compara- tif 12 0,24 0,21 1,52 0,020 0,02 0,02 0,28 0,15 0,32 2,81 10,89 21,35 13 0,13 0,24 2,14 0,020 0,15 0,10 0,98 0,21 0,60 0,54 18,31 37,14 14 0,15 0,28 1,50 0,020 0,15 0,10 0,50 1,60 0,20 0,25 17,03 36,75 0,14 0,35 0,50 0,020 0,10 0,05 0,50 0,80 0,40 0,50 10,76 19,72 26 [0059] Tableau 2 Propriété de résistance Tauxde limite d'élasticité convention- nelle Propriété de résistance aux chocs Machinabilité Formation de la phase bainitique seule Traitement par vieillisse- ment Dureté Quantité de durcisse- Expres- sion 1 (1) Nombre (2) Propor- tion moyenne de cémentite (%) Résis- tance aux chocs (J/cm2) Expres- sion 2 Dureté après Expres- sion 3 Dia- mètre : 30 mm Dia-mètre : 50 mm après vieillisse- ment (HRC) ment par moyen de vieillissement (HRC) vieillisse- ment grains de cémentite Acier selon l'inven- tion 1 vieillisse- ment 33,7 5,7 o (0,87) 0,98 0,0 2,9 0 (41) 13,80 0 (24,0) 28,0 29,32 0 (100) o (100) 2 vieillisse- ment 35,1 4,4 o (0,85) 1,11 0,4 7,0 0 (78) 15,44 0 (21,9) 30,7 32,45 o (97) 0 (100) 3 vieillisse- ment 35,3 6,9 o (0,84) 1,00 0,2 4,7 o (50) 14,13 0 (23,4) 28,4 28,42 o (100) 0 (100) 4 vieillisse- ment 33,6 6,9 0 (0,89) 0,83 0,0 4,0 0 (61) 11,75 0 (25,8) 26,7 23,77 0 (100) 0 (100) 5 vieillisse- ment 34,3 5,8 0 (0,85) 0,90 0,0 4,2 o (70) 13,75 0 (24,7) 28,4 29,20 o (100) o (100) 6 vieillisse- ment 33,7 6,6 0 (0,90) 1,13 0,4 6,5 0 (77) 12,59 0 (25,2) 27,1 25,85 0 (100) 0 (98) 7 vieillisse- ment 36,0 5,7 o (0,86) 0,60 0,0 3,1 0 (32) 13,68 0 (22,6) 30,3 29,36 0 (100) 0 (100) _ 8 vieillisse- ment 37,7 6,4 0 (0,87) 0,60 0,0 3,4 0 (27) 15,68 o (25,2) 31,3 33,66 o (95) 0 (100) 27 9 vieillisse- ment 35,1 5,7 0 (0,86) 1,05 0,3 6,0 0 (44) 14,73 0 (23,0) 29,4 30,29 0 (100) 0 (100) 10 vieillisse- ment 34,6 4,7 0 (0,85) 1,15 0,3 6,2 0 (35) 14,55 0 (22,9) 29,9 31,23 o (100) o (100) 11 vieillisse- ment 34,1 5,5 o (0,86) 1,28 0,9 6,9 o (27) 13,33 0 (24,9) 28,6 28,08 0 (100) 0 (100) Acier compara- 12 vieillisse- ment 33,6 6,2 o (0,84) 2,81 8,9 12,8 x (9) 10,89 o (24,7) 27,4 21,35 0 (100) 0 (90) tif 13 vieillisse- ment 44,3 6,3 0 (0,89) 0,54 0,0 3,0 x (5) 18,31 x (15,0) 38,0 37,14 xM (76) 0 (100) 14 vieillisse- ment 44,5 7,0 0 (0,89) 0,25 0,0 1,8 x (6) 17,03 x (18,1) 37,5 36,75 xM (81) 0 (100) 15 vieillisse- ment 28,3 2,8 0 (0,90) 0,50 0,0 2,1 o (34) 10,76 o (24,4) 25,5 19,27 0 (90) xF (75) [0060] Tel qu'indiqué dans le Tableau 1, l'acier comparatif 12 a une teneur en carbone supérieure à la limite supérieure selon l'invention et sa valeur de l'expression (1) est supérieure à la limite supérieure selon l'invention. En résultat, cet acier comparatif contient un grand nombre de grains de cémentite ayant une grande taille avec une longueur de l'axe mineur de 5 pm ou plus et présente un taux surfacique élevé de cémentite et une résistance aux chocs (énergie d'absorption) qui est inférieure à la valeur cible. [0061] L'acier comparatif 13 a une teneur élevée en vanadium dépassant la limite supérieure selon l'invention, et sa valeur de l'expression (2) , qui est un indice de la dureté après forgeage, est supérieure à la limite supérieure selon l'invention. Par ailleurs, sa valeur de l'expression (3) , qui est un indice de la formation d'une structure constituée d'une phase bainitique seule, est élevée et dépasse la limite supérieure selon l'invention. En résultat, cet acier a une structure constituée d'un mélange avec de la martensite et présente une mauvaise machinabilité. Cet acier comparatif présente également une faible résistance aux chocs. [0062] L'acier comparatif 14 a une teneur élevée en molybdène dépassant la limite supérieure selon l'invention, et sa valeur de l'expression (2) et sa valeur de l'expression (3) sont élevées et dépassent les limites supérieures respectives selon l'invention. Cet acier a une structure constituée d'un mélange avec de la martensite, et présente une mauvaise machinabilité et une faible résistance aux chocs. [0063] Dans l'acier comparatif 15, la valeur de l'expression (3) , qui est un indice de la formation d'une structure constituée d'une phase bainitique seule, est plus faible que la limite inférieure selon l'invention, et la structure de l'acier est constituée d'un mélange avec de la ferrite. En résultat, le degré avec lequel la dureté de cet acier augmente par le traitement de durcissement par vieillissement est faible, et une dureté suffisante n'est pas obtenue par le traitement de durcissement par vieillissement. En résultat, la résistance à la fatigue de l'acier traité est insuffisante. En revanche, les aciers 1 à 11 selon l'invention, qui satisfont les exigences selon l'invention, donnent des résultats satisfaisants au regard de toutes les propriétés. [0064] Dans ce contexte, la Fig. 1 représente, à titre de comparaison, des photographies de microscopie électronique à balayage (MEB) (grossissement : 5 000) de l'acier 6 selon l'invention et de l'acier comparatif 12. Sur la Figure, (A) représente les aciers qui ont été forgés dans des conditions de chauffage de 1 100°C, tandis que (B) représentent les aciers qui ont été forgés dans des conditions de chauffage de 1 300°C. Les zones blanches sur les photographies indiquent la cémentite générée . Tel que mis en évidence par une comparaison de ces zones, la formation de cémentite a été efficacement inhibée dans l'acier 6 selon l'invention et, par conséquent, les grains de cémentite présents dans celui-ci sont petits et arrondis. [0065] En revanche, dans l'acier comparatif 12, un grand nombre de grains de cémentite ont été générés et des grains de cémentite de grande taille d'une forme élancée ont été générés en un grand nombre. Dans les aciers ayant une telle structure, les grains de cémentite servent de points de départ pour la génération de fissures et les fissures générées se propagent le long des grains de cémentite, ce qui compromet considérablement la ténacité. [0066] Des modes de réalisation de l'invention ont été décrits précédemment en détail. Ces modes de réalisation ne sont toutefois que des exemples, et l'invention peut être mise en oeuvre selon divers modes modifiés sans quitter l'esprit de l'invention. REVENDICATIONS1. Acier microallié bainitique de type à durcissement par vieillissement ayant une composition qui contient, en termes de % en masse, 0,06 à 0,18 % de C, 0,01 à 0,60 % de Si, 0,10 à 3,00 % de Mn, 0,001 à 0,030 % de S, 0,001 à 0,40 % de Cu, 0,001 à 0,40 % de Ni, 0,10 à 2,00 % de Cr, 0,01 à 1,00 % de Mo, et 0,20 à 0,45 % de V, le reste étant Fe et des impuretés accidentelles, et dans lequel une valeur de l'expression (1) suivante est de 1,4 ou moins, une valeur de l'expression (2) suivante est de 16,5 ou moins et une valeur de l'expression (3) suivante est de 20,0 à 35,0 : 15x[C]-[Mo]-2x[V] expression (1) 4x[C]+[Si]+4x[Mn]+[Cul+[Ni]+5x[Cr]+4x[Mo]+5x[V] expression (2) 3x[c]+10x[Mn]+2x[Cul+2x[Ni]+12x[Cr]+9x[Mo]+2x[V] expression (3) (les symboles des éléments dans l'expression (1) à l'expression (3) représentant chacun une teneur de l'élément correspondant en termes de % en masse). 2. Acier microallié bainitique de type à durcissement par vieillissement selon la revendication 1, qui présente, avant un traitement de durcissement par vieillissement, un taux surfacique de structure bainitique de 85 % ou plus et une dureté de 36 HRC ou moins. 3. Acier microallié bainitique de type à durcissement par vieillissement selon la revendication 1 ou 2, dans lequel, lorsqu'il est soumis à un traitement de durcissement par vieillissement à une température de 500 à 700 °C, ledit acier microallié bainitique présente une augmentation de dureté de 4 HRC ou plus en comparaison de sa dureté telle que mesurée avant le traitement de durcissement par vieillissement. 4. Acier microallié bainitique de type à durcissement par vieillissement selon l'une quelconque des revendications 1 à 3, dans lequel, lorsque dix régions carrées dans chacune desquelles chaque côté a une dimension de 100 pm sont examinées en tant que champs de vision, le nombre de grains de cémentite ayant une grande taille de 5 pm ou plus en termes de longueur de l'axe mineur est de 5 ou moins en moyenne et le taux surfacique total des grains de cémentite de toutes les tailles est de 10 % ou moins en moyenne.