FR 2305500 A1 19761022 FR 7509039 A 19750324 La présente invention concerne un procédé perfectionné de fabrication d'un acier laminé à froid à haute résistance possédant les meilleures propriétés mécaniques requises pour assurer la sécurité dans une automobile, et qui est, plus particulièrement, facilement emboutissable à la forme requise et dont on augmente: la résistance à la traction par le traitement de cuisson de 2:' enduit après 1.1 eaboutissage' ci-dessus. -Ces dernières annees, la demande en tôles d'acier laminées à froid à haute résistance a augmenté suite aux mesures prises pour augmenter la sécurité des automobiles et des véhicules similaires. Toutefois, les recherches sur ce type de tôles d' acier et la fabrication de celles-ci n'ont pas été suffisantes pour satisfaire à une telle -demande. La situation actuelle- est telle que l'on ne connait pas de moyens efficaces et appropriés. En exataiant la situation qui prédomine à l'heure actuelle dans l'industrie , on constate que la pratique usuelle, pour fabriquer les tôles en acier laminées à froid à haute résistance mentionnées ci-dessus, consiste à ajouter des éléments chers tels que M, Ti, Nb ou V et à recuire ensuite l'acier par un procédé du type par charges successives.Cependant, il est bien connu qu'un tel procédé s'accompagne des inconvénients suivants 1 : l'addition d'éléments chers sous ui quantité élevée entraine l'accroissement dès coûts 2 : l'opération de laminage à froid devient difficile à cause de la dureté de l'acier 3 : une non-uniformité dans la résistance nécanique est inévitable. De nombreuses améliorations différentes ont été proposées et mises en pratique pour remplacer l'addition de ces éléments spéciaux. -tes exemples représentatifs de ces procédés sont décrits dans le brevet japonais publié N 40-3020 connu sous le nom de procédé "BISRA" (en Grande-Bretagne) et dans les'brevets ja-ponais publiés N0 46-9541- et N0 46-9542 connus- sous le nom de procédé d'acier "INLAND" (aux Etats-Unis).Dans le procédé du type "BISRA", on chauffe les bendes d'acier laminées à froid jusqu'8 -une .température comprise entre 740 à 850 C, puis on les trempe jusqu'à une température comprise entre 150 et 250 C, on bobine ensuite immédiatement la bande trempée ét utilise 1' auto-recuit résultant d'une telle température de bobinage. Cependant la teneur en carbone doit être fortement accrue afin d'obtenir,dans un tel procédé, la résistance mécanique requise, et un tel accroissement de la quantité de carbone entraine naturellement une réduction de la ductilité. Le procédé n'est pas un procédé complètement continu,puisque il requiert l'auto-recuit propre de la bobine comme un processus indispensable, ce qui abaisse la productivité. Dans le procédé du type "acier- Inland" mentionné ci-dessus, on chauffe une bande d'acier laminée à froid jusqu'à une température supérieure au point- A 3 et on la trempe dans l'eau pour augmenter sa résistance.Toutefois, les tôles d'acier obtenues par ce procédé présentent le point faible que la résistance à la traction est abaissée d'environ 15kg/mm2 r au cours du stade de cuisson de l'enduit après emboutissage, tandis que sa ductilité est inférieure à sa résistance à la traction. En d'autres termes, l'acier est dur lorsqu'il doit être soumis à l'emboutisage et devient doux quand il est mis sous forme du produit fini. Une telle tôle d'acier est très difficile à traiter et demande des améliorations importantes pour augmenter la sécurité des véhicules automobiles, etc. Jusqu'à maintenant, aucune proposition nta été faite pour fabriquer une tôle d'acier peu chère qui ne présente pas une réduction de la résistance à la traction après la cuisson de l'enduit, sans addition d'éléments spéciaux. La présente invention a été mise au point pour remédier à la situation mentionnée ci-dessus. Elle est caractérisée en ce que, premièrement, la teneur en Si dans la composition usuelle est augmentée jusqu'à 0,5 à 2,00% et, deuxièmement, la bande ci-dessus, fabriquée par le procédé usuel, est soumise au procédé suivant de recuit entièrement continu. A savoir, le procédé de recuit entièrement continu ci-dessus doit être sélectionné parmi les procédés suivants en fonction de l'utilisation envisagée et du niveau de résistance à la traction requis. (i) : Chauffage rapide jusqu'à 65O0C à 900 C d raison de 2000C/min. ou plus rapide --) maintien pendant 10 à 120 secondes à la température ci-dessus - # refroidissement usuel -) bobinage. (2) : Chauffage rapide comme mentionné ci-dessus maintien comme mentionné ci-dessus > trempe dans un jet d'eau # réchauffage jusqu'à une température comprise entre 300 et 500 C pendant 10 à 300 secondes # refroidisse ment usuel ---3 bobinage. (3) : Chauffage rapide jusqu'à une température comprise entre 700 et 900 C à raison de 20000/min. ou plus rapide maintien comme mentionné ci-dessus b trempe comme mentionné ci-dessus - # réchauffage jusqu'à 180 à 30000 pen dant 4 à 300 secondes > refroidissement usuel w bobi nage. Un des buts de la présente invention est de réaliser un acier laminé à froid à résistance à la traction élevée pour accroitre la sécurité des véhicules par un procédé de recuit en continu. Un autre but de la présente invention est de fournir un acier laminé à froid à haute résistance à la traction présentant une augmentation de la résistance à la traction initiale de I' acier ou au moins le maintien au même niveau, au cours du stade suivant de cuisson de ltenduit après l'emboutissage requis. Un but supplémentaire de la présente invention est de fournir un acier laminé à froid à haute résistance à la traction présentant une bonne aptitude à être travaillé en dépit de 1' accroissement de la résistance sans adjonction d'éléments spéciaux. D'autres buts et avantages de la présente invention apparaitront à la lecture de la description faite ci-après avec référence au dessin ci-annexé dans lequel la figure unique représente trois exemples des cycles de chauffage basés sur le procédé de la présente invention. La composition d'un acier efficace pour atteindre le but de la présente invention est contrôlée comme suit lors du stade d'élaboration de l'acier C : 0,04 à 0,12% Si : 0,5 à 2,0% Mn : 0,10 àà1,6%. La composition mentionnée ci-dessus et les autres éléments sont limités de cette manière pour les raisons indiquées ci-après. C : la limite inférieure de 0,0t est fixée comma limite critique pour l'opération de soufflage, à l'échelle industrielle, du convertisseur tandis que la limite supérieure est fixée à 0,121o afin de ne pas endommager l'aptitude de l'acier à être travaillé et soudé par point. Si : cet élément est une des conditions les plus importantes pour la présente invention. Quand Si est inférieur à 0,5*, aucun des effets de la présente invention n'est apparent, tandis que lorsqu'il est supérieur à 2,00 , Si abaisse radicalement la ductilité, rendant presque impossible l'opération de laminage à froid.Les effets de Si doivent être tels que l'aptitude à être travaillé ne soit pas endommagée et que la valeur de la résistance à la traction (R.T.) soit améliorée de meme que la dispersion dans la résistance à la traction soit rendue minimale, en vue de l'équilibre entre la résistance à la traction et l'allongement, valeur (R.T. + AIl.). Quand une bande est soumise à un procédé de recuit entièrement continu, les effets de Si autres que la trempe par dissolution résultant de ltaddition, deviennent apparents d'une manière beaucoup plus notable que dans les autres procédés.Lorsque l'on a recherché la cause d'un tel phénomène, on a trouvé qu'unie structure plus faible particulièrement une structure de dislocation, à ltétat laminé à froid, présente une forme idiomorphe par l'addition de Si, mentionnée ci-dessus, ce qui provoque la formation de nombreux petits grains lors du chauffage rapide auquel on fera référence ultérieurement. De plus, ladite croissance des grains est freinée à cause de la courte durée de maintien à laquelle on fera également référence ultérieurement. Un tel effet d'affinage du grain augmente la résistance à la traction et améliore l'allongement.En même temps la dispersion très étroite dans la résistance signifie que l'apparition d'une structure trempée durcie est limitée à une valeur très basse par l'addition de Si meme lorsque la température de chauffage est plus élevée. Ainsi Si joue un rôle non parallèle dans le procédé de recuit en continu et peut être considéré comme un élément très efficace et très utile pour atteindre les buts de la présente invention. En parlant concrètement, uneteneur en Si de 0,7 à 1,5% est recommandée comme étant la valeur la meilleure. En : la limite inférieure de 0,10% est fixée en raison de la fragilité à chaud tandis que la limite supérieure a été fixée à 1,6 en considérant la limitation pour les opérations d'élaboration de l'acier au four Siemens-Martin ou au convertisseur. te pourcentage préférentiel est compris entre 0,10 et 1,00 de manière à avoir une teneur en ! ln aussi faible que possible. Quand la teneur en Mri est inférieure à 1,000 il apparait deux structures de phase comprenant ladite structure trempée durcie et une structure ferritique douce, ce qui entraine un abaissement de la ductilité et l'accroissement de l'influence de la température de chauffage sur la résistance à la traction et se traduit par un accroissement dans la possibilité d'obtenir une dispersion plus grande dans la qualité du matériau, particulièrement dans la résistance à la traction. Al : Celui-ci est ajouté principalement pour régler le degré de désoxydation et il peut être compris entre 0,002 et 0,2%. S,P et O : Ils doivent être très bas afin d'obtenir une meilleure aptitude de l'acier à être travaillé. La bande d'acier ayant la composition ci-dessus ne requiert aucun procédé spécial de fabrication. Tout procédé usuel convient. En d'autres termes, on peut avoir Elaboration de l'acier au Bour Siemens-Martin ou au convertisseur ligotage - # mise en brame # laminage à c coulée en continu y nettoyage à l'acide # laminage à froid. Pour la laminage à chaud, on préfère une température de finition et de bobinage basse. En effet, le bobinage à basse température est plus avantageux que celui effectué à une température élevée pour obtenir la résistance requise. La bande est alors soumise à l'un quelconque des trois types suivants de recuit en continu, ce qui est une autre condition importante de la présente invention. Cycle I : La bande laminée à froid doit être soumise à un réchauffage rapide à une vitesse minimale de 200 C/min., au cours de premier stade du procédé de recuit entièrement en continu. Cela est effectué pour obtenir une structure de recristallisation fine par effet synergétique de la structure idiomorphe cidessus provoquée par l'addition de 0,50 à 2,00% de Si et du chauffage rapide mentionné ci-dessus. La température de chauffage et la durée de maintien sont réglés à l'intérieur de la gamme de 650 à 900OC pendant 10 à 120 secondes. La valeur 6500C pendant 10 secondes est la limite inférieure pour obtenir une structure de recristallisation réellement parfaite. 9000C pendant 120 secondes est la limite supérieure pour empêcher l'abaissement de la résistance et de la ductilité résultant du grossissement du grain.Quand la bande est maintenue pendant plus de 120 secondes, cela abaisse la vitesse de la chaîne de fabrication et en conséquence la productivité ce qui entraine un désavantage industriel. te refroidissement ultérieur au stade suivant peut être effectué de la manière usuelle . Un refroidissement à l'air normal ou un refroidissement à l'air forcé demande un équipement peu coûteux et est d'un fonctionnement facile. Comme procédé modifié, on refroidit la bande à environ 4000C par un refroidissement forcé, ai1anintîent à cette température pendant environ 300 secondes et ensuite on la refroidit jusqu'à la température ambiante pour le bobinage.L'acier ainsi obtenu présente un accroissement de sa résistance à la traction d'environ 8 kg/mm2 par rapport à celle d'un acier ayant la même composition et soumis à un recuit usuel du type par lots, et il a une aptitude à Astre travaillé semblable à celle d'un acier recuit par un procédé du type par lots ayant le mme niveau de résistance. Ceci demontre la possibilité de fabriquer un acier laminé à froid ayant une résistance à la traction élevée sans addition d'aucun élément spécial cher et sans aucune difficulté dans le laminage à froid. Cela est dû à l'addition de Si et est caractéristique du procédé de recuit entièrement continu basé sur le procédé de la présente invention comme mentionné ci-dessus. Cycle II : te mécanisme d'accroissement de la résistance dans le cycle Il recherche une trempe par précipitation fine du carbone en solution dans l'acier à coté de la trempe mentionnée ci-dessus par affinage du grain. En conséquence, les conditions de chauffage et de maintien sont les mêmes que celles du cycle I avec un soin particulier donné à l'observation rigoureuse de la limite inférieure en ce qui concerne la température et la durée. La limite supérieure fixée à 9000C pendant 120 secondes est noces- saire pour les raisons suivantes, en plus de la limitation de la croissance du grain recristallisé. A savoir, si la limite excède celle donnée ci-dessus, la différence dans la dureté éntre la ferrite qui est développée et la seconde structure de trempe qui forme la seconde phase devient plus grande et détériore l'aptitude à être travaillée. La bande est alors refroidie rapidement de la température de chauffage ci-dessus jusqu'à la tenpératuze ambiante dans un jet d'eau. Un tel jet d'eau de refroidissement est utilisé pour éliminer le film de vapeur engendré à la surface de la bande qui circule pour obtenir, en conséquence, une vitesse de refroidissement très rapide.Le carbone en solution se trouve de ce fait enfermé en l'état. te procédé généralement utilisé consiste à projeter une grande quantité d'eau de refroidissement sur la bande qui circule dans l'air ou dans 1' eau. Comme mentionné ci-dessus, la bande qui circule est refroidie rapidement jusqu'à la température ambiante, ce procédé jouant un rôle très important lors du stade suivant de precipitation du carbone. La bande qui a été refroidie rapidement jusqu'à la température ambiante est réchauffée jusqu'a une température comprise entre 300 et 5000 C. Lors de ce stade de réchauffement, des noyaux de précipitation sont formés, noyaux au droit desquels la plus grande partie du carbone en solution forme des carbures fins.Ces carbures fins provoquent l'accroissement de la résistance à la traction et jouent un rôle important pour limiter à un minimum l'abaissement de la résistance résultant de la précipitation totale du carbone en solution. Une telle température de réchauffement est maintenue pendant une durée de 10 à 300 secondes. La limite inférieure de 3000C pendant 10 secondes est la vitesse minimale possible pour précipiter le carbone en solution à laquelle on a fait référence ci-dessus. ta limite supérieure est fixée à 5000C pendant 300 secondes pour empêcher le grossissement des carbures fins et pour assurer la contribution de tels carbures à la résistance. Si la durée de maintien excède 300 secondes, la vitesse de la bande devra être abaissée et la productivité sera faible.Un tel traitement de précipitation (un traitement de vieillissement à basse température), c'est- & dire le traitement de précipitation du carbone en solution sous forme de carbures fins à l'avance, par la trempe mentionnée ci-dessus, est très efficace pour empecher l'abaissement de la résistance accompagnant la précipitation d'une grande quantité de carbone en solution au cours du procédé de cuisson de l'enduit après mise en forme à la presse et il constitue également un facteur favorable dans le cycle II simultanément au traitement de chauffage rapide mentionné ci-dessus. La bande ainsi traitée est finalement refroidie jusqu'à la température ambiante et bobinée, mais il n'y a aucune restriction en ce qui concerne le refroidissement et un refroidissement à l'air normal ou à l'air forcé est industriellement avantageux. La qualité de l'acier obtenu dans le procédé mentionné ci-dessus présente de plus une amélioration par rapport à celui du cycle I et il révèle un accroissement de la résistance à la traction de 3 à 15 kg/mm2 par rapport à celle du cycle I. L'acier présente aussi une propriété de mise en forme meilleure par rapport aux matériaux recuits par un procédé du type par lots ayant le mme niveau de résistance. I1 n'est pas besoin de dire que cela est du à 11 effet synergétique de l'affinage du grain par addition de Si, ce qui est assuré par le procédé de recuit en continu, et de la trempe par précipitation des carbures fins. Cycle III : te cycle III diffère du cycle II ci-dessus en ce qu'une partie du carbone en solution est laissée en l'état dans le traitement de vieillissement à basse t-empérature. Dans ce but, le réchauffage après trempe doit être effectué dans la gamme comprise entre 180 et 3000C pendant 4 à 300 secondes.Si le réchauffement est inférieur à 1800C pendant 4 secondes, la précipitation du carbone en solution devient impossible au cours d'un tel traitement thermique dans le procédé de recuit en continu, tandis que si-il excède 3000C pendant 300 secondes, la précipitation du carbone soluble est complèe. La raison pour laquelle le procédé de réchauffage, c'est-à-dire le procédé de vieillissement à basse température, est ainsi limité dans le cycle III, vient de ce qu'on appelle les effets V.A. (les effets de vieillissement accéléré) qui ne sont pas produits préalablement au stade de la cuisson de l'enduit après formage à la presse.En d t autres termes, le carbone en solution qui reste partiellement après le traitement de précipitation comme mentionné ci-dessus, se trouve précipité sous forme de carbures fins lors de la cuisson de l'enduit après le formage à la presse et ces carbures provoquent l'amélioration de l'accroissement de la résistance (effets V.A.). Cet acier est comparativement doux au moment du formage à la presse et présente une résistance à la traction plus élevée sous forme de produit recuit que celle de l'acier mère et, en conséquence, il est préférable pour la sécurité des automobiles, etc. Afin d'améliorer encore plus l'effet du traitement de précipitation du carbone basé sur le vieillissement à basse température, S devient nécessaire d'accroitre encore plus la quantité de carbone en solution lors de la trempe par rapport à celle du cycle Il. En conséquence, la température de chauffage après le laminage à froid devra être fixée à au moins 7000 C. De ce fait, le carbone en solution au moment du réchauffage après la trempe augmente, ce qui permet en conséquence, d'obtenir facilement des propriétés de vieillissement accéléré suffisantes. tes conditions autres que la température de chauffage après le laminage à froid et au cours du traitement de précipitation du carbone peuvent être identiques à celles du cycle II. La bobine ainsi obtenue subit un laminage d'écrowssage superficiel de 0,5 à 2,0% et est envoyée aux utilisateurs. Quand 1' utilisateur est un fabricant d'automobiles, une carrosserie d' automobile est obtenue par un procédé de formage à la presse assemblage -y peinture - cuisson. te procédé de cuisson est habituellement effectué entre 1000C et 1800C pendant 10 minutes à 60 minutes, ce par quoi les effets de vieillissement accéléré de l'acier sont pleinement mis en oeuvre.Il est possible d'accroitre la limite élastique de plus de 10kg/mm2, et d' accroitre sa résistance à la traction de plus de 5 à 30kg/mm2 par rapport au cycle I tandis que l'aptitude à la mise en forme est meilleure que celle de l'acier recuit du type par lots présentant le même niveau de résistance à la traction. te dessin représente les courbes des trois cycles de chauffage de recuit du type en continu ci-dessus. Ces cycles devront être sélectionnés concrètement en fonction de l'utilisation à laquelle est destiné l'acier et du niveau de résistance requis. MAeme si un cycle quelconque est choisi, il est possible de fabriquer un acier laminé à froid de résistance élevée avec une productivité élevée, un coût faible et facilement ; l'acier ainsi obtenu présentant une aptitude au formage et une résistance excellentes par comparaison à celles assurées par le procédé conventionnel de recuit du type par lots. Des exemples montrant les effets du procédé de la présente invention sont donnés dans le Tableau 1. tes conditions d' élaboration non indiquées dans le Tableau 1 sont Température de finition du laminage à chaud : 830 à 8800 C. Température de bobinage du laminage à chaud : 550 à 6200 C. Epaisseur finale de la bande laminée à chaud : 2,8 mm. Epaisseur finale de la bande laminée à froid : 0,8 mm. Taux de laminage d'écrouissage : 0,8 à 1,5%. Conditions de cuisson : 180 C pendant 30 minutes. te tableau 2 indique les niveaux standard des matériaux recuits par le procédé du type par lots usuel en ce qui concerne les propriétés mécaniques. TABLEAU I ( aciers de la présente invention) Compositions (%) Conditions de traitement thermique Acier But O Si Mn Al Cycle Vitesse de chauffage Température. Maintien 1 Influence 0,08 1,02 0,35 0,027 Recuit par lots 100 C/ h 800 C x 3 h 2 du cycle " " " " Cycle I 800 C/ min. 800 C x 60 sec. 3 thermique " " " " Cycle II " " 4 " " " " Cycle III " " 5 Influence 0,07 0,09 0,48 0,033 Recuit par lots 40 C/ h 700 C x 3 h 6 de la " " " " Cycle II 800 C/ min. 720 C x 60 sec. 7 teneur en 0,06 0,75 0,31 0,012 " " " 8 Si 0,08 1,39 0,27 0,004 " " " 9 0,08 2,51 0,47 0,072 - - Influence 10 de la 0,08 1,02 0,35 0,027 Cycle II 800 C/ min. 800 C x 60 sec. 11 teneur en 0,15 0,92 0,42 0,046 " " " C 12 Influence 0,08 1,02 0,35 0,027 Cycle III 600 C/ min. 800 C x 40 sec. 13 de la 0,06 0,96 0,99 0,012 " " " 14 teneur en 0,07 1,11 1,58 0,051 " " " Mn 15 Influence 16 de la 0,08 1,02 0,35 0,027 Cycle I 10 C/ min. 720 C x 120 sec. 17 vitesse de " " " " " 600 C/ min. " chauffage " " " " " 4200 C/ min. " TABLEAU I Conditions de Laminage d'écroissage Effets du traitement thermique superficiel 1 % Après cuisson vieillissement accéléré Traitement Limite Résistance Allonge- Résistance Limite Résistance #Limite Trempe de vieillis- élastique à la traction ment % à la traction élastique à la traction élastique sement kg/mm kg/mm + allong. kg/mm kg/mm kg/mm - - 27,5 38,3 38,6 76,9 27,7 38,1 - - 38,6 50,2 33,8 84,0 38,8 50,5 + 0,02 Dans un jet d'eau 400 C x 60 sec 42,2 58,1 26,7 84,8 44,5 58,2 + 4,3 " 250 C x 60 sec 47,2 62,3 24,5 86,8 58,6 62,5 + 10,4 - - 19,2 33,1 46,0 79,1 19,0 33,0 Dans un jet d'eau 350 C x 60 sec 30,1 42,2 35,0 77,2 31,1 42,3 + 0,02 " " 40,2 55,7 29,2 84,9 45,2 55,9 + 4,3 " " 49,2 60,3 25,2 85,5 54,2 60,7 + 10,4 - - - - - - - Dans un jet d'eau 400 C x 60 sec 42,2 58,1 26,7 84,8 44,5 58,2 " " 55,1 69,3 12,5 81,8 58,1 69,2 " 250 C x 120 sec 47,2 61,3 25,9 87,2 57,7 63,2 + 10,5 " " 55,0 74,6 22,1 97,7 67,0 75,9 + 12,0 " " 56,3 77,3 16,3 93,6 68,9 77,5 + 12,6 - - 28,6 41,2 40,0 81,2 29,9 41,2 - - 37,2 49,8 34,1 83,9 39,2 49,6 - - 40,0 51,0 34,0 85,0 39,8 51,3 ( aciere de la présente invention) TABLEAU I Acier But Compositions (%) Cycle Conditions du traitement thermique O Si Mn Al Vitesse de chauffage Température Maintien 18 Influence 0,08 1,02 0,35 0,027 Cycle II 600 C/ min. 600 C x 90 sec. 19 de la " " " " " " 700 C x 90 sec. 20 température " " " " " " 800 C x 90 sec. 21 de chauffa- " " " " " " 920 C x 90 sec. ge 22 Influence du " " " " Cycle III 4200 C/min. 800 C x 60 sec. 23 refroidisse- " " " " " " " ment rapide 24 Influence des " " " " - " " 25 traitements " " " " Cycle II " " 26 de vieillisse- " " " " " " " 27 ment " " " " " " " 28 Matériau sans 0,15 traces 0,52 0,013 " " " 29 addition de 0,06 " 1,21 0,036 " " 700 C x 60 sec. 30 Si " " " " " " 800 C x 60 sec. 31 " " " " " " 900 C x 60 sec. TABLEAU I Conditions de Laminage d'écroissage Effets du traitement thermique de 1 % Après cuisson vieillisse ment accéléré Trempe Traitement de Limite Résis- Allonge- Résis- Limite Résistance #Limite Vieillissement élastique tance à ment % tance à élastique à la traction élastique kg/mm la traction la traction kg/mm kg/mm kg/mm kg/mm + allong. Dans un jet d'eau 450 C x 30 sec - - - - - - " " 40,4 55,2 29,2 84,4 45,6 55,5 " " 43,2 58,3 27,6 85,9 46,3 58,2 " " 52,1 65,2 13,6 78,8 53,0 65,5 Dans une eau 250 C x 60 sec 42,1 55,0 25,0 80,0 47,0 54,7 + 4,9 au repos Dans un jet 256 C x 60 sec 46,3 60,3 26,5 86,8 57,2 61,7 + 10,9 d'eau " - 60,1 75,1 18,5 93,6 50,3 60,1 - 9,8 " 350 C x 60 sec 42,5 57,3 28,5 85,8 45,9 58,5 " 600 C x 90 sec 40,0 50,7 32,1 82,8 41,1 50,5 " 350 C x 10 min 39,5 50,2 33,5 83,7 40,0 50,7 " 350 C x 90 sec 53,1 65,3 15,2 80,5 54,2 65,4 " " 37,2 48,3 30,2 78,5 39,2 49,1 " " 50,5 65,1 18,6 83,7 51,2 65,0 " " 55,3 75,7 15,3 91,0 56,5 75,2 Tableau 2 Résis- Niveau Composition Résis- Allong.Résistance tance à Standard du système tance à à la traction la traction la traction % + allongeme kg/mm kg/mm + % Classe 45kg/mm C-Si-Mn-Nb 47,2 32,9 80,1 " 50 " C-Si-Mn-Nb 53,3 27,8 81,1 55 " C-Si-Mn-Nb-Ti 57,8 24,9 82,7 n 60 " C-Si-Mn-Nb-Ti 62,5 21,-7 84,2 70 " C-Si-Mn-Nb-Ti 71,2 16,9 88,1 Condition de recuit 72000 x 3 h Epaisseur 0,8 mm Si on se réfère aux propriétés mécaniques de l'acier en général, son allongement tend à dininuer lorsque sa résistance à la traction augmente. En conséquence, l'aptitude de l'acier à etre travaillé doit être évalue en considérant une variation de sa résistance à la traction en même temps que la valeur de l'allongement puiqu'une évaluation par le seul allongement est insuffisante.Dans le Tableau I mentionné ci-dessus, la valeur de la résistance à la traction + l'allongement (RT. + A#) est utilisée comme unité de mesure pour représenter l'aptitude à être travaillé. C'est-à-dire, plus la valeur de (R.T + A#) est élevée, plus l'aptitude à être travaillé est grande, pour une mme résistance.Le tableau II indique le niveau standard dans l'aptitude à être travaillé pour l'acier fabriqué par le procédé usuel de recuit du type par lots, ce qui est spécialement exprimé par la valeur unitaire ci-dessus ce (R.T 1 A#). Le tableau 2 montre que les aciers ayant une valeur R.T de 50 kg/mm à 55 kg/mm présentent une valeur de (R.T. + A#) d'environ 82; ceux de la classe 60 kg/mm une valeur de 84, et ceux de la classe 70 kg/mm une valeur de 88. En comparant les aciers sur la base de la valeur ci-dessus, c'est-à-dire de la valeur (R.T 1 All), il est possible de nontrer clairement l'excellente aptitude de l'acier de la présente invention à entre travaillé. Les aciers 1 à 4 du Tableau 1 ont été examinés en ce qui concerne l'effet fondamental des cycles thermiques. On constate que la résistance à la traction de l'acier ayant une composition telle que celle de l'acier de la présente invention qui a été soumis à un procédé de recuit du type par lots usuel (acier 1) est seulement d'environ 40 kg/mm tandie que la résistance de l'acier ci-dessus soumis au cycle 1 de la présente invention (acier 2) est accru de plus de 10 kg/mm, et ledit acier de classe 40 kg/mm a été relevé jusqu'à un acier laminé à froid de résistance à la traction élevée de la série 50 kg/mm. Simultanément, l'aptitude dudit acier 2 à être travaillé ( ctest-à-dire la valeur de (R.T + All) ) était très bonne en ce qui concerne sa résistance, c'est-à-dire de 84,0. Cette valeur excède celle d'un acier de la série 50 kg/mm2 figurant dans le Tableau II, ce qui démontre dune manière évidente 1' effet d'affinage du grain obtenu par le procédé de recuit entièrement continu effectué sur l'acier additionné de Si.Le fait que la variation A de la limite élastique de l'acier après cuisson soit de + 0,2 kg/mm2 sans réduction de sa limite élastique, montre que l'effet d'affinage du grain est encore conservé dans le produit fini et que le procédé du cycle I sur l'acier additionné de Si est très utile ensemble avec la productivité accrue inhérente au procédé de recuit entièrement continu. Quand le cycle II collforme à la présente invention, est appliqué à 1' acier ci-dessus (acier 3) au lieu du cycle I, il est possible d' améliorer encore plus les propriétés de l'acier ci-dessus comme cela ressort de ce qui précède.Ceci signifie que de ce fait, 2 la résistance à la traction augmente d'environ 8 kg/mm , et, en conséquence, l'acier est amélioré jusqu'à la qualité d'un acier 2 laminé à froid de la classe 60 kg/mm2 figurant au Tableau Il, et son aptitude à être travaillé (R.T + All) présentait la meme valeur 84,8 que celui du cycle I en ce qui concerne l'accroissement de la résistance ci-dessus. Le fait que la variation ss de la limite élastique après cuisson est de + 4,3 kg/mm, doit être noté comme un bon effet de vieillissement accéléré. Il ast inutile de dire que cela est basé sur l'effet synergétique de l'affinage du grain par addition de Si et de la précipitation de carbures fins.Lorsque l'acier mentionné ci-dessus auquel avaient été appliqués les cycles I et II comme mentionné respectivement ci-dessus, a été soumis au cycle III de la présente invention, ses propriétés mécaniques sont meilleures que celles obtenues par le cycle II. Ces résultats sont donnés dans le Tableau I, en ce qui concerne l'acier 4. C'est-à-dire que la valeur de (R.T + All) est élevée jusqu'à 86,8 en dépit de la valeur de la résistance à la traction de plus de 62 kg/mm et plus particulièrement de l'accroisse ment # de la limite élastique relevée de plus de 10 kg/mm2, ce qui représente un excellent effet de vieillissement accéléré, l'acier étant équivalent à l'acier du système C-Si-Mn-Nb-Ti de 60 kg/mm2 représenté dansle Tableau II. Et, de plus, aucun élément spécial tel que Nb ou Ti rentrant dans l'acier de référence n'est inclus dans ledit acier 4, ce qui entraine un abaissement du coût simultanément à la productivité élevée du procédé de recuit entièrement en continu.On comprendra que l'action de précipitation du carbone en solution, qui est amenée à subsister partiellement dans l'acier au stade du recuit entièrement en continu, sous forme de carbures fins, lors du stade de la cuisson, est très bonne. Ainsi, l'un quelconque des cycles I, II et III conformes à la présente invention est tout à fait efficace pour accroitre la sécurité des automobiles, et la sélection parai ces cycles dépend naturellement des facilités de mise en oeuvre du procédé de recuit entièrement en continu à utiliser aussi bien que du niveau de résistance requis pour l'utilisation prévue de l'acier obtenu. tes influences exercées par les autres conditions que celles des cycles thermiques ci-dessus pourront etre clarifiés en fonction des exemples; acier 5 et suivants. Les aciers 5 à 9 ont été soumis à des études portant sur leur teneur en Si. tes deux aciers 5 et 6 contenaient du Si dans une quantité inférieure à celle requise par la présente invention. M2ene si le cycle de chauffage II ci-dessus était appliqué à un tel acier à faible teneur en Si (acier 6), on ne constatait pas, par le procédé de recuit entièrement en continu, suffisamment l'effet obtenu sur l'acier additionné de Si ni l'amélioration de son aptitude à être travaillé. Cependant,tes aciers 7 et 8 auxquels était ajouté suffisamment de Si, présentaient une amélioration de larésistance etde l'aptitude à être travaillé véritablement remarquable. Quand on augmente Si jusqu'à 2,51d" comme dans le cas de l'acier 9, des fissures de bordure se produisaient pendant le laminage à froid, ce qui rendait la fabrication ultérieure de l'échantillon impossible. En conséquence, la teneur en Si doit être limitée pour être inférieure à 2,00 au plus et d'une manière préférentielle comprise à l'intérieur de la gamme 0,7 à 1,5 % comme dans le cas des aciers 7 et 8. Les aciers 10 et 11 ont été examinés en ce qui concerne L'influence de Mn. Lorsque la teneur en Mn a augmenté, on a trouvé que la résistance était grandement améliorée. Cependant, si la teneur en Mn est supérieure à 1,38 comme dans l'acier 14, la valeur de (R.T + All) tend à décroitre en dépit de la très bonne résistance et de la valeur de ss de la limite élastique représentant l'effet du vieillissement accéléré. Cela provient de l'aspect de la structure de trempe (c'est-à-dire de la martensite) lorsque le pourcentage de Mn devient inutilement plus élevé.En conséquence, une teneur aussi élevée en Mn doit être évitée et l'acier 13 qui contient environ 1% de Si + 1% de Mn présente les propriétés les mieux équilibrées de façon stable et peut être considérée comme l'un des aciers préférentiels. L'acier 13 présente une résistance d'environ 20 kg/mm et une valeur excellente de (R.T + AIl), à savoir 96,7; surpassant de loin celle des aciers faiblement alliés figurant dans le Tableau II. Il est recommandé que En soit sélectionné convenablement à une valeur inférieure à 1,00 % en fonction du niveau de résistance requis. tes aciers 15 à 17 ont été étudiés en ce qui concerne 1' influence de la vitesse de chauffage sur l'acier laminé à froid, ce qui est un facteur caractérisant de la présente invention. Quand la vitesse de chauffage est lente comme dans le cas de l'acier 17, l'effet d'affinage du grain provoqué par l'addition de Si, qui n'est pas apparent dans un procédé de recuit du type par lots, ne peut avoir lieu et la résistance obtenue est seulement d'environ 40 kg/mm2. Cependant, lorsque la vitesse de chauffage augmente, la résistance s'accroit comme dans le cas des aciers 16 et 17 pour lesquels la résistance est de la classe 50kg/mm et la valeur (R.T + All) excède 83. Ces valeurs surpassent les valeurs des aciers faiblement alliés dans le tableau II et démontrent vraiment l'utilité de la présente invention utilisant seulement le cycle I ci-dessus. tes aciers 18 à 21 ont été examinés en ce qui concerne l'influence de la température de chauffage sur un acier laminé à froid. Lorsque ladite température est aussi basse que 6000C comme dans le cas de placier 18, l'acier obtenu ne présentait pas d'allongement et aucun essai de traction n'a été possible. Au contraire, l'acier 21 présentait une très mauvaise aptitude à être travaillé et sa résistance n'a pas été améliorée avec une température très élevée de 9200 C. Cela pourrait être évité puisque la structure de trempe est développée par le refroidissement rapide dans le cycle Il. Par contre, les aciers 19 et 20 montrent que leurs résistances et leurs aptitudes à être travaillé sont bien équilibres et que ler limite élastique après cuisson est considérablement augmentée comme représenté dans le Tableau I. tes aciers 22 et 23 ont été examinés en ce qui concerne l'influence de la méthode de trempe utilisée. La trempe dans 1' eau au repos comme pour l'acier 22 ne fait pas apparaitre nettement les caractéristiques du cycle III, en particulier, en ce qui concerne l'effet de vieillissement accéléré. C'est-àdire que la valeur # de la variation de la limite élastique est d'environ + 4,9 kg/mm ce qui est peu différent de la valeur pour ledit acier 19 soumis au cycle II qui ne recherche pas spécialement l'effet de vieillissement accéléré.Tandis que la valeur a de la variation de la limite élastique de l'acier 23 qui a été refroidi dans un jet d'eau est aussi élevée que + 10,9 kg/mm2, et sa valeur (R.T + All) est une valeur très élevée atteignant 86,8 pour une résistance accrue de 60,3 kg/mm2. Ainsi, le refroidissement dans l'eau au repos est indéniablement insuffisant pour former le carbone en solution dans l'acier. tes aciers 24 à 27 ont été examinés en ce qui concerne 1' influence des conditions du traitement de vieillissement. L'acier 24 est un exemple dans lequel on n'a effectué aucun traitement de précipitation du carbone par un vieillissement à basse température. Cet acier est très dur et présente une valeur de la résistance à la traction de 75 kg/mm et des valeurs radicalement abaissées de la limite élastique et de la résistance à la traction après cuisson, à savoir -9,8 kg/mm2 et -15kg/mm2, respectivement. Ces aciers sont naturellement les plus inaptes aux utilisations usuelles quelconques sans parler des automobiles, etc. s exigent un accroissement de la sécurité. D'autre part, l'acier 26 avec une température de traitement élevée de 6000C et l'acier 27 avec une durée de maintien long supérieure à 10 minutes présentent une réduction de la résistance et de l'aptitude à être travaillés. Ceci résulte des influences indésirables provoquées par la croissance du grain de carbure fin précipité lors du traitement thermique ci-dessus. Si les aciers se trouvent dans les valeurs limites de température et durée du traitement comme dans le cas de l'acier 25, à la fois les valeurs de la variation 4 de la limite élastique et de la résistance à la tractionneseront Zs abaissées et il est aisément possible de maintenir stables la résistance et l'aptitude à être travaillé. Les aciers 28 à 31 sont des exemples concernant l'accroissement de la résistance par l'intermédiaire d'un autre élément sans aucune addition excessive de Si. Pour l'acier 28 seule est accrue la teneur en carbone et cet acier présente une valeur (R.T + All) faible de 80,T, pour une valeur de la résistance à la traction de 65,3 kg/mm2. Il est évident que cela est de beaucoup inférieur aux caractéristiques de l'acier de même résistance dans le Tableau il. Pour les aciers 29 à 31, on accroit seulement la teneur en Mn, ces aciers ont été chauffés jusqu 7000C (acier 29), 8000C (acier 30) et 9000C (acier 31) respectivement. Dans chaque cas, l'aptitude à être travaillé est inférieure pour la meme résistance. Ce qui doit être noté ici est l'influence remarquable de la température de chauffage sur la résistance. Cela signifie que la variation de la résistance à la traction correspondant à celle de la température de chauffage est très importante lorsque l'on considère la variation de la température de chauffage du procédé de recuit en continu. Quand Si est ajouté dans le domaine de la présente invention avec des conditions de traitement comprises dans la gamme limitée , une variation telle que celle ci-dessus mentionnée n'apparais pas et on obtient facilement une qualité uniforme du matériau. R E V E N D I C A T I O N S 1. Un procédé perfectionné de fabrication d'un acier laminé à froid à haute résistance à la traction présentant des propriétés mécaniques optimales pour accroitre la sécurité des automobi- les et similaires caractérisé en ce que la composition chimique est réglée sensiblement dans la gamme de 0,04 à 0,12 de C, 0,50 à 2s0%o de Si, 0,10 à 1,60% de Mn, les impuretés inévitables et le fer; et en ce qu'après laminage à froid selon le procédé de fabrication usuel, la bande d'acier laminée à froid obtenue est soumise à un procédé de recuit entièrement en continu comprenant un stade de chauffage de recristallisation au cours duquel on chauffe rapidement la bande qui circule à une température comprise entre 6500C et 9000C à une vitesse de 200 C/min et plus ; un stade de maintien en température pendant lequel la bande est maintenue pendant 1C a 120 sec. à la température de chauffage ci-dessus ; un stade de refroidissement usuel jusqu'à la température ambiante à partir de la température de maintien ci-dessus et ensuite un stade de bobinage usuel. 2. Un procédé perfectionné selon la revendication 1 caractérisé en ce que le procédé de recuit entièrement en continu comprend un stade de chauffas de recristallisation au cours duquel chauffe rapidement la bande qui circule à une température comprise entre 6500 C et 9000C à une vitesse de 2000 C/min. et plus ; un stade de maintien en température pendant lequel la bande est maintenue pendant 10 à 120 sec. à la température de chauffage ci-dessus ; un stade de refroidissement rapide pendant lequel la bande est refroidie rapidement sous un jet d'eau jusqu'à la température ambiante ; un stade de réchauffage jusqu'à une température comprise entre 3000C et 5000C ; un stade de maintien en température pendant lequel la bande est maintenue pendant 10 à 300 sec. à la température de réchauffage ci-dessus ; un stade de refroidissement usuel jusqu'à la température ambiante à partir de la température de maintien ci-dessus ; et ensuite le stade de bobinage usuel. 3e Un procédé perfectionné selon la revendication 1 caractérisé en ce que le procédé de recuit entièrement en continu comprend un stade de chauffage de recristallisation au cours duquel on chauffe rapidement la bande qui circule jusqu une température comprise entre 6500C et 9000C à une vitesse de 200 C/ min. et plus, un stade de maintien en température pendant lequel la bande est maintenue pendant 10 à 120 secondes à la température ci-dessus ; un stade de refroidissement rapide pendant lequel la bande est refroidie rapidement par un jet d'eau jusqu'à la température ambiante ; un stade de réchauffage jusqu'à une température comprise entre 180 et 3000C ; un stade de maintien en température pendant lequel la bande est maintenue pendant 4 à 300 sec. à la température de réchauffage ci-dessus ; un stade de refroidissement usuel jusqu'à la température ambiante à partir de la température de maintien ci-dessus et ensuite un stade de bobinage usuel.