FR 2402002 A1 19790330 FR 7726888 A 19770905 La présente invention concerne un procédé de fabrication de feuillards ou de tôles d'acier à basse teneur en carbone contenant des éléments de formation de carbures ou de nitrures. Plus particulièrement, la présente invention prévoit un nouveau procédé de laminage à chaud basé sur un nouveau principe métallurgique pour obtenir un acier qui a d'excellentes qualités telles qu'une aptitude à l'emboutissage profond ou une résistance mécanique élevée par rapport à un acier qui est obtenu par laminage à chaud classique. Dans la pratique actuelle de production de feuillards ou de tôles d'-acier, la matière de départ est une brame d'acier qui est produite à partir d'un lingot laminé au blooming ou par coulée telle que la coulée continue. a brame d'acier ainsi obtenue est refroidie à la température ambiante. Ensuite, cette brame est chauffée à une température située dans la plage de 1200 à 13000C pendant plus de 3 h dans un four de réchauffage des brames. Elle est ensuite introduite dans un laminoir à chaud et laminée à chaud à l'epaisseur désirée. Depuis l'époque du.développement de la technique de coulée continue, on a cherché à pouvoir laminer en continu une brame d'acier coulée ayant une température élevée directement, c'est-à-dire sans devoir la réchauffer. Ce procédé de laminage direct de l'acier coulé, appelé ici procédé de laminage à chaud direct est bien connu et bien établi et divers moyens de mise en oeuvre ont été proposes. Le principal objet de ce laminage à chaud direct, dans le passé, a consisté à rendre continues les étapes de coulée et de laminage à chaud et à économiser de l'énergie par rapport au procédé classique dans lequel la brame est refroidie à la température ambiante et réchauffée dans un four de réchauffage des brames avant laminage à chaud. Dans ce procédé de laminage à chaud direct on nta pas considéré les problèmes techniques devant être résolus n-i comment ce traitement influencerait la qualité du produit final, du point de vue mécanique. La demanderesse a étudié soigneusement la relation entre un diagramme thermique pour une brame d'acier et celui d'un feuillard d'acier laminé à chaud et a découvert une relation importante entre les deux états. La présente invention est basée sur la découverte susmentionnée et elle a pour objet principal de perfectionner la qualité du produit final obtenu avec un procédé dans lequel un acier contenant des éléments de formation de carbures ou de nitrures tels que de l'aluminium soluble dans les acides (appelés ci-après Sol Al), Ti, V et Nb, est laminé par un procédé de laminage à chaud direct sans être refroidi entre la coulée continue et le laminage à chaud C'est un autre objet de la présente invention de prévoir un procédé pour produire un acier pour emboutissage profond utilisant un acier calmé à l'aluminium comme matière de départ et un procédé de production d'un acier à haute résistance utilisant un acier calmé au silicium-aluminium comme matière de départ, ces aciers comprenant au moins un élément de formation de carbures ou de nitrures. C'est un autre objet de la présente invention de prévoir un procédé de production d'acier à haute résistance autre qu'un acier calmé au silicium-aluminium et contenant Ti, V ou Nb comme éléments de formation de carbures ou de nitrures. I1 en résulte qu'un acier de qualité supérieure est obtenu par rapport au procédé classique comprenant des étapes de refroidissement et de réchauffage. Plus particulièrement, la présente invention prévoit un procédé de production d'un feuillard ou d'une tôle d'acier comprenant les étapes suivantes : maintenir la température d'une brame de metal coulée ou obtenue par blooming qui contient au moins un élément de formation de carbures ou de nitrures choisi dans le groupe comprenant de 0,015 à 0,10 % Sol Al, de 0,01 à 0,10 % Ti, de 0,01 à 0,15 % V et de 0,001 à 0,10 % Nb au-dessus du point Ar3 pour maintenir les éléments de formation de carbures ou de nitrures dissous depuis l'étape de coulée ou de blooming jusqu'à l'étape de laminage à chaud et effectuer directement le laminage à chaud à une température supérieure au point Ar3. Si nécessaire, de la chaleur peut être apportée à la brame pour maintenir la température au-dessus du point Ar3. La présente invention sera bien comprise à la lecture de la description suivante faite en relation avec la figure unique dans laquelle La figure unique est m graphique montrant la relation entre la résistance à la traction de l'acier à l'état fini et la température minimale de la brame avant laminage. Le procédé de la présente invention consiste fondamentalement à laminer une brame d'acier qui comprend au moins un élé- ment de formation de carbures ou de nitrures tel que Sol Al, Ti, V ou Nb, cette brame d'acier, alors qu'elle se déplace entre l'étape de coulée ou de blooming et l'étape de laminage à chaud a sa température maintenue au-dessus du point Ar3. On a trouvé que, quand cette condition est maintenue, les carbures ou nitrures qui sont précipites après le laminage à chaud sont précipités uni fois mément et finement dispersés dans l'acier chaud pendant les étapes suivantes. Ces précipités agissent efficacement pendant les étapes suivantes pour élever la qualité du produit final. Selon le procédé de fabrication de la tôle ou du feuillard, la brame d'acier obtenue par coulée ou blooming est refroidie à la température ambiante avant d'être laminée à chaud. Dans la brame froide, les carbures et les nitrures sont complètement précipités et ils produisent de gros grains pendant le fonctionnement. Donc, dans le procédé classique, un réchauffage à haute température pendant plusieurs heures est nécessaire pour redissoudre ces précipités et les maintenir à l'état dissous avant de commencer I'opération de laminage à chaud. Toutefois, même si ces précipités sont complètement redissous par cette étape de réchauffage, chaque élement n'est pas complètement ni uniformément redispersé dans l'acier à l'état dissous. Donc, quand le carbure ou le nitrure précipite de nouveau dans les étapes suivantes, ces précipités ne précipitent pas de nouveau uniformément et n'ont pas pour effet d'aider à atteindre les qualités désirées de l'acier. Dans une brame chaude qui a été produite à partir d'un lingot ou par coulée continue, chaque élément est a 1 'état dissous et dispersé uniformément, et la présente invention utilise efficacement eet acier comme matière de départ pour produire un produit final ayant une aptitude à l'emboutissage profond ou une résistance mécanique élevée. Les précipités de carbure ou de nitrure ayant une grande influence sur la qualité de l'acier sont A1N, TiC, V(CN) et Nb(CN). La demanderesse a étudié le comportement de ces précipités en relation avec B coulée en lingot, la coulée continue, le chauffage, le laminage à chaud et le recuit, respectivement et, des résultats de ces études, elle a déterminé les conditions les plus favorables pour produire des feuillards ou des tôles d'acier contenant au moins l'un des éléments du groupe comprenant Sol Al, Ti, V, et Nb pour mettre en oeuvre la présente invention. Dans le procédé de la présente invention, des éléments de formation de carbures ou de nitrures sont maintenus à l'état dissous dans l'acier en maintenant l'acier à une température supérieure au point Ar3 à partir de l'étape de coulée ou de blooming jusqu'au début du laminage à chaud, puis la brame est laminée à chaud directement sans laisser sa température diminuer. Si nécessaire, de la chaleur peut lui être fournie de telle sorte qu'une température uniforme de toute la brame est maintenue. Ce chauffage est effectué en chauffant la brame à une température inférieure à 12800C, de préférence non supérieure à 12500C, plutôt que de la chauffer à une température de beaucoup supérieure au point Ar3 comme dans un traitement de réchauffage classiquedb la brame à haute température. Les précipités ont de nombreux objets. L'un de ces objets est de contrôler la texture de recristallisation, un autre objet est de contrôler la dimension des grains et leur forme et, en outre, d'obtenir une certaine résistance de l'acier. Les plus importants aspects de ces précipités sont le moment où ils sont formés et la forme physique des précipités et leur dispersion dans l'acier. Par exemple, quand on utilise un acier calmé à l'aluminium pour produire une tôle d'acier laminée à froid, il est important de contrôler la texture des grains recristallisés pour produire un acier ayant de bonnes aptitudes à l'emboutissage profond en développant une texture recristallisée qui est favorable à l'emboutissage au fond. Pour atteindre ce résultat, de façon classique, après laminage à chaud, Al et N sont maintenus dissous, par exemple en enroulant le feuillard laminé à chaud à une température faible, par exemple de 500 à 6500C et Al et N sont précipités sous la forme d'AlN au moment du recuit, après laminage à froid. Suite à une étude approfondie des conditions de précipi tation de A1N dans un acier calmé à l'Al ,la demanderesse a a également découvert un moyen particulier pour obtenir les conditions les plus favorables des précipités qui consiste à acheminer une brame dans le laminoir à chaud à une température supérieure à 9000C sans laisser la température de la brame-tomber au-dessous du point Ar3 depuis l'étape de coulée jusqu'à l'étape de laminage. Dans la présente invention, le recuit effectué ensuite peut être effectué dans un caisson ou en continu. Quand le recuit en continu est adopté, une température d'enroulement supérieure, de 650 à 7500C après laminage à chaud est favorable pour développer l'aptitude à l'emboutissage des tôles. Dans le procédé classique décrit ci-dessus , lors du réchauffage classique pendant plusieurs heures avant d'acheminer la brame dans le laminoir à chaud, la brame refroidie doit être réchauffée pendant plus de 3 h à une température supérieure à 12000C dans le four de réchauffage pour redissoudre Al et N. Cependant, meme avec un chauffage à cette température et pendant cette durée, ces éléments ne sont pas dispersés uniformément dans la brame rechauffée. Par ailleurs, on a trouvé, selon la présente invention, que pour une brame. d'acier obtenue par coulée continue ou par blooming à partir d'un acier calmé à l'aluminium, la précipitation d'AlN ne se produit pas entre la formation à haute température de la brame et le laminage à chaud si la température de la brame est maintenue au-dessus de la température relativement faible de 9000C environ. La présente invention peut, ainsi, permettre d'obtenir les meilleurs effets de ces précipités dans les étapes successives où l'acier est mis sous la forme du produit final. Quand une matière tendre telle que l'acier calmé à l'aluminium décrit ci-dessus est utilisée selon le procédé de la présente invention pour produire un acier laminé à chaud destiné à etre laminé pour obtenir de la tôle d'acier par laminage à froid, la composition d'acier doit être limitée comme suit C #0,15 % Mn C 0,50 % N = 0,0020 # 0,0150; Sol Al = 0,015#0,10 % le complément étant Fe et des impuretés. La teneur en carbone ne doit pas être supérieure à 0,15 % du fait que quand elle est-supérieure à 0,15 % de carbone il en résulte un durcissement de la tôle d'acier laminée à chaud et laminée à froid ensuite et, en outre, elle devient plus difficile à travailler. La teneur en manganèse ne peut pas également être supérieure à plus de 0,50 % afin d'assurer à la tôle une bonne aptitude à être travaillée du fait que, quand la teneur en manganèse dépasse 0,50 %, ceci provoque une extrême dégradation de l'aptitude à être travaillée. En outre, dans un acier calmé à l'aluminium, il est nécessaire de développer une texture recristallisée dans laquelle les plans LlIlJ des cristaux sont parallèles à un plan de laminage pour augmenter l'aptitude à être travaillé de l'acier, de telle sorte qu'il convienne de produire une tôle d'acier laminée à froid-convenant pour l'emboutissage profond. Pour cette raison, la quantité d'aluminium soluble et la quantité d'azote doit être maintenue dans des plages allant de 0,015 à 0,10 e Sol Al et de 0,0020 à 0,015 % N, respectivement.Si les quantités de ces éléments sont maintenues dans ces limites, l'acier calmé à l'aluminium peut être mis sous la forme d'une tôle ou d'un feuillard d'acier laminé à chaud ayant une excellente aptitude à être travaillé En ce qui concerne l'acier Al-Si calmé, laminé à chaud, à haute résistance, il est important de régler la structure du grain par l'emploi de Al et de N pour produire un acier à grain fin ayant une excellente ténacité. Il est bien connu que, dans le procédé classique de fabrication de ce type d'acier à grain fin, Al et N doivent être dissous dans l'acier par réchauffage de la brame au moment du laminage à chaud et que le feuillard d'acier laminé à chaud doit être soumis à un laminage à chaud final à une température supérieure au point Ar3.Ce feuillard est alors enroulé à une température relativement faible, par exemple 500 à 6000C, pour maintenir Al et N dissous ou à l'état d'AlN précipité, de telle sorte qu'un grain fin sera produit dans une étape suivante, telle qu'une étape de normalisation, pour précipiter A1N. Après une étude détaillée des précipites d'AlN dans l'acier Al-Si calme, la demanderesse a trouvé qu'afin d'obtenir un acier Al-Si calmé ayant une excellente aptitude à être travaillé et une excellente ténacité, la brame coulée ou la brame obtenue par blooming doit être directement acheminée dans le laminoir à chaud sans laisser sa température tomber en dessous du point Ar3. Si nécessaire, de la chaleur peut lui être fournie pour maintenir la température désirée. Dans cet acier Al-Si calmé, qui doit être mis sous la forme d'un acier à haute résistance, la composition de départ doit être limitée comme suit C Mn = 0,70 - 1,60 z Si = 0,10 - 0,40 % Sol Al = 0,015 - 0,10 % N = 0,0015 - 0,0150 % le complément étant Fe et des impuretés. Le carbone a pour effet d'augmenter la résistance mécanique, mais des quantités excessives de carbone provoquent une dégradation de la ténacité et de la soudabilité de l'acier de telle sorte que la teneur en carbone doit être limitée à une valeur non supérieure à 0,21 %. Le manganèse et le silicium ont également pour effet d'assurer que la résistance est bonne sans provoquer de dégradation de la ténacité, mais des quantités excessives de ces éléments provoquent une détérioration de la soudabilité. Pour cette raison, la teneur en manganèse doit être limitée à la plage allant de 0,70 à 1,60 % et la teneur en silicium doit etre limitée à la plage allant de 0,10 à 0,40 % en poids .La teneur en Al et N qui sont utilisés pour obtenir des grains cristallins fins qui donnent un acier à bonne ténacité doit être limitée à la plage allant de 0,015 à 0,10 % pour Sol Al et de 0,0015 à 0,0150 % pour N. Si la teneur en Sol Al et N est maintenue à l'intérieur de ces plages, l'acier Si-Al calmé qui est soumis au procédé de la présente invention pour produire un acier laminé à chaud et, si on le désire un acier normalisé, aura de bonnes caractéristiques de ténacité. En outre, l'acier Al-Si calmé traité selon la présente invention permet de produire un acier soudable ayant une excellente ténacité. Pour produire un acier à haute résistance qui comprend, Ti, V et/ou Nb, il est très important d'augmenter la résistance mécanique en prévoyant dans cet acier des précipités finement et uniformément dispersés de TiC, V(CN) et/ou Nb(CN). A cette fin, Tic, V(CN) et/ou Nb(CN) doivent être complètement dissous dans la brame chaude avant le laminage à chaud -et après la fin du laminage à chaud, Tic, V(C) èt/ou Nb(CN) doivent être précipités dans le feuillard laminé à chaud Après une étude poussée de la précipitation de TiC, V(CN) et/ou Nb(CN) dans- un acier qui contient Ti, V et/ou Nb, la demanderesse a trouvé que pour obtenir une résistance élevée souhaitée de l'acier lamine à chaud, la brame coulée ou obtenue par blooming à haute température doit être dirigée directement vers le laminoir à chaud sans laisser sa température tomber au-dessous du point Ar3. Si nécessaire, de la chaleur peut lui être fournie pour maintenir la température.Pour un acier à haute résistance qui contient Ti, V et/ou Nb et ayant une résistance à la traction comprise entre 50 kgfmm2 et 70 kg/mm2, la composition d'acier doit être limitée comme suit. C = 0,06#0,20 % Mn = 0,50#2,0 % Si = 0,30#0,5 % au moins un élément du groupe comprenant Ti, V ou Nb Ti = 0,01tu0,10 % V = 0,01#0,15 % Nb = 0,01"i0,I0 % le complément étant Fe et des impuretés. Le carbone, le manganèse, et le silicium sont les éléments de base pour assurer à l'acier l'aptitude à être travaillé et pour obtenir le niveau de résistance désiré, et pour ces raisons, ces éléments de base doivent être présents en quantités minimales supérieures à 0,06 % de carbone, 0,50 % de manganèse et 0,03 % de silicium, respectivement. Toutefois, des quantités excessives de ces éléments provoquent une réduction de l'aptitude à être travaillé qui est souhaitée pour placier à haute résistance laminé à chaud. Donc, les quantités maximales de ces éléments doivent être limitées à des valeurs non supérieures à 0,20 % de carbone, 2,00 % de manganèse et 0,50 % de silicium, respectivement. En ce qui concerne les éléments additionnels, Ti, V et/ou Nb, ceux-ci doivent être présents en quantités allant de 0,01 à 0,10% de Ti, de 0,01 à 0,15 % de V et de 0,01 à 0,10 % de Nb, respectivement. Si ces éléments supplémentaires sont présents en des quantités inférieures aux quantités mentionnées ci-dessus, ils n'ont pas suffisamment d'influence pour augmenter la résistance. Par ailleurs, si des quantités supérieures à celles mentionnees cidessus sont ajoutées, aucun effet supplémentaire n'est obtenu. Ces éléments additionnels peuvent être ajoutés à l'acier seuls ou en groupe selon la résistance et la ténacité requises. D'autres éléments qui peuvent être inclus dans cet acier à haute résistance sont des éléments tels que P, Ni, Cr, Mo, Cu et-; Al, qui augmentent la résistance à-la corrosion, la résistance à l'usure et autres. Si la résistance mécanique de l'acier doit être accrue, la quantité maximale de ces éléments qui peut être ajoutée sans réduire l'effet de Ti et/ou de V qui est nécessaire est d'environ 1 %. La figure 1 montre la manière selon laquelle la température la plus faible de la brame coulée avant chauffage ou laminage à chaud influence la résistance de l'acier avec et sans Nb et qui est laminé à partir de la brame coulée selon le procédé de la présente invention. Dans la figure, on peut voir que la caractéristique critique affectant la résistance de l'acier contenant Nb formé à partir d'une brame laminée à une température de 1050 C est la température minimale à laquelle on a laissé descendre la température de la brame avant le laminage à chaud. Quand la température minimale de la brame coulée est supérieure au point Ar3, avant rechauffage, la résistance de l'acier est maintenue élevée. La température la plus faible à laquelle la brame d'acier contenant Nb peut descendre est environ 8000C. Le chauffage nécessaire pour élever la température d'environ 800 C à la température de laminage de la brame n'est pas un réchauffage dans le sens habituel du terme mais plutôt un chauffage de maintien et de réglage de la température. Dans la figure, A désigne un acier ne contenant pas Nbr chauffé à 1050GC, B désigne un acier contenant Nb et chauffe à 10500C et C désigne un acier contenant Nb et non chauffé. Le phénomène de résistance est du à la manière salivant laquelle le précipite Nb(CN) est forme dans l'acier qu'on n'a pas laissé refroidir en dessous du point Ar3. Quand le procédé de la présente invention est utilisé, la température de brame ne descend pas au-dessous du point Ar3, la précipitation de Nb (CN) ne se produit pas avant la fin du laminage à chaud de finissage et ce Nb(CN) est finement précipité seulement après i laminage à chaud de finissage. Ceci entraîne un accroissement de la résistance mécanique de l'acier. Par ailleurs, quand la température de la brame a descendu une fois au-dessous du point Ar3, Nb(CN) est complètement précipité et n'est pas complètement redissous ni uniformément dispersé dans l.'acier, même si la brame est rechauffée jusqu'à 10500C. Donc, la précipitation de Nb(CN) avant le laminage à chaud est nuisible à la résistance mécanique finale. Comme on peut le voir d'après la figure , si on ne laisse pas descendre la température de la brame au-dessous du point Ar3 de telle sorte qu'une étape de réchauffage n'est pas nécessaire, la résistance du produit final obtenu à partir de la brame par laminage à chaud est élevée comme dans le cas d'une température minimale de la brame d'environ 10000C. Après le laminage à chaud, la brame d'acier contenant Ti, V et/ou Nb est enroulée en bobine à une température faible, par exemple 450-6500C, pour provoquer la précipitation de TiC, V(CN) et/ou Nb(CN) et elle est soumise à un laminage à chaud et à un recuit en caisson ou à un recuit en continu pour obtenir une tôle d'acier laminée à froid à haute résistance ayant une excellente aptitude à être travaillée. La haute résistance est produite par dispersion uniforme des précipités de carbure et de nitrure comme on l'a décrit ci-dessus. On comprendra plus clairement la présente invention à partir des exemples ci-apres. Exemple 1. Des aciers calmés à l'aluminium ayant des compositions légèrement différentes telles que celles représentées dans le tableau I et qui ont été produits dans un convertisseur, ou qui ont été produits dans un convertisseur puis soumis à un traitement de dégazage sous vide, ont été mis sous la forme d'une brame soit par coulée continue, soit par blooming après avoir été coulés sous forme de lingots. Les brames ainsi formées ont été directement laminées à chaud avec chauffage de maintien ou rechauffage quand cela a été nécessaire et laminées à chaud selon les conditions du tableau I pour obtenir un acier laminé à chaud ayant une épaisseur de 2,8 mm. La tôle d'acier calmé à l'aluminium laminé à chaud ainsi obtenue a été-ensuite soumise à une étape de laminage à froid pour obtenir une épaisseur finale de 1,0 mm après décapage. Ensuite, un recuit de recristallisation à 7100C pendant 6 h a été effectué et la tôle d'acier a été encore laminée à froid pour réduire son épaisseur d'environ 1,2 %. Le tableau I montre les compositions chimiques spécifiques des aciers traités selon la présente invention et les propriétés des tôles d'acier résultant des étapes de traitement. Pour les compositions d'acier A-l à A-6, on n'a pas laissé la température de la brame toucher en dessous de 9000C, c'est-à-dire en dessous du point Ar3. Dans certains cas, la chaleur a été maintenue ou on a légèrement accru la température avant le passage dans le laminoir à chaud. La composition d'acier A-7 a été directement laminée à chaud pour être mise sous la forme d'une bande à chaud ou feuillard laminé à chaud sans chauffage de maintien et sans que la température de la brame descende - au-dessous du point Ar3 entre le blooming ou la coulée continue et le laminage à chaud. Par ailleurs, on a laissé descendre la temperature des brames faites à partir des compositions d'acier B-1 à B-3 au-dessous de 8500C, c'est- -dire au-dessous du point Ar3 avant de les charger dans un four de rechauffage pour les chauffer jusqu'à 1100 C afin de les laminer à chaud. Une comparaison de la qualité des compositions d'acier A-1 à A-7 traitées selon la présente invention et de la qualité des compositions B-1 à B-3 montrent que l'acier final traité par le procédé de la présente invention est beaucoup plus tendre, qu'il a une limite élastique inférieure et une résistance à la traction inférieure et qu'il présente également un allongement supérieur. En outre, les aciers des compositions A-1 à A-7 ont d'excellentes propriétés telles qu'une valeur de Er et une valeur de r élevées et ils ont également une excellente aptitude à l'emboutissage profond et une excellente déformabilité. Dans les aciers des compositions B-l à B-3, dont an a laissé la température des brames descendres au-dessous du point Ar3, A1N a été précipité au ont du refroidissement initial de telle sorte que A1N n'a pas été complètement dissous ni distribué uniformément dans l'acier même quand les brames ont été rechauffées dans le four de chauffage. Donc, la valeur de r de ces produits est très faible.Les compositions A-l à A-5 sont particulièrement dans le cadre de la présente invention et, puisque la température de la brame n'a jamais descendu au-dessous du point Ar3, il ne s'est pas produit de précipitation d'AlN dans la brame avant la fin du laminage, même quand la brame a été chauffée jusqu'à 1100 C au début du laminage. Il en resulte qu'il est possible d'obtenir des tôles d'acier ayant une valeur de r élevée, c'est-à-dire supérieure à 1,6 et une valeur de Er élevée, c'est-à-dire supérieure à 12,0.On remarquera que la composition d'acier B-4 produite par un traitement classique, qui impliquait de réchauffer une brame froide à 1250 C pour dissoudre A1N précipité puis à soumettre la brame réchauffée aux opérations de laminage à chaud et de laminage à froid classiques est mauvaise en ce sens que l'acier a une limite élastique faible, une valeur de Er faible et une valeur de r faible. D'un point de vue théorique, en ce qui concerne les compositions d'acier A-l à A-7 il exsite deux facteurs principaux: Premièrement, AIN n'est pas précipité avant l'opéra- tion de laminage à chaud. Deuxièmement, Al et N sont uniformément dispersés et dissous dans toute la brame à haute température après laminage, ou coulée et solidification, et la précipitation d 'AlN commence pour la première fois au moment du recuit de recristallisation et une bonne texture de recristallisation se développe qui donne à l'acier une bonne aptitude à être travaillé. Dans la composition d'acier B-4 A1N est complètement précipité dans la brame pendant l'étape de refroidissement de la brame, et bien que AIN soit redissous en Al et N, pendant l'étape de rechauffage, il n'est pas uniformément dispersé dans la brame du fait des conditions, telles que le temps de chauffage et la température limitée pendant l'opération réelle et il est difficile de développer une texturede recristallisation préférable pour obtenir une bonne aptitude de l'acier a être travaillé par le recourt de recristallisation effectué ensuite. Exemple 2. Un acier Si-Al calmé en fusion ayant une composition dans la poche de 0,15 % C, 0,25 % Si, 1,35 % M, 0,013 % P, 0,014 5; S, 0,03 % Sol Ai, 0,0045 % N et le complément de fer et d'impuretés, a été préparé dans un convertisseur de 100 tonnes et coulé sous la forme d'une brame par coulée continue. Les brames d'acier Al-Si calmé obtenues de cette manière ont été traitées selon les conditions portées dans le tableau Il Chaque brame a également été laminée à- chaud à une épaisseur de 25 mm puis refroidie et on a déterminé les propriétés mécaniques de l'acier. En outre, la brame laminée à chaud a été recuite à 8900C pendant 15 mn et l'on a déterminé les propriétés mécaniques de l'acier. Selon les résultats d'essais l'acier des compositions C-I et C-2 avait de meilleures propriétés, telles que limite élastique, résistance à la traction, allongement et valeur de résilience Charpy, que les aciers des compositions D-l et D-2 qui ont été produits par le procédé classique. Dans les aciers des compositions C-1 et C-2 qui ont été directement laminés à chaud sans laisser tomber la température au-dessous du point Ar3 avant l'étape de laminage à chaud, on a fait précipiter Al et N après l'étape de laminage à chaud sous la forme de grains fins pour former une structure d'acier à grain fin dans laquelle les nitrures aluminium précipités sont répartis uniformément dans toute la structure d'acier.Un tel acier à grain fin est caractérisé par une excellente résistance et d'excellentes valeurs de résilience Charpy comme on le voit dans le tableau II. Par ailleurs, dans l'acier des compositions D-l et D-2 dont on a laissé descendre la température à une valeur inférieure au point Ar3 avant le laminage à chaud, A1M a été complètement précipité quand la brame a été refroidie et une redissolution de A1N n'a pas été effectuée par la température relativement faible de rechauffage de la composition D-l. Dans la composition D-2 dans laquelle A1N a été dissous à la température de rechauffage elevée, Al et N n'ont pas été dissous ni dispersés uniformément dans toute la brame, donc les bénéfices de AlN n'ont pas été totalement apportés aux aciers des compositions D-l et D-2.Après que les compositions d'acier C-1, C-2, D-l, D-2 laminées à chaud et refroidies à l'air aient été recuites par chauffage à 8900C pendant 15 mn puis refroidies à l'air, les proprietés mécaniques de l'acier des compositions C-l et C-2 telles que la limite élastique, la résistance à la traction, l'allongement, la valeur de résilience Charpy et la dimension des grains étaient bonnes comparées aux mêmes propriétés des aciers des compositions D-l et D-2. Exemple 3. Des aciers contenant Ti, V et Nb ayant les compositions indiquées dans le tableau III ont été coulées sous la forme de brames ayant une température supérieure à 7500C. pes brames ayant des compositions E-1 à E-6 ont été soit directement laminées à chaud soit laminées à chaud après avoir été rechauffées. Certaines des brames, c'est-à-dire celles ayant les compositions F-1 et F-2, ont été refroidies à l'air, à la température ambiante puis rechauffées et laminées à chaud. D'après les résultats des essais effectués pour déterminer les propriétés mécaniques portées dans le tableau III, les aciers finis des compositions E-1 à E-6 avaient des valeurs de résistance à la traction et de la ténacité supérieure (vE-60) par rapport aux aciers des compositions F-l et F-2.Bien que les compositions d'acier E-l et F-l soient les mêmes, l'acier ayant la composition F-1 a été refroidi à une température inférieure au point Ar3 avant laminage et il avait ainsi une résistance mécanique inférieure à la composition E-6 dont la température n'est jamais descendue au-dessous du Point Ar3 avant laminage. Exemple 5. Des aciers contenant Ti, V, et Nb ayant les compositions G-l et G-2 ont été coulés et certaines des brames coulées qui étaient à une température supérieure à 8000C ont été directement chargées dans un four de chauffage puis laminées à chaud sans laisser leur température descendre. D'autres brames d'aciers semblables ayant des compositions H-1 et H-2 ont été coulées de manière semblable et refroidies à la température ambiante puis rechauffées et laminées à chaud Les feuillards d'acier laminés à chaud ainsi obtenus ayant une épaisseur de 3,0 mm ont été laminés à une épaisseur de 1,0 mm, puis soumis à un recuit à 7000C pendant 2 h et encore laminés à froid avec un taux de réduction de 1,5 %. Ensuite, on a déterminé les propriétés mécaniques des aciers respectifs. Les brames ayant les compositions G-l et G-2, qui ont été traitées selon la présente invention en maintenant leur température au-dessus de 8300C avant laminage, avaient d'excellentes propriétés comme on le voit dans le tableau IV, en particulier en ce qui concerne l'équilibre entre la résistance mécanique et la ductilité par rapport aux aciers des compositions H-l et H-2. Les aciers ayant les compositions G-l et G-2 avaient également un niveau de resistance mécanique supérieur aux aciers ayant les compositions H-l et H-2 du fait que les éléments de formation de carbures et de nitrures étaient précipités de façon à leur donner une résistance mécanique supérieure. La présente invention n'est pas limitée aux exemples de réalisation qui viennent d'être décrits, elle est au contraire susceptible de variantes et de modifications qui apparaîtront à l'homme de l'art. TABLEAU I Traitement de l'acier calmé à l'aluminium Bobins n Composition chimique x, (%) C Mn Si P S Sol Al N A-1 0,053 0,24 0,01 0,01 0,01 0,048 0,0072 A-2 0,041 0,30 0,01 0,01 0,01 0,055 0,0035 A-3 0,048 0,29 0,01 0,01 0,01 0,053 0,0063 A-4 0,055 0,27 0,01 0,01 0,01 0,078 0,0100 A-5 0,010 0,19 0,01 0,01 0,01 0,035 0,0050 A-6 0,060 0,30 0,01 0,01 0,01 0,040 0,0045 A-7 0,052 0,29 0,01 0,01 0,01 0,060 0,0055 B-1 0,043 0,30 0,01 0,01 0,01 0,049 0,0053 B-2 0,049 0,29 0,01 0,01 0,01 0,048 0,0048 B-3 0,052 0,29 0,01 0,01 0,01 0,057 0,0076 B-4 0,050 0,27 0,01 0,01 0,01 0,050 0,0045 * Complément de toutes les compositions : fer et impuretés. TABLEAU I (suite) Bobine n Conditions de laminage Propriétés mécaniques à chaud E # Er # (%) (mm) A-1 1000 1100 900 550 64 16,5 32,8 47,2 12,7 1,68 A-2 1100 1100 885 520 64 17,3 33,2 46,5 12,4 1,64 A-3 955 1080 865 510 64 18,2 33,0 45,5 12,8 1,71 A-4 900 1000 850 490 64 19,3 34,1 46,2 12,3 1,62 A-5 985 1050 865 500 64 15,2 30,1 48,2 12,9 1,89 A-6 950 1250 895 550 64 17,4 32,1 46,2 12,5 1,70 A-7 1050 1050 900 550 64 16,8 33,6 46,7 12,4 1,69 B-1 850 1100 875 535 64 23,4 35,2 45,3 11,4 1,33 B-2 800 1100 875 530 64 22,5 36,1 44,8 11,8 1,35 B-3 300 1100 870 520 64 23,6 34,8 43,5 11.3 1,35 B-4 20 1250 905 550 64 17,8 31,2 46,4 11,9 1,55 TABLEAU II Traitement d'un acier Al-Si calmé Bobine n Température mini Température de la Température à la fin de la brame, ( C) brame au début du du laminage à chaud, laminage, ( C) ( C) C-1 950 1100 900 C-2 1040 1040 890 D-1 700 1100 900 D-2 20 1250 900 TABLEAU II (suite) Propriétés mécaniques (après laminage Propriétés mécaniques après recuit à chaud) (890 C x 15 mm) Bobine n E # vE-20 GS No. L.E. R.T. E # V E-20 GS No. (%) (kg-m) (kg/mm) (kg/mm) (%) (kg-m) C-1 36,4 52,4 29,2 15,3 6,7 36,6 53,7 30,2 15,8 7,5 C-2 36,6 53,4 29,0 15,0 6,5 36,5 53,5 30,0 16,0 7,5 D-1 34,2 52,0 28,5 13,2 5,7 34,2 52,6 30,1 15,0 6,4 D-2 35,5 53,5 28,5 14,5 6,0 35,0 53,0 30,5 15,5 7,0 TABLEAU III Traitement d'un acier contenant Nb, Ti et V Bobine n Composition chimique* C Si Mn Ni Cr Mo Cu V Ti Al Nb E-1 0,12 0,24 1,25 0,06 0,01 0,02 0,03 E-2 0,06 0,21 1,18 0,64 0,10 0,05 0,20 0,05 0,02 0,03 E-3 0,06 0,21 1,18 0,64 0,10 0,05 0,20 0,06 0,02 0,03 0,02 E-4 0,10 0,23 1,31 0,07 0,01 0,04 E-5 0,11 0,23 1,26 0,07 0,03 0,01 E-6 0,07 0,26 1,25 0,50 0,09 0,20 0,01 0,03 0,03 F-1 0,07 0,26 1,25 0,50 0,09 0,20 0,06 0,01 0,03 0,02 F-2 0,09 0,25 1,33 0,02 0,03 0,04 * Complément des compositions : Fe et impuretés TABLEAU III (suite) Bobine n Epaisseur, Temp. mini. Temp. de la Propriétés mécaniques (mm) de la brame brame lors du avant lami- laminage à Résistance à nage, ( C) chaud, ( C) la traction, vE-60 (kg/mm) (kg-m) E-1 20 1000 1250 65 19,5 E-2 20 980 1050 61 12,8 E-3 20 980 980 62 16,4 E-4 16 830 1250 58 18,1 E-5 16 800 1050 60 21,3 E-6 16 1000 1100 62 24,4 F-1 16 20 1050 56 24,0 F-2 20 20 1250 56 2,7 TABLEAU IV Traitement d'un acier contenant Nb, Ti, et V Bobine Composition chimikque* n C Si Mn Ni Mo Cu V Ti Al Nb G-1 0,10 0,23 0,31 0,07 0,01 0,04 G-2 0,11 0,23 1,26 0,07 0,03 0,01 H-1 0,07 0,26 1,25 0,50 0,09 0,20 0,06 0,01 0,03 0,02 H-2 0,09 0,25 1,33 0,02 0,03 0,04 TABLEAU IV (suite) Bobine n Propriétés mécaniques L.E R.T E (kg/mm) (kg/mm) (%) G-1 850 1250 3,0 1,0 48,1 56,2 26,4 G-2 830 1050 3,0 1,0 49,3 58,0 25,2 H-1 20 1050 3,0 1,0 43,7 52,3 27,6 H-2 20 1250 3,0 1,0 47,5 54,7 26,3 REVENDICATIONS 1 -- Procédé de production d'acier laminé à faible teneur en carbone, caractérisé en ce qu'il comprend les étapes suivantes - former une brame d'acier à partir d'une composition d'acier a basse teneur en carbone contenant au moins un élément de formation de carbures ou de nitrures, choisis dans le groupe comprenant de 0,015 à 0,10 % Sol Al, de 0,01 à 0,10 % Ti et de 0,01 et 0,15 % V, par un procédé de formage dans lequel la brame finie est à une température supérieure au point Ar3 de l'acier et dans lequel ledit élément est dissous et dispersé uniformément dans toute la brame;; - maintenir la température de la brame ainsi formée à une valeur non inférieure au point Ar3 de l'acier à faible teneur en carbone à partir du moment de formation de la brame jusqu'au début du laminage de la brame ; et - effectuer directement le laminage à chaud de la brame à une température supérieure au point Ar3 de l'acier à basse teneur en carbone. 2 - Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce qu'il consiste, en outre, à laminer à froid le feuillard d'acier laminé à chaud et à recuire le feuillard ainsi laminé à froid. 3 - Procédé selon la revendication 2, caractérisé en ce que l'acier est de l'acier calmé à l'aluminium contenant C en quantité non supérieure à 0,15 %, Mn en quantité non supérieure à 0,50 %, de 0,0020 à 0,015 % N, et de 0,015 à 0,10 % Sol Al, le compiément étant essentiellement du fer et des impuretés inévitables. 4 - Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que l'acier est un acier Si-Al calme contenant C en quantité non supérieure à 0,21 %, de 0,70 à 1,60 % Mn, de 0,10 à 0,40 % Si, de 0,0015 à 0,0150 % N et de 0,015 à 0,10 % Sol Al, le complément étant essentiellement du fer et des impuretés inévitables. 5 - Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que l'acier contient de 0,01 à 0,20 % C, de 0,50 à 2,00 % Mn, de 0,003 à 0,50 % Si, de 0,Q015 à Q,150 % N et au moins l'un des éléments choisis dans le groupe comprenant Sol Al en quantité allant de 0,015 à 0,10 %, Ti en quantité allant de 0,01 à 0,10 %, et V en quantité allant de 0,01 à 0,15 %, le complément étant essentiellement du fer et des impuretés inévitables. 6 - Procédé selon la revendication 5, caractérisé en ce qu'il consiste, en outre, à laminer à froid l'acier laminé à chaud et à recuire le feuillard d'acier laminé à froid. 7 - Procédé selon la revendication 5, caractérisé en ce que l'acier contient, en outre, au moins l'un des éléments d'alliage choisi dans le groupe comprenant P, Ni, Cr, Mo, Cu et Al.