FR 2643650 A1 19900831 FR 8902580 A 19890228 TOLE D'ACIER ALLIE LAMINEE A CHAUD La présente invention concerne une tôle d'acier allié laminée à chaud. Elle concerne en particulier une tôle d'acier laminé à chaud de structure austénitique. Par une addition appropriée d'éléments d'addition et en réglant les conditions de laminage à chaud, la tôle d'acier de la présente invention acquiert une association exceptionnelle de résistance et de ductilité à l'état laminé à chaud. Récemment, la promotion de l'alliage Fe-Al-Mn-C au rang d'acier allié haute résistance-haute ductilité a été un des principaux objectif s des chercheurs travaillant sur l'alliage Fe-Al-Mn-C. On a trouvé qu'une haute résistance-haute ductilité pouvait être obtenue en réglant les teneurs en aluminium, carbone et manganèse de manière à obtenir une structure complètement austénitique et en effectuant un traitement thermique comprenant un recuit de mise en solution, une trempe et un vieillissement de manière à obtenir des carbures (Fe,Mn)3AlCx fins, précipités de manière cohérente au sein de la matrice d'austénite. Les procédés de traitement thermique et leurs effets sur les microstructures et sur les propriétés mécaniques ont fait l'objet d'études poussées. Les articles suivants ont décrit en détail ces caractéristiques. MThe Structure and Properties of Austenitic Alloys Containing Aluminum and Silicon" par D.J. Schmatz, Trans. ASM., vol. 52, p. 898, 196O; "Fe-Mn-Al Precipi- tation-Hardening Austenitic Alloys" par G.L. Kayak, Metal Sci. and Heat Treatment, vol. 2, p. 95, 1969 "Phase Composition, Structure and Properties of Low Density Steel 9G28Yu9MVBZ par M.F. Alekseenko et coll., Metal Sci. and Heat Treatment, vol. 14, p. 187, 1972 "Phase Transformation Kinetics in Steel 9G28Yu9MVB" par G.B. Krivonogov et coll., Phys. Met. & Metallog., vol. 4, p. 86, 1975 ; Structural & Phase Change in Steel 9G28Yu9MVB During Aging" par L.I. Lysak et coll., Metallogizika, vol. 59, p. 29,.1975 ; "State of the Surface Layer and Corrosion Resistance of Steel 9G28Yu9MVB" par V.P. Batrakov et coll., Prot. Met., vol. 10, p. 487, 1974 ; "Aluminium-Manganese-Iron Alloys" par R.E. Cairns et J.L. Ham, US-A-3 111 405, 1963 ; "Manganese-Aluminum Steel" par G.S. Brady, Materials Handbook, Rev. 10, p. 497 ; "An Assessment 0f Fe-Mn-Al Alloys as Substitutes for Stainless Steel" par H.W. Leavenworth, Jr. & J.C. Benz, Journal of Metals, p. 36, mars 1985 ; "New Cryogenic Materials : Fe-Mn-Al Alloys" par J. Charles et coll., Metal Progress, p. 71, mai 1981 ; "Processing and properties of Fe-Mn-Al Alloys" par C.J. Altstetter et coll., Materials Sci. and Engineering, vol. 82, p. 13, 1986 ; "The Evidence of Modulated Structure in Fe-Mn-Al C Austenitic alloys" par Kwan H. Ham et coll., Scripta Metal., vol. 20, p. 33, 1986 ; "Precipitation of the Carbide (Ee,Mn)3AlC in an Fe-Al Alloy" par P.J. James, J. Iron & Steel Inst., p. 54, janvier 1969. Si l'on passe en revue les références ci-dessus, on trouve que l'intervalle de composition chimique examiné est Fe-(7-16) 8 en poids d'Al-(20-40) % en poids de Mn-(0,3-2,0) % en poids de C-(0-2,0) % en poids de Si (0-10) % en poids de Ni. Pour obtenir la résistance exigée, l'alliage contenant la composition chimique dans cet intervalle doit être soumis à un recuit de mise en solution à des températures allant de 950'C à 1200-C, puis trempé rapidement dans l'eau, dans l'huile ou dans d'autres milieux de trempe, et finalement vieilli à des températures allant de 450 C à 750 C pendant des temps divers.Sur la base des références ci-dessus, les effets de la température de vieillissement sur les microstructures et sur les propriétés mécaniques peuvent être répartis approximativement dans les deux stades suivants (1) Premier stade (400'C à 55OC). Lorsque l'alliage est vieilli dans cet intervalle de température, des carbures (Fe,Mn)3Alcx fins commencent à précipiter de manière cohérente au sein de la matrice d'austénite. La taille des carbures (Fe,Mn)3AlCx est d'environ 300 A 600 A suivant la composition chimique, la température de vieillissement et le temps de vieillissement. En raison de la formation de carbures (Fe,Mn)3AlCx fins au sein de la matrice d'austénite, la résistance est remarquablement augmentée sans perte importante de ductilité.La valeur maximale de la résistance a été atteinte lorsque l'alliage a été vieilli à 550*C environ pendant des durées allant de 4 à 16 heures. La résistance à rupture, la limite élastique et l'allongement ainsi obtenus sont dans les intervalles de 138-176 ksi, 120-165 ksi et 46-22 % respectivement. (2) Second stade (550'C à 750'C). Deux types de précipités, à savoir le carbure (Fe,Mn)3Alcx et A13 8-Mn peuvent être observés lorsque l'alliage est vieilli dans cet intervalle de température. On a trouvé que les carbures (Fe,MnX3AlCx précipitent non seulement de manière cohérente au sein de la matrice d'austénite, mais également sur les limites des grains sous la forme de particules plus grossières.Plus la température de vieillissement est élevée, plus la quantité de carbures aux limites des grains est élevée. En plus de la précipitation de carbures (Fe,Mn)3AlCx, on a toujours observé la formation de précipités Al3 6-Mn sur les limites des grains par transformation de la structure austénitique en structure ferrétique plus Al3 ss-Mn. La formation de carbures (Fe,Mn)3AlCx et de précipités Al3 ss-Mn sur les limites des grains conduit à la fragilisation de l'alliage. On peut conclure de la discussion ci-dessus que les alliages (Fe,Mn)3Alcx peuvent posséder une haute résistance-haute ductilité après avoir été vieillis à environ 550-C. Cependant, il est nécessaire d'effectuer un traitement thermique compliqué comprennant un recuit de mise en solution, une trempe et un vieilissement. Les propriétés mécaniques d'alliages à base de Fe-Al-Mn-C à l'état laminé à chaud ont été indiquées dans les articles suivants : "An Assessment of Fe-Mn-Al Alloys as Substitutes for Stainless Steel" par J.C. Benz et coll., Journal of Metals, p. 36, mars 1985 ; et "Low Temperature Mechanical Behavior of Microalloyed and Controlled-Rolled Fe-Mn-Al-C-X Alloys" par Young G. Kim et coll., Metal. Trans. A, p. 1689-, sept. 1985. Les compositions chimiques et les propriétés mécaniques indiquées dans ces deux articles sont données dans le Tableau I et le Tableau II de l'invention pour la comparaison avec celles des aciers obtenus par la présente invention Dans le Tableau II, il est clair que la résistance de leurs alliages à l'état laminé à chaud n'est pas suffisamment élevée. Par conséquent, la caractéristique principale de la présente invention est, par une addition appropriée d'éléments d'addition et en réglant les conditions de laminage à chaud, de produire une tôle d'acier ayant une combinaison exceptionnelle de résistance et de ductilité à l'état laminé à chaud. Conformément à la présente invention, les propriétés mécaniques de la tôle d'acier sont aussi bonnes ou même meilleures que celles des autres alliages Fe-Al-Mn-C récemment mis au point, qui ont reçu un traitement thermique compliqué. Les microstructures et les propriétés mécaniques des alliages Fe-Al-Mn-C avec ou sans silicium et nickel, ont été étudiés d'une manière approfondie dans le présent travail, et les résultats sont résumés comme suit (1) La quantité de carbures (Fe,Mn)3AlCx précipitée dans l'alliage laminé à chaud dépend principalement des teneurs en aluminium et en carbone. (2) Lorsque l'alliage est laminé à chaud en continu et refroidi à l'air de la température finale de laminage à la température ambiante, les carbures (Fe,Mn)3Alcx précipités dans la matrice d'austénite tendent à devenir plus grossiers, et la forme des carbures parait être une morphologie tabulaire avec certaines orientations préférées.D'une manière générale, ces carbures sont à peu près six fois plus grands que ceux présents dans un alliage de même composition chimique après qu'il a été soumis à un recuit de mise en solution, trempé et vieilli aux environs de 550il. (3) Lorsque l'alliage est laminé à chaud en continu, puis trempé rapidement dans de l'eau depuis la température finale de laminage, on ne trouve aucun carbure (Fe,Mn)3AlCx dans la matrice d'austénite ou sur les limites des grains.Ce résultat indique que les carbures (Fe,Mn)3AlCx doivent être précipités au cours de l'opération de refroidissement par air depuis la température finale de laminage jusqu'à la température ambiante. (4) Les additions de silicium et de nickel n'améliorent pas la précipitation des carbures (Fe,Mn)3AlCx. (5) Les résultats des essais de traction montrent que les alliages Fe-Al-Mn-C, avec ou sans silicium et nickel, dans l'état laminé à chaud, ne peuvent pas atteindre une résistance satisfaisante. Certaines compositions chimiques de ces alliages et leurs propriétés mécaniques dans l'état laminé à chaud sont données dans le Tableau I, le Tableau Il et les exemples, respectivement, pour la comparaison avec celles de la tôle d'acier obtenue grâce à la présente invention. En conséquence, pour obtenir une combinaison exceptionnelle de résistance et de ductilité dans l'état laminé à chaud, la tôle d'acier de la présente invention doit être essentiellement constituée des éléments suivants (indiqués en pourcentage pondéral) : 4,5 à 10,5 t d'aluminium, 22,0 à 36,0 % de manganèse, 0,4 à 1,25 % de carbone, moins de 0,5 8 de nickel, moins de 1,2 a de silicium, moins de 0,5 " de molybdène, moins de 0,5 % de tungstène, moins de 0,5 % de chrome et au moins un des éléments suivants, 0,06 à 0,50 g de titane, 0,02 à 0,20 s de niobium et 0,10 à 0,40 % de vanadium ; le reste étant essentiellement du fer.Parmi ceux-ci, il existe des relations spéciales entre les teneurs en aluminium et en carbone : lorsque la teneur en aluminium est inférieure à environ 9,5 % en poids, la teneur en carbone peut atteindre t,25 % en poids, mais lorsque la teneur en aluminium est comprise entre 9,5 et 10,5 % en poids, la teneur en carbone doit être inférieure à 1,10 % en poids. Conformément à la présente invention , la composition chimique de la tôle laminée à chaud doit être limitée comme ci-dessus, et les raisons en sont les suivantes Aluminium Les variations de la teneur en aluminium ont des effets marqués à la fois sur la quantité et sur la répartition des carbures (Fe,Mn,M)3A1Cx dans la tôle d'acier laminée à chaud de la présente invention, la lettre "M" désignant le titane, le niobium et/ou le vanadium. Lorsque la teneur en aluminium est inférieure à 4,5 % en poids, la quantité de carbures (Fe,Mn,M)3AlCx précipitée dans la matrice d'austénite est pratiquement nulle, et la tôle d'acier ne peut pas atteindre une résistance satisfaisante dans l'état laminé à chaud.Lorsque la teneur en aluminium est comprise entre 4,5 et 10,5 % en poids, une quantité significative de carbures (Fe,Mn,M)3AlCx précipite de manière cohérente dans la matrice d'austénite, et par conséquent la plaque d'acier peut posséder une excellente résistance accompagnée d'une ductilité élevée. Lorsque la teneur en aluminium est supérieure à 10,5 % en poids, des carbures (Fe,Mn, M)3AlCx commencent à se former non seulement dans la matrice d'austénite, mais encore aux limites des grains d'austénite. La quantité et la taille des carbures des limites de grains augmentent avec la teneur en aluminium. La formation de carbures aux limites de grains est non seulement impuissante à augmenter la résistance, mais encore elle dégrade rapidement la ductilité de la tôle d'acier laminée à chaud. Conformément aux résultats expérimentaux de la présente invention, la teneur en aluminium doit être limitée à l'intervalle de 4,5 à 10,5 % en poids. Carbone Les effets des teneurs en aluminium et en carbone sur les microstructures et les propriétés mécaniques ont fait l'objet d'études poussées dans la présente invention. Certains résultats sont donnés dans la figure 1 et dans les exemples 2 à 4. La figure 1 montre les relations entre la teneur en aluminium, la teneur en carbone et les propriétés mécaniques de l'alliage Fe-29,8 s en poids de Mn-0,12 % en poids de Ti-0,08 % en poids Nb-Al C dans lequel les teneurs en aluminium et en carbone varient de 3,5 à 11,5 % en poids, et de 0,30 à 1,50 % en poids, respectivement.Les résultats expérimentaux indiquent que : (1) La présence d'une quantité significative de carbures tFe,Mn,M)3AlCx dans la matrice d'austénite est une condition préalable pour que l'acier possède une résistance satisfaisante. Pour atteindre cet objectif, l'acier doit contenir au moins 4,5 a en poids d'aluminium et 0,4 % en poids de carbone. (2) Dans les aciers contenant 4,5-9,5 k en poids d'aluminium et au-dessous d'environ 1,25 % en poids de carbone ou contenant 9,510,5 a en poids d'aluminium et au-dessous d'environ 1,10 % en poids de carbone, les carbures (Fe,Mn,M)3AlCx fins précipitent seulement-dans la matrice d'austénite et il ne se forme pas de carbures sur les limites des grains. Les résultats de l'essai de traction montrent que la résistance augmente lorsque les teneurs en aluminium et en carbone augmentent, sans aucune perte marquée de ductilité. (3) Dans les aciers contenant 4,5-9,5 % en poids d'aluminium et plus d'environ 1,5 % en poids de carbone ou contenant 9,5-10,5 % en poids d'aluminium et plus d'environ 1,10 % en poids de carbone, la ductilité éprouve une diminution rapide, qui est causée par la présence de carbures plus grossiers sur les limites des grains. (4) Les aciers contenant plus de 10,5 % en poids d'aluminium ont une très mauvaise ductilité. Au cours de l'opération de laminage à chaud, on peut trouver sur toute la tôle d'acier une quantité considérable de fissures. Manganèse Une forte quantité de manganèse est ajoutée pour stabiliser la structure austénitique, qui est favorable pour améliorer l'usinabilité et la ductilité de l'acier. Pour obtenir une excellente usinabilité et une excellente ductilité, l'acier laminé à chaud de la présente invention doit contenir au moins environ 22,0 en poids de manganèse. Cependant, si la teneur en manganèse dépasse environ 36,0 % en poids, il se forme des fissures dans la tôle d'acier au cours de l'opération de laminage à chaud. En conséquence, la teneur en manganèse doit être limitée à l'intervalle de 22,0 à 36,0 a en poids dans la présente invention. Titane. niobium et vanadium L'addition d'une faible quantité de titanes de nobium et/ou de vanadium en association avec des opérations de laminage contrôlées conduit à la formation de carbures (M)3AlCx extrêmement fins (où la lettre "M" désigne le titane, le niobium et/ou le vanadium) précipités de manière cohérente dans la matrice d'austénite à la température finale de laminage dans la tôle d'acier de la présente invention. Au cours du refroidissement par air de la température finale de laminage à la température ambiante, les carbures extrêmement fins qui pre- existent dans la matrice d'austénite agissent comme des noyaux pour la croissance de précipités, ce qui conduit à une grande quantité de carbures (Fe,Mn,M)3AlCx fins dans la matrice d'austénite. Pour démontrer encore les effets de l'addition de titane, de niobium et/ou de vanadium à la fois sur la précipitation des carbures et sur leurs propriétés mécaniques, on a effectué une série d'expériences. Après avoir été laminée à chaud en continu, puis trempée rapidement dans de l'eau à partir de la température finale de laminage, la microstructure de la tôle d'acier ne contenant pas d'élément d'addition de titane, de niobium et/ou de vanadium n'a pas montré de carbures précipités dans la matrice d'austénite ; si la tôle d'acier est laminée à chaud en continu et refroidie par air de la température finale de laminage à la température ambiante, les carbures précipités dans la matrice d'austénite sont très grossiers. La taille de ces carbures est d'environ 3600 A à 32000 A de long et de 520 A à 2200 A de large, comme le montre l'exemple 1. Le résultat de l'essai de traction montre que la tôle d'acier ne peut pas atteindre une résistance satisfaisante. Contrairement aux résultats ci-dessus, lorsque la tôle d'acier contenant au moins un des éléments d'addition titane, niobium et/ou vanadium est laminée à chaud en continu, puis trempée rapidement dans de l'eau à partir de la température finale de laminage, on a trouvé que les carbures (M)3AlCx extrêmement fins précipitaient de manière cohérente dans la matrice d'austénite. Si l'acier est laminé à chaud en continu et refroidi par air de la température finale de laminage à la température ambiante, les carbures précipités dans la matrice d'austénite sont extrêmement fins. La taille de ces carbures est d'environ 100 A à 300 A. C'est pourquoi la tôle d'acier de la présente invention peut posséder une excellente résistance à la traction accompagnée d'une ductilité élevée dans l'état laminé à chaud. Les effets de addition de titane, de niobium et/ou de vanadium sur les propriétés mécaniques de la tôle d'acier laminée à chaud sont indiquées dans la figure 2. Dans la figure 2, on voit que la résistance de la tôle d'acier laminée à chaud augmente remarquablement lorsque la teneur de titane, de niobium ou de vanadium est ajoutée jusqu'à environ 0,06, 0,02 ou 0,10 a en poids, respectivement ; et la résistance atteint une valeur maximale lorsque la teneur est élevée à environ 0,50, 0,20 ou 0,40 % en poids, respectivement. Des résultats expérimentaux ci-dessus, il ressort clairement que la tôle d'acier laminée à chaud de la présente invention doit contenir au moins un des métaux titane, niobium et vanadium. La teneur du titane est limitée à l'intervalle 0,06 à 0,50 % en poids ; celle du niobium à l'intervalle de 0,02 à 0,20 0 en poids et celle du vanadium à l'intervalle de 0,10 à 0,40 % enpoids. Nickel Le nickel est ajouté dans une quantité allant jusqu'a environ 1,8 % en poids dans plusieurs aciers alliés du commerce (par exemple l'AISI 4340) et dans une quantité jusqu'a plus de 8,0 % en poids dans les aciers inoxydables austénitiques du commerce (par exemple l'ASTM 304). Dans les aciers alliés, le nickel est ajouté pour augmenter la résilience de l'éprouvette enttil- lée en abaissant la température de transition ductilefragile. Dans les aciers inoxydables austénitiques, on ajoute suffisamment de nickel pour améliorer la ductilité et la déformabilité en permettant à la structure austénitique (FCC) d'etre conservée à la température ambiante. Dans le système de l'alliage Fe-Al-Mn-C, l'effet de l'addition de nickel sur les propriétés mécaniques a été indiqué dans l'US-A-3 111 405. Trois aciers alliés ayant pour compositions chimiques Fe-lO,O % en poids d'Al-0,27 % en poids de C-33,8 % en poids de Mn-2,3 z en poids de Ni, Fe-12,5 e. en poids d'Al-0,30 % en poids de C-33,0 % en poids de Mn-4,3 % en poids de Ni et Fe-9,3 % en poids d'Al-0,34 % en poids de C-35,4 % en poids de Mn-6,4 % en poids de Ni, respectivement, ont été examinés dans ce brevet.Il a été affirmé qu'après avoir été chauffés à 2000*F (1093-C), puis trempés dans de l'huile ou refroidis au four à la température ambiante respectivement, les trois aciers alliés possédaient un excellent allongement, allant de 25 à 45 . Dans la présente invention, des expériences détaillées ont été effectuées sur les effets de l'addition de nickel sur les microstructures et les propriétés mécaniques. Les résultats sont donnés dans la figure 3 et l'exemple 6. La composition chimique de l'acier examiné est Fe-8,0 % en poids d'Al-28,5 % en poids de Mn-0,90 % en poids de C-0,30 % en poids de Ti avec une quantité variable de nickel allant de O à 5,0 s en poids. Le résultat est très surprenant. Lorsque la teneur en nickel est inférieure à environ 0,5 % en poids, la ductilité de la tôle d'acier laminée à chaud est légèrement augmentée.Cependant des précipités en bâtonnets avec une structure de widmanstätten commencent à se former dans la matrice d'austénite lorsque la quantité de nickel ajoutée est supérieure à environ 1,0 % en poids, ce qui conduit à une diminution remarquable de la ductilité. Sur la base des analyses de microscopie électronique par transmission (TEM), on peut confirmer que ces précipités en bâtonnets ont une structure cubique centrée ordonnée qui appartient au type B2 (NiAl), comme le montre l'exemple 6. La quantité de phase ordonnée du type B2 augmente avec la teneur en nickel. Lorsque la teneur en nickel atteint environ 2,5 % en poids1 on peut trouver une quantité considérable de fissures sur toute la tole d'acier après laminage à chaud. Par conséquent1 conformément à la présente invention, la teneur en nickel doit être strictement limitée au-dessous d'environ 0,5 % en poids. Silicium Les effets de l'addition de silicium à la fois sur les microstructures et sur les propriétés mécaniques ont également été étudiés dans la présente invention. Certains résultats sont donnés dans la figure 4 et l'exemple 7. La composition chimique de l'acier examiné est Fe-6,0 t. en poids drAl-25,0 % en poids de Mn-0,75 en poids de C-0,6 s en poids de Nb avec diverses quantités de silicium allant de O à 2,0 eé en poids. Les résultats montrent que lorsque la teneur en silicium est inférieure à environ 1,2 % en poids, la résistance de la tôle d'acier laminée à chaud augmente légèrement avec la teneur en silicium, sans perte significative de ductilité.Cependant, lorsque la teneur en silicium atteint environ 1,2 % en poids ou davantage la ductilité éprouve une diminution remarquable par formation d'une phase ordonnée du type DO3r comme le montrent l'exemple 7 et la figure 4. Par conséquent, conformément à la présente in ventionr la teneur en silicium doit être limitée au-dessous d'environ 1,2 % en poids. Chrome. Molvbdène et Tungstène Le chrome, le molybdène et le tungstène sont des formateurs de carbures très puissants. Ils sont généralement ajoutés pour améliorer les propriétés mécaniques des aciers alliés du commerce. Dans la présente invention, des expériences détaillées ont été effectuées sur les effets d'additions de chrome, de molybdène et de tungstène à la fois sur la précipitation des carbures et sur les propriétés mécaniques. Certains résultats sont donnés dans les exemples 8-10, respectivement.Les résultats indiquent que lorsque la teneur en chrome, molybdène ou tungstène est inférieure à environ 0,5 es en poids, la résistance de la tôle d'acier laminéé à chaud augmente légèrement avec la teneur en chrome, molybdène ou tungstène, sans baisse remarquable de la ductilité. Cependant, des précipités grossiers commencent à se former aux limites des graines, aux limites jumelées et dans la matrice d'austénite lorsque la quantité de chrome, de molybdène ou de tungstène ajoutée va jusqu'à environ 1,0 2 en poids ou davantage ce qui provoque une diminution remarquable de ductilité.Sur la base des analyses par microscopie électronique par transmission, on trouve que ces précipités sont des carbures (Fe,Cr)7C3 dans les alliages contenant du chrome, des carbures (Fe,Mo)6C dans les alliages contenant du Mo et des carbures (Fe, W)6C dans les alliages contenant du W, respectivement, comme le montrent les exemples 8 à 10. La quantité de ces carbures grossiers augmente manifestement avec la teneur en chrome, molybdène ou tungstène. La formation de ces carbures grossiers provoque la dénudation du carbone, qui supprime la précipitation de carbures (Fe,Mn,M)3AlCx extrêmement fins. Ainsi, conformément à la présente invention, la teneur en chrome, molybdène ou tungstène doit être strictement limitée au-dessous d'environ 0,5 % en poids. Une autre caractéristique importante de la présente invention est de régler les conditions de laminage à chaud en continu. Les raisons en sont les suivantes Les effets de la température finale de laminage à la fois sur les microstructures et les propriétés mécaniques de la tôle d'acier laminée à chaud ont été étudiés dans la présente invention. Après avoir été chauffé à des températures allant de 1050il à 1250'C pendant deux heures, un lingot d'acier de 80 mm de large, 40 mm d'épaisseur et 300 mm de long a été laminé à chaud en continu jusqu'à une épaisseur finale de 5,0 mm, puis refroidi à l'air de la température finale de laminage à la température ambiante.La température finale de laminage a été réglée entre 800C et 1900il. Les résultats montrent que lorsque la température finale de laminage est comprise entre 920-C et 1000 C, les carbures (Fe,Mn, M)3AlCx précipitent de manière cohérente dans la matrice d'austénite. Mais lorsque la température finale de lami- nage est comprise entre environ 800'C et 920'C, il reste dans la matrice d'austénite une densité élevée de cellules de dislocation et il se forme une grande quantité de carbures (Fe,Mn,M)3AlCx fins sur les cellules de dislocation.En raison de la formation d'une sous-structure de cellules de dislocation et de la précipitation de carbures (Fe,Mn^M)3AlCx ténus, la résistance de la tôle d'acier laminée à chaud augmente remarquablement sans diminution significative de la ductilité, comme le montrent l'exemple 5 et le Tableau II. En outre, pour démontrer l'intérêt de la présente invention, une partie des compositions chimiques et des résultats des essais de traction sur les tales d'acier allié laminées à chaud obtenues grâce à la présente invention sont donnés dans le Tableau I et le Tableau II, respectivement. Les caractéristiques des tôles d'acier laminées à chaud du commerce bien connues et d'autres alliages Fe-Al-Mn-C connus sont également incluses à titre de comparaison. Ces résultats ne sont donnés que pour bien montrer les caractéristiques de la tôle d'acier laminée à chaud de la présente invention et ils ne doivent pas être considérés comme le domaine de la présente invention. Tableau I Compositions chimiques d'aciers d'échantillons de la présente invention et d'aciers utilisés à titre de comparaison (% en poids) Autres élé- Remar Al Mn C Ti Nb V ments d'addition ques 1 9,47 29,6 0,86 0,08 E 2 4,76 24,8 0,55 0,15 C 3 7,02 26,3 0,61 0,40 Si=0,50 H 4 5,01 32,0 1,10 0,21 A 5 7,50 29,8 1,20 0,12 0,06 N 6 9,03 28,3 0,85 0,36 Cr=0,42 T 7 6,97 25,9 0,64 0,20 Cr=0,35 Mo=0,25 I 8 7,66 25,2 0,78 0,35 0,18 W=0,34 L S 9 4,53 26,4 0,73 0,12 10 9,41 29,7 1,02 0,38 0,12 0,11 Mo=0,35 l 11 5,03 26,4 0,58 0,36 A 12 8,02 28,5 9,90 0,30 Ni=0,50 C 13 7,48 30,1 0,76 0,09 0,10 I 14 7,38 27,1 0,86 0,16 Cr=0,21 Si=0,53 E 15 6,72 27,7 0,59 0,11 Ni=0,43 Cr=0,18 R 16 6,84 30,4 0,91 0,03 D E 17 9,46 27,8 0,96 0,31 L 18 6,20 31,3 0,77 0,28 -------- ----- Mo=0,36 A 19 10,46 29,3 0,95 0,20 Ni=0,20 P 0 9,34 29,5 1,05 0,35 0,10 W=0,30 R E 21 4,98 29,6 0,90 0,13 0,09 S 2 5,03 29,3 0,55 0,09 E 3 6,42 22,3 0,66 0,09 0,21 Mo=0,18 N 4 6,58 29,1 0,78 0,11 0,12 T E 25 4,97 26,1 0,58 0,16 N 6 5,36 27,5 0,65 0,46 V 7 8,56 27,4 0,90 0,13 0,32 nI=0,31 W=0,45 E 8 6,30 26,4 0,68 0,15 N 29 5,77 25,2 0,66 0,09 0,18 Si=1,21 0 30 6,86 28,7 0,58 0,06 W=0,20 N Tableau I (suite) Autres élé- emar Al au Mn C Ti Nb V ments d'addition ;ques 31 7,51 29r8 0r95 0,07 32 6,98 3011 0,64 = - 0,12 Cr=0,50 Si=1,00 33 5,52 25,8 3,46 0,21 0,08 Si=Or48 34 7,47 29,5 0,88 0,14 0,08 a 35 9,12 34,6 0r87 ~ 0,41 36 9,47 30,2 1,10 0,11 0,09 = Si=1,O Mu=0,20 37 7,12 26,5 0,63 0,32 ~ Cr=0,21 38 6,47 27,2 0,74 ~ Or18 0,24 vJ 39 7,04 29,3 0,93 0,27 O H 1 OH 40 7,82 28,6 1,06 ~ 0,05 0,24 Mu=0,19 41 9,42 27,6 0,93 0,28 42 6,22 29,6 0,81 0,42 = = W=0,28 u 43 6,12 26,0 0,57 0,17 Cr=0,24 44 9,03 28,3 0,85 45 7,49 29,5 131 0,12 0,08 46 7,47 29,6 1,42 0,13 0,06 47 11,30 31,6 1,09 0,20 48 3,61 25,3 0,56 0,15 H 49 9,00 28,5 0,90 0,30 Ni=4,00 tri 50 6,00 25,0 0,75 = 0,20 = Si=1,40 tri 51 6,24 31,1 0,79 0,30 Mo=4,48 52 6,20 29,8 0,80 0,41 W=2,86 = > tri 53 7,11 26,8 0,65 0,31 Cr=3,50 54 8,00 30,0 1,00 Si=1,50 55 10,00 34,5 076 56 5,00 30,0 0,30 ~ ~ ~ X 57 5,00 o 0,30 0,10 o 58 5,00 30,0 0,30 0,10 H 59 0,90 0,12 0,10 Si=0,35 Ni=5,25 z Cor=0,70 Mu=0,65 60 0,40 0,20 Si=O,35 Ni=3,50 Cr=1,80 Mo=0,60 Brève descrition du Tableau I (1) Les numéros 1 à 43 donnent les compositions chimi ques des aciers échantillons de la présente inven tion. (2) Les numéros 44 à 53 donnent les compositions chimi ques des aciers échantillons utilisés à titre de comparaison. t3) Les numéros 54 et 55 donnent les compositions chimi ques des aciers utilisés à titre de comparaison (conformément à "An Assessment of Fe-Mn-Al Alloys as Substitutes for Stainless Steel" par H.W. Leaven worth, Jr. et J.C. Benz, Journal of Metals, p. 36, 1985). (4) Les numéros 56 à 58 donnent les compositions chimi ques des aciers utilisés à titre de comparaison (conformément à "Low Temperature Mechanical Behavior of Microalloyed and Controlled-Rolled Fe-Mn-Al-C-X Alloys" par Young G. Kim et coll., Metal. Trans. A, p. 1689, sept. 1985). (5) Les numéros 59 et 60 donnent les compositions chimi ques des aciers utilisés à titre de -comparaison. (deux tôles d'acier alliées Fe-Ni-Cr-Mo du commercer conformément à "The Making, Shaping and Treating of Steel publié par United States Steelr 9ème édition, p. 1141-1142). Tableau II Propriétés mécaniques d'aciers échantillons de la présente invention et d'aciers utilisés à titre de comparaison. Résistance à Limite Allon- Réduction emar N' la rupture élastique gement de surface ues (UST)(Ksi) (YS)(Ksi) (ex)(%) (RA)(8) 1 177 165 36,0 44t2 2 128 103 50r0 55,4 3 168 140 46,8 52,0 4 136 113 43,2 50,8 5 170 151 37,2 45,4 6 184 179 368 45,1 7 158 135 47,2 53w2 t8 185 174 36,9 43,8 9 136 106 51,4 55,6 z o 10 212 203 232 308 H Ed t11 154 128 48,6 52,8 12 181 t68 39,0 46,3 Z H t13 170 148 46,1 52,6 14 162 151 45,3 55,1 z tri t15 159 136 38,8 44,9 16 148 129 38,2 47,3 17 202 181 33,8 41,3 18 156 143 41,2 44,3 n 19 t88 172 22,1 29,3 20 2t2 188 32,4 38,6 H H 21 141 120 46,0 51,4 22 156 123 45,6 52,0 tri 23 146 124 43,2 i 47,3 24 163 136 46,8 51fi9 H 25 138 -116 47r3 53,7 26 169 138 48,1 53,6 :1: s 27 205 196 29,0 35,3 28 168 145 48,3 53,5 29 158 130 34,1 43,9 30 i 155 136 41,7 53,6 Tableau II (suite) Résistance à Limite Allon- Réduction I Remar N' la rupture élastique gement de surface ques (UST)(Ksi) (YS)(Ksi) tEL)(%) (RA)() 31 168 147 44,4 51,3 32 151 130 41,9 50,2 33 126 110 52,4 60,7 34 172 153 45,4 52,3 z 35 182 168 31,7 42,6 o: O w ex H t36 202 193 26,7 30,7 H 37 158 141 45,2 54,3 a z *38 163 144 42,1 49,7 Z H 39 164 142 39,7 48,2 "z 40 183 165 37,3 48,0 w w H tri 41 185 174 32j3 39,6 42 158 146 40,8 51,2 43 148 126 47,7 56,2 44 123 89 27,8 31,3 45 174 153 8,3 16,1 46 177 155 6,1 12,6 47 206 198 2,3 4,5 tri 48 101 78 56,0 61,3 tri 49 188 181 6,5 14,3 H Hz 50 166 157 10,6 21,2 être 51 163 148 14,2 23,2 H w e: 52 161 151 18,6 27,3 H z 53 161 145 15,8 26,1 - o 54 125 72 62,0 57,0 55 133 104 56,3 61,0 o 56 105 83 33,8 ~~ nu 57 109 84 29,1- 51,0 z H a:: = 58 107 91 32,4 - 59 150 130 15,0 50,0 60 135 100 16;0 50,0 Brève descriPtion du Tableau II (1) Les numéros 1 à 43 donnent les propriétés mécaniques des aciers échantillons de la présente invention. ("*" indique que la température finale de laminage est de 830'C, et elle est de 92011C pour les au tres). (2) Les numéros 44 à 53 donnent les propriétés mécani ques des aciers échantillons utilisés à titre de comparaison. (3) Les numéros 54 et 55 donnent les propriétés mécani ques des aciers utilisés à titre de comparaison (conformément à "An Assessment of Fe-Mn-Al Alloys as Substitutes for Stainless Steel" par H.W. Leaven worth, Jr. et J.C. Benz, Journal of Metals, p. 36, 1985). (4) Les numéros 56 à 58 indiquent les propriétés mécani ques des aciers utilisés à titre de comparaison (conformément à "Low Temperature Mechanical Behavior of Microalloyed and Controlled-Rolled Fe-Mn-Al-C-X Alloys" par Young G. Kim et coll., Metal. Trans. A, p. 1689, sept. 1985). (5) Les numéros 59 et 60 indiquent les propriétés méca niques des aciers utilisés à titre de comparaison. (Deux aciers alliés laminés à chaud Fe-Ni-Cr-Mo du commerce, conformément à "The Making, Shaping and Treating of Steel" publié par United States Steel, 9ème édition, p. 1141-1t42). Les propriétés mécani ques sont déterminées sur les aciers austénisés, trempés, puis mis à revenir à environ 565'C. Brève description des dessins Fig. I Effets des teneurs en aluminium et en carbone sur (a) la limite élastique, (b) l'allongement de l'alliage Fe-29,8 % en poids de Mn-0,12 en poids de Ti-0,08 % en poids de Nb-Al-C. Fig. 2 Effets des teneurs en titane, niobium ou vana dium sur la limite élastique de l'alliage Fe 7,0 % en poids d'Al-26,0 k en poids de Mn 0,60 % en poids de C-X ("X" désigne le titane le niobium ou le vanadium). Fig. 3 Effets de la teneur en nickel sur la limite élastique et l'allongement de l'alliage fE-8,0% en poids d'Al-28,5 % en poids de mN-0,90 % en poids de C-0,30 8 en poids de Ti-Ni. Fig. 4 Effets de la teneur en silicium sur la limite élastique et l'allongement de l'alliage Fe 6,0 % en poids -dlAl-25,0 % en poids de Mn 0,75 t en poids de C-0,12 % en poids de Nb-Si. Fig. 5 Photomicrographie au microscope électronique à transmission de l'acier échantillon n 6 de la présente invention. L'acier échantillon a été laminé à chaud en continu à partir de 1200 C, puis refroidi à l'air à partir de la températu re finale de laminage de 920'C jusqu'à la tem pérature ambiante. (a) photomicrographie en fond clair, (b)-(f) diagrammes de diffraction d'une région choisie prise dans la région mix te de la matrice d'austénite et des précipités fins. Les axes de la zone sont les axes (001), [011], (111)r F112) et (123) de la matrice d'austénite, respectivement, (matrice (Fe,Mn,M)3AlCx : hkl). (g) Photomicrographie en fond noir. Fig. 6 Photomicrographie au microscope électronique par transmission en fond clair de l'acier échantillon n' 44 utilisé à titre de comparai son. L'acier échantillon a été laminé à chaud en continu à partir de 1200'C, puis refroidi à l'air à partir de la température finale de la minage de 920'C jusqu'à la température ambian te. Fig. 7 Photomicrographies au microscope électronique par transmission des aciers échantillons après qu ils ont été laminés à chaud en continu à partir de 1200'C, puis trempés dans l'tau à partir de la température finale de laminage de 920 C. (a) et (b) photomicrographie en fond clair et diagramme de diffraction d'une région choisie prise dans l'acier échantillon n 6 de la présente invention, respectivement (le point marqué d'une flèche est le point de diffraction du précipité). (c) diagramme de diffraction d'une région choisie prise dans l'acier échan tillon n' 44 utilisé à titre de comparaison. Fig. 8 Photomicrographie au microscope électronique par transmission en fond clair de l'acier échantillon n 2 de la présente invention L'acier échantillon a été. laminé à chaud en continu, puis refroidi par air à partir de la température finale de laminage de 920'C jusqu' à la température ambiante. Fig. 9 Photomicrographie au microscope électronique par transmission en fond clair de l'acier échantillon n 48 utilisé à titre de comparai son. L'acler échantillon a été laminé à chaud en continu, puis refroidi par air à partir de la température de laminage finale de 920'C jus qu'à la température ambiante. Fig. 10 Photomicrographie au microscope électronique par transmission en fond clair de l'acier échantillon n' 4 de la présente invention. L'acier échantillon a été laminé à chaud en continu, puis refroidi par air à partir de la température de laminagé finale de 920'C jusqu'à la température ambiante. Fig. Il Photomicrographie au microscope électronique par transmission en fond clair de l'acier échantillon n' 47 utilisé à titre de comparai son. L'acier échantillon a été laminé à chaud en continu, puis refroidi à l'air à partir de la température de laminage de 920'C jusqu'à la température ambiante. (a) microstructure dans le grain d'austénite. (b) présence de carbures (Fe,Mn)3AlCx grossiers sur les limites des grains d'austénite (les particules marquées d'une flèche sont les carbures des limites des grains). Fig. 12 Photomicrographie au microscope électronique par transmission en fond clair de l'acier échantillon n' 5 de la présente invention. L'acier échantillon a été laminé à chaud en continu, puis refroidi par air à partir de la température finale de laminage de 920'C jusqu'à la température ambiante. Fig. 13 Photomicrographie au microscope électronique par transmission en fond clair de l'acier échantillon n 45 utilisé à titre de compara ison. L'acier échantillon a été laminé à chaud en continu, puis refroidi par air à partir de la température finale de laminage de 920'C jus qu'à la température ambiante. Fig. 14 Photomicrographie au microscope électronique par transmission en fond clair de l'acier échantillon n 46 utilisé à titre de comparai son. L'acier échantillon a été laminé à chaud en continu, puis refroidi par air à partir de la température finale de laminage de 920'C jus qu'à la température ambiante. Fig. 15 Photomicrographies au microscope électronique par transmission en fond clair de l'acier échantillon n' 20 de la présente invention. L'acier échantillon a été laminé à chaud en continu à partir de 1200'C, puis refroidi par air à partir de la température finale de lami nage de 830'C jusqu'à la température ambiante. (a) et (b) photomicrographies au microscope électronique par transmission en fond clair de la même région à un grossissement différent. (c) photomicrographie au microscope électroni que par transmission en fond noir de la meme région que dans la fig. 15(b). Fig. 16 Photomicrographies de l'alliage Fe-8,0 % en poids d'Al-28,5 % en poids de Mn-0,90 % en poids de C-0,30 % en poids de Ti-4,0 % en poids de Ni , après qu'il a été lamine à chaud en con tinu à partir de 1200'C, puis refroidi par air de la température finale de laminage de 920'C jusqu'à la température ambiante. (a) photomi crographie optique, (b) photomicrographie au microscope électronique par transmission en fond clair, (c)-(d) diagrammes de diffraction de régions choisies prises uniquement dans un précipité en bâtonnets. Les axes de la zone sont [001] et [011)r respectivement. Fig. 17 Photomicrographies optiques de l'alliage Fe 6,0 % en poids d'Al-2510 % en poids de Mn 0,75 % en poids de C-0,12 % en poids de Nb-Si dans l'état laminé à chaud. (a) Si=1,2 % en poids (b) Si=1,4 % en poids (c) Si=1,8 % en poids (d) Si=2,0 % en poids, respectivement. Fig. 18 Photomicrographies au microscope électronique par transmission de l'alliage Fe-6,0 % en poids d'Al-25,0 % en poids de Mn-0,75 % en poids de C-0,12 % en poids de Nb-1,4 % en poids de Si à l'état laminé à chaud. (a) photomicrographie au microscope électronique par transmission en fond clair (b)-(c) diagrammes de diffraction de régions choisies prises dans la région indiquée dans la figure 18(a). (d)-(e) photomicrogra phies au microscope électronique par transmis sion en fond noir en utilisant les réflections C03 (111) et (200), respectivement. (matrice:hkl, DQ3:hkl) Fig. 19 Photomicrographies au microscope électronique par transmission de l'alliage Fe-8,20% en poids d'Al-31,3 % en poids de Mn-0,77 % en poids de C-0,28 % en poids de Ti-1,0 % en poids de Mo à l'état laminé à chaud. (a) photomicro graphie au microscope électronique par trans mission en fond clair, (b) diagramme de dif fraction d'une région choisie prise dans un carbure (Fe,Mo)6C et dans la matrice d'austéni te environnante.Les axes de zone de la matrice d'austénite et du carbure (Fe,Mo)6C sont tO11] et [011], respectivement, (matrice:hkl, (Fe,Mo)6C:hkl) Fig. 20 Photomicrographie au microscope électronique par transmission en fond clair de l'acier échantillon n' 51 utilisé à titre de comparai son. L'acier échantillon a été laminé en conti nu à partir de 1200'C, puis refroidi à l'air à partir de la température finale de laminage de 920'C jusqu'à la température ambiante. Fig. 21 Photomicrographies au microscope électronique par transmission de l'alliage Fe-6,22 % en poids d'Al-29,6 % en poids de Mn-0r81 % en poids de C-0,42 % en poids de Ti-1,0 % en poids de W à l'état laminé à chaud. (a) photomicro graphie au microscope électronique par trans mission en fond clair (b) diagramme de diffrac tion d'une région choisie prise dans un carbure (Fe,W)6c et dans la matrice d'austénite envi ronnante. Les axes de zone de la matrice d'aus ténite et du carbure (Fe,W)6C sont [111] et colle, respectivement. (matrice:hkl, (Fe,W)6C:hkl) Fig. 22 Photomicrographie au microscope électronique par transmission en fond clair de l'acier échantillon n- 52 utilisé à titre de compara ison. L'acier échantillon a été laminé à chaud en continu à partir de 1200 C, puis refroidi à l'air à partir de la température finale de la minage de 920'C jusqu'à la température ambian te. Fig. 23 Photomicrographies au microscope électronique par transmission de l'acier échantillon n' 53 utilisé à titre de comparaison. L'acier -échan tillon a été laminé à chaud en continu à partir de 1200-C, puis refroidi à l'air à partir de la température finale de laminage de 920'C jusqu'à la température ambiante. (a) photomicrographie au microscope électronique par transmission en fond clair, (b)-(d) diagrammes de diffraction de régions choisies prises dans un carbure Cr7C3. Les axes de zone sont [1210], [1216) et [1213] r respectivement. E X E M P L E 1 Cet exemple a pour objet de démontrer qu'à la température finale de laminage, les carbures (Fe,Mn,M)3 AlCx extrêmement fins se sont déjà répartis d'une manière homogène dans la matrice d'austénite de la tôle d'acier obtenue au moyen de la présente invention. Au cours du refroidissement par air à partir de la température finale de laminage jusqu'à la température. ambiante, ces carbures extrêmement fins préexistants se comportent comme de noyaux pour la croissance du précipité1 ce qui conduit à la formation d'une grande quantité de carbures fins dans la matrice d'austénite. Ayant cette caractéristique, la tôle d'acier de la présente invention possède ainsi une excellente résistance à la traction accompagnée d'une ductilité élevée dans l'état laminé à chaud. Deux aciers échantillons ayant les compositions chimiques n' 6 et n' 44 du tableau 1 ont été examinés dans le présent exemple. Le n 6 est l'acier échantillon de la présente invention et le n 44 est l'acier échantillon utilisé à titre de comparaison. La composition chimique de l'acier échantillon n' 44 est similaire à celle de l'acier échantillon n' 6, excepté qu'il ne contient ni titane, ni chrome. Deux lingots d'acier ayant les compositions chimiques n 6 et n' 44 ont été préparés avec un four à induction à haute fréquence, respectivement. Les dimensions des lingots étaient 80 mm de large, 40 mm d'épaisseur et 300 mm de long.Après avoir été chauffés à 1200'C pendant 2 heures, les lingots d'acier ont été laminés à chaud en continu jusqu'à une épaisseur finale de 5,0 mm puis refroidis à l'air à partir de la température finale de laminage de 920'C jusqu'à la température ambiante. La réduction d'épaisseur a été d'environ 87,5 E. Les figures 5(a) à 5(g) montrent les photomicrographies au microscope électronique par transmission de l'acier échantillon n 6 après qu'il a subi l'opération ci-dessus. Un fin précipité entouré d'un contraste brillant se voit nettement dans la figure 5(a), qui est une photomicrographie au microscope électronique par transmission en fond clair. Les diagrammes de diffraction de régions choisies prises dans la région mixte de la matrice d'austénite et des précipités fins sont donnés dans les figures 5(b) à 5(f). Les axes de zone sont [001), (011), Ci111( t1t2], et [123] de la matrice d'austénite respectivement. En plus des points correspondant à la matrice d'austénite, les diagrammes de diffraction se composent aussi de petits points de superréseaux dus à la présence de précipités fins. Sur la base des analyses des diagrammes de diffraction, on peut confirmer que le précipité fin présent dans la matrice d'austénite est constitué de carbures (Ee,Mn,M)3AlCx ayant une structure du type Ll2. La figure 5(g), une photomicrographie au microscope électronique par transmission en fond noir prise de la même région de la figure 5(a) montre nettement que les carbures précipités dans la matrice d'austénite sont d'une taille très fine, d'environ 100 A - 300 A.Le résultat de l'essai de traction montre que la résistance à la rupture, la limite élastique et l'allongement de l'acier échantillon n' 6 à l'état laminé à chaud sont de 184 Ksi, 179 Ksi et 36,8%, respectivement. Contrairement à l'observation ci-dessus, une grande quantité de carbures plus grossiers précipités dans la matrice d'austénite a été trouvée dans l'acier échantillon n' 44, comme le montre la figure 6. La taille des carbures est d'environ 3600 A - 32000 A de long et de 520 A - 2200 A de large. Le résultat de l'est sai de traction montre que la résistance à la rupture la limite élastique et l'allongement de l'acier échantillon n' 44 dans l'état laminé à chaud sont de 123 Ksi, 89 Ksi et 27,8 % respectivement. Comme, pour montrer une autre caractéristique de la présente invention, deux lingots d'acier ayant les mêmes compositions chimiques que les aciers échantillons n' 6 et n' 44r respectivement, ont commencé à être laminé en continu à partir de 200iC, et ont été très rapidement trempés dans de l'eau au lieu d'etre refroidis par air à partir de la température finale de laminage de 920'C jusqu'à la température ambiante. Les figures 7(a) et 7(b) sont une photomicrographie au microscope électronique par transmission en fond clair et un diagramme de diffraction d'une région choisie de l'acier échantillon n' 6 dans l'état trempé, respectivement. La figure 7(c) représente le diagramme de diffraction d'une région choisie de l'acier échantillon n' 44.En comparant la figure 7(b) avec la figure 7(c), on note que les carbures extrêmement fins ont déjà précipité dans la matrice austénitique de l'acier échantillon ne 6 à la température finale de laminage. Par contre, le diagramme de diffraction de l'acier échantillon n' 44 ne révèle que des taches de diffraction de matrice austénitique et l'on n'observe pas de points de diffraction de précipité. Ceci laisse supposer qu'il ne s'est pas formé de précipite dans l'acier échantillon n 44 à la température finale de laminage. Sur la base dès observations et analyses ci-dessus, on pense qu'à la température finale de laminage, des carbures extrêmement fins ont déjà précipité de manière cohérente au sein de la matrice d'austénite- dans l'acier échantillon n- 6 de la présente invention. Au cours de l'opération de refroidissement par air, ces carbures extrêmement fins préexistants se comportent comme des noyaux pour la croissance du précipité. Les carbures obtenus non seulement sont très fins, mais ils ont également une morphologie en gouttelettes, tandis que les carbures formés dans l'acier échantillon n'4 non seulement sont beaucoup plus grossiers, mais encore ont une morphologie tabulaire avec certaines orientations préférées. Ceci explique pourquoi la tôle d'acier de la présente invention possède une résistance à la traction très supérieure accompagnée d'une ductilité supérieure. Ceci est une caractéristique très importante de la présente invention. EXEMPLE 2 Le présent exemple est destiné à montrer les effets de la teneur en aluminium sur les microstructures et les propriétés mécaniques. Deux aciers échantillons contenant les compositions chimiques n- 2 et ne 48 du tableau I ont été examinés dans la présente invention. Le n'2 est l'acier échantillon de la présente invention et le n' 48 est l'acier échantillon utilisé à titre de comparaison. La composition chimique de 1 acier échantillon n' 48 est semblable à celle de l'acier échantillon n' 2, excepté qu'il contient moins d'aluminium Après qu'ils ont été laminés à chaud en continu et refroidis par air à partir de la température finale de laminage de 920 C jusqu'à la température ambiante, une forte quantité de carbures fins a précipité de manière cohérente dans la matrice d'austénite de l'acier échantillon n' 2, tandis qu'il s'est formé très peu de carbure dans la matrice d'austénite de l'acier échantillon n- 48, comme le montrent respectivement la figure 8 et la figure 9. Dans le tableau II; on peut voir que la résistance de ces deux aciers échantillons est très différente.Sur la base du présent exemple et de la figure 1, on peut conclure que pour obtenir une résistance satisfaisante à l'état laminé à chaud, la tôle d'acier doit contenir plus de 4,5 % en poids d'aluminium. EXEMPLE 3 Le présent exemple est également destiné à montrer les effets de la teneur en aluminium sur les microstructures et les propriétés mécaniques. Deux aciers échantillons ayant les compositions chimiques n' 4 et n' 47 du tableau I ont été examinés dans le présent exemple. Le n 4 est l'acier échantillon de la présente invention et le n' 47 est l'acier échantillon utilisé à titre de comparaison. La composition chimique de l'acier échantillon n- 47 est semblable à celle de l'acier échantillon n- 4, excepté en ce qui concerne la teneur en aluminium.Les figures 10 et 11 sont des photomicrographies au microscope électronique à transmission en fond clair des aciers échantillons n' 4 et n- 47 apres qu'ils ont été laminés à chaud en continu et refroidis par air à partir de la température finale de laminage de 920'C jusqu'à la température ambiante, respectivement. Dans ces deux photomicrographies, on peut voir que lorsque la teneur en aluminium est de 5,0 % en poids et la teneur en carbone est de 1,10 % en poids, les carbures qui ont précipité dans la matrice d'austénite sont assez fins et les carbures qui ont précipité sur les limites de grain sont en très faible quantité et d'une taille très fine. Le résultat de l'essai de traction montre que la ductilité est excellente. Par contre, lorsque la teneur en carbone est maintenue aux environs de 1,10 % en poids et que la teneur en aluminium est élevée jusqu'à 11,30 % en poids non seulement les carbures qui ont précipité dans la matrice d'austénite sont devenus beaucoup plus grossiers, mais la quantité et la taille des carbures des limites des grains ont augmenté rapidement. En raison de la présence de carbures plus grossiers aux limites des grains, la ductilité est radicalement abaissée. EXEMPLE 4 Le présent exemple est destiné à montrer les effets de la teneur en carbone sur les microstructures et les propriétés mécaniques. Trois aciers échantillons ayant les compositions chimiques n' 5, n' 45 et n' 46 du tableau 1 ont été examinés dans le présent exemple. Parmi ceux-ci, le n' 5 est l'acier échantillon de la présente invention, tandis que les numéros n 45 et 46 sont des aciers échantillons utilisés à titre de comparaison. Les compositions chimiques des aciers échantillons n' 45 et n 46 sont semblables à celles de l'acier échantillon n' 5, excepté qu'ils contiennent davantage de carbone. Les figures 12 à 14 sont des photomicrographies au microscope électronique à transmission en fond clair des aciers échantillons n' 5, n 45 et n 46 à l'état laminé à chaud, respectivement. Il ressort clairement de ces photomicrographies que les carbures n'ont précipité que dans la matrice d'austénite de l'acier échantillon n' 5. Cependant, des carbures plus grossiers ont également précipité aux limites des grains en plus de la matrice d'austénite à la fois dans les aciers échantillons n- 45 et n' 46. Sur la base des observations ci-dessus et de la figure 1(b), on peut conclure que pour éviter la formation de carbures plus grossiers aux limites des grains, la teneurs en carbone doit être limitée au-dessous d'environ 1,25 s en poids. E. XEMPLE 5 Le présent exemple est destiné à montrer les effets d'un -laminage à chaud contrôlé en continu sur la précitation des carbures et les propriétés mécaniques. Un lingot d'acier ayant la même composition chimique que 1 acier échantillon n' 20 du tableau I a été préparé pour le présent examen. Les dimensions du lingot étaient de 80 mm de largue, de 40 mm d'épaisseur et de 300 mm de long. Après avoir été chauffé à 1200in pendant 2 heures, le lingot d'acier a été laminé à chaud en continu jusqu'à une épaisseur finale de 5r0 mm, puis refroidi à l'air à partir de la température finale de laminage jusqu'à la température ambiante. La température finale de laminage a été réglée à 830'C au lieu d'être de 920'C comme il est indiqué dans le tableau Il. Après qu'il a subi l'opération ci-dessus, on trouve dans le présent acier échantillon une haute densité de dislocations dans la matrice d'austénite, comme le montre la figure 15(a). La figure 15(b), une photomicrographie au microscope électronique à transmission en fond clair prise dans la même région de la figure 15 Ca) mais à un grossissement supérieur, révèle clairement que les dislocations sont disposées dans une sous-structure de cellules de dislocation typique. Une photomicrographie au microscope électronique à transmission en fond clair indique qu'une grande quantité de carbures fins a précipité sur les cellules de dislocation, comme le montre la figure 15(c). La taille des carbures fins va d'environs 60 A à 130 A.Dans cette figure, on voit également qu'une densité élevée de carbures beaucoup plus ténus précipite également dans les cellules de dislocation et non plus seulement sur celles-ci. La taille de ces carbures ténus est inférieure à environ 50 A. Il est évident d'après les observations ci-dessus que lorsque la température finale de laminage est abaissée, des carbures ténus commencent à précipiter sur les dislocations au cours du laminage à chaud, puis exercent une action de chevillage qui inhibe le mouvement des dislocations. La structure obtenue est une densité élevée de cellules de dislocation restant dans la matrice d'austénite. Le résultat de l'essai de traction montre que la résistance à la rupture, la limite élastique et l'allongement du présent acier échantillon dans l'état laminé à chaud sont de 235 Ksi, 218 Ksi et 29,7%, respectivement.On peut voir que la résistance à la traction du présent acier échantillon est supérieure d'environ 24 Ksi à celle de l'acier échantillon n' 20 du tableau II. Cette remarquable augmentation de résistance doit probablement être attribuée à la précipitation de carbures plus ténus et à la formation d'une sous-structure de cellules de dislocation. Par conséquent, le con trôle de l'état de laminage à chaud est une autrecarac- téristique importante de la présente invention. EXEMPLE 6 Le présent exemple est destiné à montrer les effets de la teneur en nickel sur les microstructures et les propriétés mécaniques. Un acier échantillon ayant la composition chimique suivante : Fe-9,O %-en poids d'Al28,5 % en poids de Mn-Or 90 " en poids de C-0,30 % en poids de Ti-4,0 % en poids de Ni a été examiné dans le présent exemple. La composition chimique de l'acier échantillon est semblable à celle de l'acier échantillon n' 12 de la présente invention du tableau I, excepté qu'il contient beaucoup plus de nickel. La figure 16(a) représente une photomicrographie optique du présent acier échantillon dans l'état laminé à chaud, révélant la présence d'un précipité en forme de bâtonnets dans la matrice d'austénite. La photomicrographie au microscope électronique en transmission en fond clair et des diagrammes de diffraction d'une région choisie prise uniquement sur un précipité en bâtonnets sont reproduits dans les figures 16(b)-16(d) respectivement. Sur la base des analyses de diagrammes de diffraction de régions choisies, on peut confirmer que les précipités en bâtonnets ont une structure bcc ordonnée qui appartient à la phase ordonnée du type B2 (NiAl). Le résultat de l'essai de traction montre que la résistance à la rupture, la limite élastique et l'allongement de l'acier échantillon dans l'état laminé à chaud sont de 188 Ksi, 181 Ksi et 6,5 %, respectivement. Sur la base des analyses de microstructure et de la figure 3, on trouve que lorsque la teneur en nickel est inférieure à environ 0,5 % en poids, il ne se forme pas de phase ordonnée du type B2 dans la matrice d'austénite dans la tôle d'acier laminée à chaud. La ductilité de la tôle d'acier augmente légèrement avec la teneur en nickel. L'élévation de la teneur en nickel jusqu'à environ 1,0 ' en poids ou davantage conduit au contraire à la formation d'une phase ordonnée B2 dans la matrice d'austénite, laquelle est non seulement inopérante pour augmenter la résistance, mais dégrade également rapidement la ductilité. E X E M P L E 1 Le présent exemple est destiné à montrer les effets de la teneur en silicium sur les microstructures et les propriétés mécaniques. Quatre aciers échantillons ayant pour compositions chimiques Fe-6,0 % en poids d'Al-25,0 % en poids de Mn-0,75 % en poids de C-0,20 % en poids de Nb avec diverses quantités de silicium ont été examinés dans le présent exemple. Les teneurs en silicium ajoutées aux quatre aciers échantillons sont de 1,2, 1r4, 1,8 et 2,0 % en poids, respectivement.Après qu'ils ont été laminés à chaud en continu à partir de 1200'C et refroidis à l'air de la température finale de laminage de 920'C à la température ambiante, les microstructures des quatre aciers échantillons ont été examinées par microscopie optique et microscopie électronique par transmission. Les figures 17ta) à 17(d) montrent les photomicrographies optiques des quatre aciers échantillons dans l'état laminé à chaud, respectivement. Dans ces photomicrographies, on peut voir qu'une teneur en silicium supérieure à environ 1,2 % en poids conduit à la formation d'une seconde phase (la phase marquée D dans les figures), et que la fraction volumique totale de la seconde phase augmente avec la teneur en silicium. Les figures 18(a)-18(e) sont des photomicrographies au microscope électronique par transmission de l'acier échantillon Fe-6,0 8 en poids d'Al-25,0 % en poids de Mn-0,75 E en poids de C-0,20 % en poids de Nb1,40 % en poids de Si dans l'état laminé à chaud. La figure 18(a), une photomicrographie au microscope électronique par transmission en fond clair, a été prise dans une région qui correspond à la seconde phase marquée D dans les figures 17.Les figures 18(b)-18(c) montrent les diagrammes de diffraction de région choisies prises dans une région représentée à la figure 18(aS. Sur la base des analyses des diagrammes de diffraction, il se confirme que la seconde phase a une structure cubique à faces centrées ordonnée qui appartient à la phase ordonnée du type D03. Les figures 18(d) et 18(e), des photomicrographies au microscope électronique par transmission en fond noir prises avec les réflections DO3 (111) et (200), respectivement, montrent la présence de particules de D03. Les effets de la teneur en silicium sur la limite élastique et l'allongement de l'alliage Fe-6,0 % en poids d'Al-25,0 % en poids de Mn-0,75% en poids de C0,12 % en poids de Nb-Si sont montrés dans la figure 4. On peut voir que lorsque la teneur en silicium est inférieure à environ 1,0 % en poids, la limite élastique augmente avec la teneur en silicium sans perte marquée de ductilité. Bien que la teneur en silicium atteigne environ 1t2 % en poids ou davantage, la ductilité présente une diminution remarquable dont on suppose qu'elle est causée par la formation d'une phase ordonnée du type D03. EXEMP.LE 8 Le présent exemple est destiné à montrer les effets de la teneur en molybdène sur les microstructures et les propriétés mécaniques. Deux aciers échantillons ayant pour composition chimique Fe-6,0 % en poids d'Al31,3 % en poids de Mn-0r77 eB en poids de C-O,28 % en poids de Ti avec environ 1,0 et 4t5 % en poids de molyb dène, respectivement, ont été examinés dans le présent exemple.Les compositions chimiques des deux aciers échantillons sont similaires à celles de l'acier échantillon n 18 de la présente invention indiqué dans le tableau I, excepté qu'elles contiennent beaucoup plus de molybdène. Après qu'ils ont été laminés à chaud en continu à partir de 1200'C et refroidis à l'air à partir de la température finale de laminage à chaud de 920'C jusqu'à la température ambiante, on a examiné les microstructures des deux aciers échantillons par microscopie électronique par transmission r comme le montrent les figures 19 et 20, respectivement. Dans la figure 19(a), on peut voir que des particules grossières sont formées dans la matrice d'austénite. La figure 19(b) montre le diagramme de diffraction d'une région choisie prise dans une particule grossière et dans la matrice environnante. Sur la base des analyses du diagramme de diffraction, il se confirme que ces particules grossières sont des carbures (Fe,Mo)6C ayant une structure cubique à faces centrées complexe avec un paramètre de réseau a = 11,12 A. La quantité de carbures (Fe,Mo)6C augmente avec la teneur en molybdène, comme le montre la figure 20. La taille de ces carbures grossiers est d'environ 2000 A à 4500 A.Les propriétés mécaniques de l'alliage Fe-6,24 % en poids d'AI-31,1 % en poids de Mn-0,79 % en poids de C-0,30 O en poids de Si-4,48 en poids de Mo dans l'état laminé à chaud sont données dans le tableau II (n' 51). Par comparaison des aciers échantillons n 18 et n' 51 du tableau II, on voit clairement que la précipitation de ces carbures grossiers (Fe,Mo)6C n'apporte pas d'amélioration apparente de la résistance, mais dégrade rapidement la ductilité de la tôle d'acier laminée à chaud. Les résultats expérimentaux indiquent que la teneur en molybdène doit être limitée au-dessous d'environ 0,5 % en poids. E X E M P L E 9 Le présent exemple est destiné à montre les effets de la teneur en tungstène sur les microsctures et les propriétés mécaniques. Deux aciers échantillons ayant pour compositions chimique Fe-6,22 % en poids d'Al-29,6 a en poids de Mn-0,81 % en poids de C-0,42 % en poids de Ti avec environ 1,0 et 3,0 a en poids de tungstène, respectivement, ont été examinés dans le présente exemple. Les compositions chimiques des deux aciers échantillons sont similaires à celles de l'acier échantillon n' 42 de la présente invention donnée dans le tableau I, excepté qu'ils contiennent beaucoup plus de tungstène.Les figures 21 et 22 sont des photomicrographies au microscope électronique par transmission des deux aciers échantillons dans l'état laminé à chaud, respectivement. Dans la figure 21(a), on peut voir qu'il se forme des précipités grossiers dans la matrice d'austénite. La taille de ces précipités grossiers est d'environ 1250 A à 3000 A. Le diagramme de diffraction d'une région choisie prise dans la région mixte recouvrant un précipité et de la matrice d'austénite qui l'environne, est donné dans la figure 21tub). Sur la base des analyses du diagramme de diffraction, il est confirmé que ces précipités grossiers sont des carbures (Fe,W)6C ayant une structure cubique à faces centrées complexe avec un paramètre de réseau a = 11,87 A.Lorsque la teneur en tungstène augmente jusqu'à environ 3,0 s en poids, la quantité de (FerW)6C augmente rapidement, comme le montre la figure 22. Conformément à des observations au microscope électronique par transmission, lorsque la teneur en tungstène est inférieure à environ 0r5 % en poids, on ne trouve pas de carbures (Fe,W)6C dans la matrice d'austénite de la tôle d'acier laminée à chaud. Cependant, si on élève la teneur en tungstène jusqu'à environ 1,0 w en poids ou davantage, il commence à se former des carbures (Fe,W)6C dans la matrice d'austénite. En comparant les aciers échantillons n' 42 et n 52 du tableau II, on peut voir que la formation de ces carbures (Fe,Mo)6c grossiers n'apporte pas d'amélioration apparente à la résistance, mais dégrade rapidement la ductilité de la tôle d'acier laminée à chaud. EXEMPLE 10 Le présent exemple est destiné à montrer les effets de la teneur en chrome sur les microstructures et les propriétés mécaniques. L'acier échantillon ayant la composition chimique de l'acier échantillon n' 53 du tableau I a été examiné dans le présent exemple. La composition chimique de l'acier échantillon n 53 est similaire à celle de l'acier échantillon n' 37 de la présente invention, excepté qu'il contient beaucoup plus de chrome. La figure 23(a) est une photomicrographie au microscope électronique par transmission en fond clair de l'acier échantillon n 53 dans l'état laminé à chaud. Des diagrammes de diffraction d'une région choisie prise uniquement sur une particule grossière sont reproduits dans les figures 23(b)-(d). Sur la base des analyses des diagrammes de diffraction de régions choisies, on peut confirmer que ces précipités sont des carbures Cr7C3 ayant une structure h.c.p. complexe avec des paramètres de réseau a = 13,98 A et c = 4,52 A. Dans le tableau II, on peut voir que la ductilité de l'acier échantillon n' 53 est beaucoup plus faible que celle de l'acier échantillon n' 37 de la présente invention, ce qui provient de la formation de carbures Cr7C3 grossiers. On rappelle que, dans le présent texte, l'unité Ksi signifie "kilolivre par pouce carré"(en anglais "kilopound per square inch")et que la valeur de l Ksi est sensiblement égale à 7 MPa. REVENDICATIONS 1. Tôle d'acier allié laminée à chaud à haute résistance, haute ductilité essentiellement constituée, en poids1 de 4,5 à 10,5 % d'aluminium, de 22^O à 36rO % de manganèser de 0,40 à 1,25 E de carbone et d'au moins un des constituants suivants : 0,06 à 0,50 % de titans. 0,02 à 0,20 % de niobium, 0,10 à 0,40 % de vanadium, le reste étant essentiellement du fer. 2. Tôle d'acier allié laminée à chaud à haute résistance, haute ductilité, essentiellement constituée en poids de 4,5 à 9,5 % d'aluminium, de 22,0 à 36^O % de manganèse, de 0,40 à 1,25 % de carbone et d'au moins un des constituants suivants : 0,06 à 0,50 % de titane, 0,02 à 0,20 % de niobium 0,10 à 0,40 te de vanadium, le reste étant essentiellement du fer. 3. Tôle d'acier allié laminée à chaud à haute résistance, haute ductilité, essentiellement constituée en poids de 9,5 A 10,5 % d'aluminium, de 22,0 à 36,0 % de manganése, de 0,55 à 1,10 % de carbone et d'au moins un des constituants suivants : 0,06 à 0,50 % de titane, 0,02 à 0,20 % de niobium 0,10 à 0,40 % de vanadium, le reste étant essentiellement du fer. 4. Tôle d'acier allié laminée à chaud à haute résistance, haute ductilité1 essentiellement constituée en poids de 4,5 à 9,5 % d'aluminium, de 22,0 à 36,0 % de manganèse de 0,40 à 1,25 % de carbone de 0,06 à 0,50 % de titane, le reste étant essentiellement du fer. 5. Tôle d'acier allié laminée à chaud à haute résistance, haute ductilité, essentiellement constituée en poids de 4,5 à 9,5 % d'aluminium, de 22,0 à 36,0 a de manganèse, de 0,40 à 1,25 % de carbone, de 0,02 à 0,20 % de niobium le reste étant essentiellement du fer. 6. Tôle d'acier allié laminée à chaud à haute résistance, haute ductilité, essentiellement constituée en poids de 4,5 à 9,5 % d'aluminium, de 22,0 à 36,0 % de manganèse, de 0,40 à 1,25 es de carbone, de 0,10 à 0,40 % de vanadiumr le reste étant essentiellement du fer. 7. Tôle d'acier allié laminée à chaud à haute résistance r haute ductilité, essentiellement constituée en poids de 9,5 à 10,5 t. d'aluminium, de 22,0 à 36,0 's de manganèse, de 0,55 à 1 r10 % de carbone, de 0,06 à 0,50 % de titane, le reste étant essentiellement du fer. 8. Tôle d'acier allié laminée à chaud à haute résistance, haute ductilité, essentiellement constituée en poids de 9,5 à 10,5 % d'aluminium, de 22,0 à 36,0 % de manganèse, de 0,55 à 1,10 % de carbone de 0,02 à 0,20 % de niobium, le reste étant essentiellement du fer. 9. Tôle d'acier allié laminée à chaud à haute résistance, haute ductilité, essentiellement constituée en poids de 9,5 à 10,5 % d'aluminium, de 22,0 à 36,0 % de manganèse, de 0,55 à 1,10 % de carbone, de 0,10 à 0,40 % de vanadium, le reste étant essentiellement du fer. 10. Tôle d'acier allié laminée à chaud à haute résistance, haute ductilité, suivant l'une quelconque des revendications 1 à 9, comprenant en outre au moins un des constituants suivants : 0 à 0l50 % de nickel, 0 à 1,20 % de silicium, O à 0,50 % de tungstène, 0 à 0,50 % de molybdène et O à 0,50 % de chrome. 11. Procédé de fabrication d'une tôle d'acier allié laminée à chaud comprenant les stades suivants (a) chauffage du lingot d'acier à une température dans l'intervalle de 1050'C à 1250'C ; et (b) laminage à chaud du lingot d'acier allié chauffé, puis refroidissement à l'air à une température allant de la température finale de laminage à la température ambiante. 12. Procédé suivant la revendication 11, dans lequel la température finale de laminage est réglée dans l'intervalle de températures de 800'C à 1000'C. 13. Procédé suivant la revendication 12, dans lequel la température finale de laminage est réglée dans l'intervalle de températures de 920 C à 1000'C. 14. Procédé suivant la revendication 12, dans lequel la température finale de laminage est réglée dans l'intervalle de températures de 800'C à 920'C.