FR 3123659 A1 20221209 FR 2105812 A 20210602 Pièce en acier mise en forme à chaud et procédé de fabrication Pièce en acier mise en forme à chaud, de composition consistant en 0,22%≤C≤0,35%, 0,50%≤Mn≤1,70%; 0,50%≤Cr≤1,70% ; traces≤Mo≤0,15% ; traces≤Si≤0,40% ; traces≤Ni≤0,50% ; traces≤Cu≤0,50% ; traces≤V≤0,08% ; traces≤Al≤0,10% ; 0,001%≤B≤0,010% ; 0,01%≤Ti≤0,06% ; traces≤Nb≤0,05% ; traces≤S≤0,15% ; trace ≤Ca≤0,010% ; traces≤Te≤0,030% ; traces≤Se≤0,050% ; traces≤Bi≤0,050% ; traces≤Pb≤0,100% ; traces≤P≤0,100% ; traces≤N≤0,013% ; avec 540≤(830-270*C%–90*Mn%–70*Cr%-83*Mo%-37*Ni%)≤600 et Ti%≥2,5N%. La microstructure consiste en au moins 70% de ferrite bainitique et de carbures ou d’austénite résiduelle, la fraction d’austénite résiduelle étant d’au plus à 5%, au plus 30% de martensite et/ou de ferrite pro-eutectoïde et/ou de perlite, la fraction de ferrite pro-eutectoïde et/ou de perlite étant d’au plus 10%. Figure pour l'abrégé : aucune Pièce en acier mise en forme à chaud et procédé de fabrication La présente invention concerne l’utilisation d’un acier de composition déterminée pour la fabrication d’une pièce mécanique dont les caractéristiques mécaniques sont obtenues par refroidissement naturel après une étape de mise en forme à chaud (laminage, forgeage, etc.) Certains pièces mécaniques, telles que le vilebrequin, les triangles de suspension, etc. demandent des résistances mécaniques de l’ordre de 850-1000 MPa. Ces exigences expliquent l’utilisation de nuances ferrito-perlitiques micro-alliées telles que le 38MnVS6. Ces nuances, qui sont décrites par la norme DIN EN 10267, utilisent le phénomène de précipitation interphase du vanadium pour obtenir des caractéristiques mécaniques supérieures à celles des aciers ferrito-perlitiques conventionnels. Elles permettent d’obtenir, sans traitement thermique après mise en forme à chaud, les résistances mécaniques mentionnées précédemment. Etant de plus relativement simples de mise en œuvre (les propriétés mécaniques sont obtenues sans traitement thermique ultérieur), ces nuances se sont largement imposées à partir des années 1990. Toutefois, ces nuances présentent deux inconvénients importants. D’une part, les caractéristiques mécaniques obtenues ont une sensibilité accrue à la vitesse de refroidissement, et donc, pour un refroidissement naturel, à la dimension des pièces. D’autre part, l’utilisation du ferro-vanadium n’est pas sans poser de questions environnementales et économiques. Ainsi, la volatilité des prix du ferro-vanadium a conduit à des pics tels que le coût du seul ajout de 0.2-0.3% de vanadium pouvait presque égaler le coût de base de l’acier. Il y a donc un grand intérêt à développer des solutions alternatives aux aciers ferrito-perlitiques micro-alliés, sans toutefois perdre les avantages offerts par ces dernières. Ainsi, des nuances relativement peu alliées (37Cr4, 42CrMo4) pourraient facilement être utilisées pour obtenir le niveau de caractéristiques mécaniques demandé, mais nécessiteraient un traitement thermique dont les effets environnementaux et économiques annuleraient intégralement les bénéfices réalisés sur l’alliage. De telles solutions doivent donc non seulement éviter l’utilisation de ferro-alliages à fort impact environnemental et économique (vanadium, molybdène), mais également ne pas nécessiter de traitement thermique. Les deux dernières décennies ont vu, par ailleurs, le développement de nuances à microstructure bainitique (encore parfois appelée ferrite aciculaire), ayant pour principal objectif d’obtenir des caractéristiques mécaniques supérieures à celles obtenues avec les nuances ferrito-perlitique micro-alliées, sans recourir au traitement thermique. Pour atteindre cet objectif, les compositions chimiques ont été adaptées de manière à obtenir une microstructure non plus ferrito-perlitique mais bainitique, ceci directement lors du refroidissement suivant le laminage ou la forge à chaud. On utilisera le terme de « nuance bainitique » par simplification pour faire référence à ces nuances. Le document SEW 605-Ed1 présente un état des lieux représentatif du développement des nuances bainitiques dans le domaine des produits longs. Comme le montre la lecture de ce document, la majorité des nuances détaillées revendiquent des propriétés mécaniques significativement supérieures à 950 MPa voire 1050 MPa. Pour ceci, ces nuances utilisent non seulement des teneurs relativement élevées en Mn et Cr, mais également des additions significatives de Mo, Si et de V pour la totalité d’entre elles. Il en est de même pour les différents brevets. Ainsi, EP 1 780 293 A2 présente un acier bainito-martensitique mis en forme à chaud, et permettant d’obtenir de hautes caractéristiques mécaniques sans traitement thermique (des exemples de résistance mécanique à 1180 MPa sont donnés). WO 2005/100618 présente un acier à structure de ferrite aciculaire (c’est-à-dire, en théorie, de la bainite formée intragranulairement) permettant d’obtenir sans traitement thermique une résistance mécanique d’environ 1150 MPa selon les exemples. WO 2009/138586 A2 concerne un acier de structure bainitique permettant d’obtenir une résistance mécanique de 1100 MPa au minimum sans traitement thermique. WO 2016/151345 A1 est semblable au précédent exemple en ce qu’il décrit une nuance présentant une microstructure majoritairement bainitique (70 à 100%) et présentant une résistance mécanique supérieure à 1100 MPa dans tous les exemples. Il en est de même pour WO 2019/180563 A1. Le document EP 3061838A1 concerne lui une nuance à structure majoritairement bainitique (minimum 60% de bainite) présentant une résistance mécanique supérieure à 1150 MPa. On voit donc bien, à travers les différents documents mentionnés ci-dessus, que le développement de nuances dites ‘bainitiques’ a avant tout répondu à une problématique d’augmentation des caractéristiques mécaniques par rapport aux références largement répandues que sont les aciers à microstructure ferrito-perlitique micro-alliés au vanadium. Dans le contexte de la production de grande série, une augmentation des propriétés mécaniques, si elle n’est pas imposée par la conception mécanique, se révèle souvent indésirable car elle peut entraîner un surcoût à l’usinage, qui peut lui-même annuler les bénéfices économiques et environnementaux recherchés. De ce seul point de vue, les solutions mentionnées précédemment ne sont donc pas envisageables pour la substitution d’une nuance telle que le 38MnVS6 ou autres nuances telles que décrite par la norme NF EN 10267. Un examen détaillé du document SEW 605-Ed1 suggère que, du point de vue des caractéristiques mécaniques, certaines des solutions proposées pourraient néanmoins convenir. Il en est ainsi des nuances dénommées 27MnCr6-3, et dans une moindre mesure 37Mn7 et 37MnCr4-3. En effet, toutes ces nuances sont susceptibles de présenter des résistances mécaniques du niveau de celle du 38MnVS6 (pris ici car étant la plus utilisée des nuances de la NF EN 10267). Or, le détail des compositions chimiques montre que pour l’ensemble de ces nuances, les additions de V sont nécessaires. Ces solutions ne sont donc également pas susceptibles de répondre à la problématique posée, d’une nuance ayant une résistance mécanique entre 850 et 1000 MPa sans traitement thermique et sans utilisation significative de vanadium (ou autres ferro-alliages critiques). Cette absence de solution n’est pas fortuite pour deux raisons. La première est qu’il est à contre-courant d’envisager une nuance à structure bainitique pour les objectifs énoncés. En effet, comme on l’a montré, les travaux portant sur ces nuances se sont focalisés sur l’obtention des caractéristiques mécaniques élevées. La seconde est d’ordre technique et va être détaillée par la suite. Comme le dévoile, par exemple, la demande WO 2011/124851, des caractéristiques mécaniques élevées sont obtenues par diminution de la température de début de transformation bainitique. Dans la référence citée, cette température est donnée, en degrés Celsius, par la formule 830-270*C%-90*Mnù-70*Cr% où C%, Mn% et Cr% sont les teneurs en C, Mn et Cr en pourcentages massiques. Comme on le constate, l’abaissement de cette température passe par des ajouts d’éléments d’alliage tels que Mn et Cr (le C restant limité car ralentissant fortement la transformation bainitique). Or, comme cela est bien connu de l’homme de métier, ces additions vont également ralentir la formation de ferrite et perlite au cours du refroidissement, et donc favoriser l’obtention de la microstructure recherchée. De la sorte, l’obtention des deux objectifs (formation d’une structure majoritairement bainitique et à haute performance) est favorisée par l’addition d’éléments d’alliage de type Mn, Cr, etc. A l’inverse, pour obtenir une microstructure bainitique dont la résistance mécanique sera modérée, il faudra relever la température de transformation. On pourra pour cela diminuer les teneurs en éléments d’alliage. Toutefois ceci va désormais dans le sens contraire à celui souhaité pour l’obtention d’une microstructure bainitique (la formation de ferrite-perlite se trouvant favorisée par ces modifications). On a indiqué précédemment que les nuances du document SEW 605-Ed1 présentant des caractéristiques mécaniques modérées (850-1000 MPa), présentent toutes des additions de vanadium. Au regard des éléments exposés ci-dessus, il est désormais possible de montrer que ce choix n’est pas anodin. En effet, le vanadium, tout comme le molybdène (qui présente les mêmes inconvénients en termes de coût) ont la particularité de fortement ralentir la formation de ferrite-perlite sans toutefois influencer la cinétique de la formation de bainite. On comprend donc qu’ils soient utilisés pour des nuances bainitiques, tout particulièrement lorsqu’on souhaite limiter les additions de Mn et Cr comme la présente problématique l’impose. En reprenant la problématique définie, à savoir le développement d’une nuance ayant une résistance mécanique entre 850 et 1000 MPa à l’état forgé ou laminé, sans traitement thermique, et sans utilisation significative de vanadium ou molybdène, et au vu des éléments exposés ci-dessus, on constate donc non seulement qu’il n’existe pas de solution, mais également que le développement d’une telle solution sur la base d’une microstructure bainitique va à l’encontre de la logique qui a sous-tendu le développement de nuances bainitiques à ce jour. On peut à présent détailler l’invention dont on rappelle tout d’abord l’objectif, à savoir de proposer une nouvelle nuance d’acier ne faisant pas ou très peu appel à des ferro-alliages dont les coûts sont fluctuants (V, Mo, Nb, Ti), et de permettre l’obtention d’une microstructure majoritairement bainitique pour des pièces de dimensions (épaisseur ou diamètre) typiques 20-100 mm par refroidissement naturel après laminage ou forgeage à chaud, lesdites pièces devant présenter une résistance mécanique comprise entre 850 et 1000 MPa. On précise de plus que les morphologies de bainite ou ferrite bainitique parfois appelées ferrite aciculaire ou bainite intragranulaire ne sont pas considérées distinctes de la microstructure revendiquée pour les aciers de l'invention, et qu'il faut entendre bainite de manière générale, à l'exclusion donc de la ferrite-perlite, ferrite de Widmanstaetten, ou martensite. A cet effet, l’invention a pour objet une pièce en acier mise en forme à chaud, caractérisé en ce que la composition de l’acier, en pourcentages pondéraux, consiste en : 0,22% ≤ C ≤ 0,35% ; 0,50% ≤ Mn ≤ 1,70% ; 0,50% ≤ Cr ≤ 1,70% ; traces ≤ Mo ≤ 0,15% ; traces ≤ Si ≤ 0,40% ; traces ≤ Ni ≤ 0,50% ; traces ≤ Cu ≤ 0,50% ; traces ≤ V ≤ 0,08% ; traces ≤ Al ≤ 0,10% ; 0,001% ≤ B ≤ 0,010% ; 0,01% ≤ Ti ≤ 0,06% ; traces ≤ Nb ≤ 0,05% ; traces ≤ S ≤ 0,15% ; traces ≤ Ca ≤ 0,010% ; traces ≤ Te ≤ 0,030% ; traces ≤ Se ≤ 0,050% ; traces ≤ Bi ≤ 0,050% ; traces ≤ Pb ≤ 0,100% ; traces ≤ P ≤ 0,100% ; traces ≤ N ≤ 0,013% ; le reste étant du fer et des impuretés résultant de l’élaboration ; et pour laquelle les relations suivantes sont vérifiées : 540 ≤ (830 – 270*C% – 90*Mn% – 70*Cr% - 83*Mo% - 37*Ni%) ≤ 600 ; Ti% ≥ 2,5 N% où C%, Mn%, Cr%, Mo%, Ni%, Ti% et N% désignent les teneurs en C, Mn, Cr, Mo, Ni, Ti et N de l‘acier, en pourcentages pondéraux, et en ce que sa microstructure consiste en, en fractions surfaciques : au moins 70% d’un mélange de ferrite bainitique et de carbures ou d’austénite résiduelle, la fraction d’austénite résiduelle étant inférieure ou égale à 5%, au plus 30% de martensite et/ou de ferrite pro-eutectoïde et/ou de perlite, la fraction de ferrite pro-eutectoïde et/ou de perlite étant inférieure ou égale à 10%. La pièce en acier selon l’invention présente de préférence une ou plusieurs des caractéristiques suivantes, prises isolément ou en combinaison : - la composition est telle que 0,25% - la composition est telle que 1,10% ≤ Mn ≤ 1,70% ; - la composition est telle que traces ≤ Mo ≤ 0,10% ; - la composition est telle que traces ≤ Si ≤ 0,35%, de préférence traces ≤ Si ≤ 0,25%, de préférence traces ≤ Si ≤ 0,15% ; - la composition est telle que traces ≤ Ni ≤ 0,35% ; - la composition est telle que traces ≤ Cu ≤ 0,30% ; - la composition est telle que traces ≤ V ≤ 0,05% ; - la composition est telle que traces ≤ Al ≤ 0,05% ; - la composition est telle que 0,001% ≤ B ≤ 0,006% ; - la composition est telle que traces ≤ Nb ≤ 0,02% ; - la composition est telle que traces ≤ N ≤ 0,010% ; - la relation suivante est vérifiée : 560 - la pièce en acier a une résistance mécanique comprise entre 850 et 1000 MPa. L’invention a également pour objet un procédé de fabrication d’une pièce en acier, caractérisé en ce que : - on met en forme à chaud en phase austénitique un demi-produit en acier dont la composition consiste en, exprimée en pourcentages pondéraux : 0,22% ≤ C ≤ 0,35% ; 0,50% ≤ Mn ≤ 1,70% ; 0,50% ≤ Cr ≤ 1,70% ; traces ≤ Mo ≤ 0,15% ; traces ≤ Si ≤ 0,40% ; traces ≤ Ni ≤ 0,50% ; traces ≤ Cu ≤ 0,50% ; traces ≤ V ≤ 0,08% ; traces ≤ Al ≤ 0,10% ; 0,001% ≤ B ≤ 0,010% ; 0,01% ≤ Ti ≤ 0,06% ; traces ≤ Nb ≤ 0,05% ; traces ≤ S ≤ 0,15% ; traces ≤ Ca ≤ 0,010% ; traces ≤ Te ≤ 0,030% ; traces ≤ Se ≤ 0,050% ; traces ≤ Bi ≤ 0,050% ; traces ≤ Pb ≤ 0,100% ; traces ≤ P ≤ 0,100% ; traces ≤ N ≤ 0,013% ; le reste étant du fer et des impuretés résultant de l’élaboration ; et pour laquelle les relations suivantes sont vérifiées : 540 ≤ (830 – 270*C% – 90*Mn% – 70*Cr% - 83*Mo% - 37*Ni%) ≤ 600; Ti% ≥ 2,5 N% où C%, Mn%, Cr%, Mo%, Ni%, Ti% et N% désignent les teneurs en C, Mn, Cr, Mo, Ni, Ti et N de l‘acier, en pourcentages pondéraux, - on refroidit le demi-produit mis en forme à chaud à l’air calme, à l’air pulsé, sous un capot ou en caisse. Le procédé selon l’invention présente de préférence une ou plusieurs des caractéristiques suivantes, prises isolément ou en combinaison : lors du refroidissement, la vitesse de refroidissement entre 750°C et 550°C est supérieure ou égale à 0,15 °C/s, la vitesse de refroidissement entre 550°C et 250°C est comprise entre 0,1 et 0,5 °C/s, et la vitesse de refroidissement en-dessous de 250°C est comprise entre 0,1 et 100 °C/s ; avant la mise en forme à chaud, on met en forme le demi-produit par usinage ou déformation à froid ; après le refroidissement, on met en forme le demi-produit mis en forme à chaud par usinage à froid ou déformation à froid ; on soumet au moins une partie du demi-produit mis en forme à chaud à un traitement superficiel par induction haute fréquence ; après la mise en œuvre du traitement superficiel par induction haute fréquence, on soumet le demi-produit mis en forme à chaud à un revenu à une température comprise entre 150°C et 350°C ; un tel revenu ayant pour but d’ajuster la dureté de la partie du demi-produit traitée par traitement superficiel par induction haute fréquence ; on réalise un renforcement mécanique du demi-produit mis en forme à chaud afin d’obtenir un écrouissage d’au moins une partie du demi-produit mis en forme à chaud, par des procédés tels que le galetage ou l’autofrettage. - on réalise un dépôt, par exemple par électrozingage, peinture et un éventuel traitement thermique d’un tel dépôt rendrait nécessaire (dégazage, cuisson) ; - la composition est telle que 0,25% - la composition est telle que 1,10% ≤ Mn ≤ 1,70% ; - la composition est telle que traces ≤ Mo ≤ 0,10% ; - la composition est telle que traces ≤ Si ≤ 0,35% ; de préférence traces ≤ Si ≤ 0,25%, de préférence traces ≤ Si ≤ 0,15% ; - la composition est telle que traces ≤ Ni ≤ 0,35% ; - la composition est telle que traces ≤ Cu ≤ 0,30% ; - la composition est telle que traces ≤ V ≤ 0,05% ; - la composition est telle que traces ≤ Al ≤ 0,05% ; - la composition est telle que 0,001% ≤ B ≤ 0,006% ; - la composition est telle que traces ≤ Nb ≤ 0,02% ; - la composition est telle que traces ≤ N ≤ 0,010% ; - la relation suivante est vérifiée : 560 La pièce concernée pourra être, mais sans limitation, un vilebrequin ou un rail d’injection. On va à présent justifier le choix des gammes de composition pour les divers éléments de l’invention. Comme on l’a déjà dit, toutes les teneurs sont données en pourcentage pondéraux. La teneur en carbone est comprise entre 0,22 et 0,35%. De faibles teneurs en carbone peuvent être favorables à la formation rapide de bainite, et ce point a d’ailleurs fait l’objet d’un brevet spécifique (WO2011124851-A2) ; toutefois, les basses teneurs en carbone facilitent également la formation de ferrite pro-eutectoïde. En l’absence de vanadium notamment, cette ferrite présente une dureté particulièrement faible et peut constituer un site d’amorçage privilégié pour les ruptures en fatigue. Les basses teneurs en carbone amènent de plus le besoin de ferro-alliages en quantité importante pour maintenir les propriétés mécaniques. Une limite basse de 0,22% a donc été retenue, soit significativement plus que de nombreuses nuances dites bainitiques, qui privilégient des teneurs de l’ordre de 0,16-0,20%. De préférence, la teneur en carbone est strictement supérieure à 0,25%, voire supérieure à 0,26%. A l’opposé, les teneurs en carbone trop élevées conduisent à un ralentissement important de la transformation bainitique tout en favorisant la formation de perlite (qui n’est pas souhaitée). Ceci contraint, comme on l’a indiqué précédemment, à retenir des éléments d’alliage tels que molybdène ou vanadium, qui ralentissent fortement la transformation en ferrite-perlite sans affecter la cinétique de transformation bainitique. On a donc retenu une limite supérieure de 0,35%, afin de ne pas avoir à recourir à l’utilisation de ces éléments en contrepartie. Le choix de la gamme préférée permet d’éviter plus assurément l’absence de ferrite (pour la limite basse) et de martensite (pour la limite haute). De préférence, la teneur en carbone est inférieure ou égale à 0,30%. La teneur en Mn est comprise 0,50 et 1,7%, de préférence supérieure ou égale à 1,10% et/ou inférieure ou égale à 1,70%. Mn est utilisé, conjointement avec Cr, pour contrôler le paramètre Bs, indicateur de la température de début de formation de la bainite lors du refroidissement continu. En particulier, l’ajout de Mn abaisse ce paramètre Bs. Si l’effet sur le Bs peut être obtenu pour des teneurs relativement faibles (0,50%), on préfèrera par ailleurs éviter les teneurs trop élevées (>1,70%) qui conduisent à des problèmes de ségrégation excessive et à un abaissement trop important du paramètre Bs. La teneur en Cr est comprise 0,50 et 1,70%. Dans la présente invention, Cr est utilisé au même titre que Mn dans l’objectif de contrôle le paramètre Bs, il peut être utilisé à ce titre pour substituer une partie plus ou moins importante du manganèse. Toutefois, une teneur minimale de 0,50% est exigée pour garantir l’obtention de la microstructure de l’invention, et une teneur maximale de 1,70% est imposée pour limiter les phénomènes de ségrégation et le coût de la nuance. La teneur en Mo est comprise entre traces et 0,15% et de préférence entre traces et 0,10%. On a déjà mentionné le rôle bien établi du Mo comme ralentissant la transformation ferrito-perlitique, rôle particulièrement favorable pour l’obtention d’une microstructure bainitique. Toutefois, pour des raisons de coût et d’exposition aux prix fluctuants du ferromolybdène, les additions de Mo sont, dans la présente invention, limitées à 0,15%, voire à 0,10%. Cette dernière teneur peut être approchée par la simple présence de résiduels dans les ferrailles éventuellement utilisées, de sorte qu’elle ne constitue pas nécessairement un ajout délibéré. De préférence, la teneur en Mo est strictement inférieure à 0,10%. La teneur en Si est comprise entre traces et 0,40%, de préférence entre traces et 0,35%. Avantageusement, la teneur en Si est inférieure ou égale à 0,25%, de préférence inférieure ou égale à 0,15%. Ce point est central dans la présente invention. Le rôle du silicium est en effet bien connu pour favoriser la présence d’austénite résiduelle dans la microstructure et ainsi bénéficier d’un effet dit ‘TRIP’ (Transformation Induced Plasticity), effet qui conduit simultanément à une résistance mécanique plus élevée et à un allongement plus important lors des essais de traction. Cet effet est en général constaté pour des ajouts de l’ordre de 1,2 à 1,5% pour des transformations isothermes. Dans le cas de refroidissement continu, le document EP 0787 812 B1 mentionne spécifiquement que le silicium n’a pas d’effet stabilisant sur l’austénite résiduelle en dessous de 0,8%. Or, dans le cas de la présente invention, l’effet TRIP cité ci-dessus n’est pas souhaitable, car il implique une résistance mécanique en excès de l’objectif (850-1000 MPa) ; il s’agit donc d’en garantir l’absence ou de le limiter fortement. De manière surprenante, les inventeurs ont pu montrer que les vues sur le rôle du Si étaient erronées, et que, dans l’intervalle de compositions revendiquées et sur des composants de dimensions typiques des pièces automobiles, le Si pouvait contribuer à la présence d’austénite résiduelle dès 0,40% et même dans certains cas, dès 0,35%. On a donc volontairement limité la teneur en Si à ces valeurs, la teneur préférentielle garantissant le résultat avec une plus grande certitude. La teneur en Ni est comprise entre traces et 0,50%, de préférence entre traces et 0,35%. Le nickel peut-être présent uniquement par son introduction dans les matières premières en tant qu’élément résiduel, auquel cas sa teneur sera naturellement limitée à 0,35%. Cette dernière pourra être portée à 0,50% mais les additions en excès de cette limite sont proscrites pour les mêmes raisons que celles de Mo et V (coût et fluctuation des coûts des ferro-alliages, impact environnemental). La teneur en Cu est comprise entre traces et 0,50%, de préférence entre traces et 0,30%. Tout comme le Ni et une faible quantité de Mo, le Cu peut être présent uniquement par son introduction dans les matières premières en tant qu’élément résiduel. Des additions ne sont donc pas requises, mais sa teneur est limitée à 0,50%, mieux à 0,30% pour éviter d’éventuelles difficultés de mise en forme à chaud. La teneur en V est comprise entre traces et 0,08%, de préférence entre traces et 0,05%. Contrairement aux molybdène, cuivre et nickel, le vanadium peut être oxydé lors de l’élaboration à partir de ferrailles, de sorte qu’une teneur inférieure à 0,015% est toujours envisageable. On pourra toutefois procéder à des additions modestes pour améliorer la trempabilité et la résistance au revenu, sans toutefois excéder 0,08%, et de préférence 0,05% pour minimiser les conséquences sur le coût et la variabilité du coût de la nuance. L’Al est compris entre traces et 0,10% et de préférence entre traces et 0,05%. Al est optionnellement ajouté pour assurer la désoxydation de l’acier. Les ajouts sont plafonnés à 0,10% pour limiter les risques de formation d’inclusions de ré-oxydation par contact du métal liquide avec l’air. Cette limitation sera d’autant plus efficace si l’intervalle de préférence est respecté. Le B est compris entre 0,001 et 0,010%, de préférence entre 0,001 et 0,006%. Le bore est un puissant retardateur de la formation de ferrite pro-eutectoïde qui est indispensable à l’invention. Il est bien connu de l’homme de métier que son ajout en très faibles quantités permet d’obtenir un effet prononcé, mais un effet reproductible demande une teneur minimale de 0,001% (10 ppm). Par ailleurs, pour éviter la formation de précipités de bore et ses effets néfastes, les ajouts sont limités à 0,010%. On garantira avec une plus grande certitude l’absence de ces précipités en se limitant à des ajouts inférieurs à 0.006%. Le Ti est compris entre 0,01 et 0,06%. Le titane est indispensable pour fixer l’azote inévitablement présent pendant l’élaboration et ainsi permettre au bore de demeurer en solution solide. Les inventeurs ont établi que, dans les conditions de mise en œuvre de l’invention, une teneur de l’ordre de 0,01% pouvait être suffisante. Inversement, une teneur supérieure à 0,06% n’est pas nécessaire du point de vue de l’effet recherché, et peut de plus conduire à la formation de précipités nocifs pour la durée de vie en fatigue. Les ajouts au-delà de cette limite ne sont également pas souhaitables pour des raisons de coût. Enfin, notons qu’on impose un minimum de Ti par rapport à la teneur en N (Ti% ≥ 2,5 N%), ce afin de garantir l’efficacité de la protection du B. Le Nb est compris entre traces et 0,05%. Bien que non indispensable à la présente invention, on pourra procéder à des additions de niobium pour améliorer la trempabilité et/ou affiner le grain austénitique à haute température. Ces additions sont toutefois limitées à 0,05% pour des raisons semblables à celles évoquées pour le Ti. De préférence, pour des raisons de coût, on limitera la teneur à 0,02%. Le S est compris entre traces et 0,15%. Comme il est bien connu, le soufre peut être ajouté pour améliorer l’usinabilité de la nuance, on lui confère alors des teneurs entre 0,05 et 0,15%. Pour les mêmes raisons, la composition peut comprendre des ajouts de Ca jusqu’à 0,010%, et/ou de Te jusqu’à 0,030%, et/ou de Se jusqu’à 0,050% et/ou de Bi jusqu’à 0,050% et/ou de Pb jusqu’à 0,100%. Le P est compris entre traces et 0,100%. En général, la présence de P sera limitée à 0,030% si on souhaite limiter les conséquences de son effet fragilisant. Pour certaines applications toutefois, il est possible d’envisager des teneurs supérieures ou égales à 0,030%, soit car la ductilité n’est pas une propriété recherchée, soit même car la fragilité est voulue (cas des bielles sécables). La teneur restera néanmoins limitée à 0,100%, teneur au-delà de laquelle les difficultés d’élaboration et de laminage sont importantes. Le N est compris entre traces et 0,013%, de préférence entre traces et 0,010%. Bien qu’inévitablement présent, l’azote doit être limité pour conserver l’efficacité des additions de bore. A cette fin, une teneur maximale de 0,013% est imposée, en notant qu’une limitation à 0,010% améliorera la garantie d’obtention du résultat. Les autres éléments présents dans l’acier de l’invention sont du fer, et des impuretés résultant de l’élaboration, présentes à des teneurs habituelles compte tenu des matières premières utilisées et du mode d’élaboration de l’acier liquide (utilisation d’un convertisseur ou d’un four électrique à arc pour obtenir le métal liquide, traitement sous vide ou non du métal liquide, etc.). Il doit être entendu que les teneurs préférentielles éventuelles de chaque élément pris isolément sont indépendantes les unes des autres. Autrement dit, on pourra se situer dans une gamme préférentielle pour l’un ou plusieurs de ces éléments et hors des gammes préférentielles pour les autres éléments qui en comportent une. Le paramètre Bs, estimant la température de début de formation de la bainite au cours du refroidissement, doit de plus être compris 540 et 600 °C. Ce paramètre ou « température de début de transformation bainitique » Bs est défini par la formule suivante: Bs= 830 – 270*C% – 90*Mn% – 70*Cr% - 83*Mo% - 37*Ni%, dans laquelle C%, Mn%, Cr%, Mo% et Ni% désignent les teneurs en C, Mn, Cr, Mo et Ni respectivement dans la composition de l’acier, exprimées en pourcentages pondéraux. Ici également, les inventeurs se placent à contre-courant de l’approche qui veut que ce paramètre soit principalement borné par valeur supérieure, et le plus bas possible. Or, le paramètre Bs selon l’invention permet de former de la bainite à haute température lors du refroidissement, de telle sorte qu’une structure bainitique grossière est obtenue. Ainsi, la bainite présente une résistance mécanique moindre que dans les aciers selon l’état de la technique mentionnés plus haut. En particulier, une valeur minimale de 540°C est nécessaire pour éviter une résistance mécanique trop importante. A l’opposé, les teneurs en C, Mn et Cr correspondant à des valeurs supérieures à 600°C ne sont pas compatibles avec l’obtention de la microstructure recherchée. De préférence, le paramètre Bs est supérieur à 560°C, mieux supérieur à 570°C. La microstructure de l’acier consiste en, en fractions surfaciques : au moins 70% d’un mélange de ferrite bainitique et de carbures ou d’austénite résiduelle, la fraction d’austénite résiduelle étant inférieure ou égale à 5%, au plus 30% de martensite et/ou de ferrite pro-eutectoïde et/ou de perlite, la fraction de ferrite pro-eutectoïde et/ou de perlite étant inférieure ou égale à 10%. Le mélange de ferrite bainitique et de carbures ou d’austénite constitue de la bainite. En particulier, la bainite se présente sous forme d’une matrice de lattes ou plaquettes de ferrite bainitique, entre lesquelles sont présents des carbures et/ou de l’austénite. Dans la microstructure de l’acier selon l’invention, la bainite, en particulier la ferrite bainitique, est formée lors du refroidissement, dès que la température devient inférieure à la température de début de transformation bainitique Bs. Comme décrit ci-dessus, en raison de la valeur élevée de Bs, la bainite est formée à relativement haute température. Ainsi, la bainite a une structure grossière, permettant de limiter la résistance mécanique à au plus 1000 MPa. La fraction d’austénite résiduelle doit être inférieure ou égale à 5%. En effet, comme décrit ci-dessus, la présence d’austénite résiduelle dans la microstructure conduit notamment à une résistance mécanique plus élevée. Une fraction d’austénite résiduelle supérieure à 5% conduirait à une résistance mécanique en excès de l’objectif (850-1000 MPa). La fraction d’austénite résiduelle est donc néfaste, et doit être limitée autant que possible. La structure peut comprendre de la martensite, de la ferrite pro-eutectoïde et/ou de la perlite, mais la somme des fractions de ces constituants doit rester d’au plus 30% et la somme des fractions de ferrite pro-eutectoïde et de perlite d’au plus 10% pour atteindre les caractéristiques mécaniques souhaitées. On va maintenant décrire un procédé de fabrication d’une pièce selon l’invention. La pièce est produite par une mise en forme à chaud, en phase austénitique, d’un demi-produit en acier présentant la composition décrite précédemment. Le demi-produit est par exemple un lopin ou une barre. Selon un mode de réalisation, avant la mise en forme à chaud, le demi produit est soumis à une mise en forme initiale par usinage ou déformation à froid. La mise en forme à chaud est par exemple un forgeage à chaud ou un laminage à chaud. La mise en forme à chaud est effectuée en phase austénitique (typiquement entre 1100 et 1250°C). Après mise en forme à chaud, on refroidit la pièce. Le refroidissement est par exemple réalisé à l’air calme, à l’air pulsé, sous un capot ou en caisse, en fonction de la vitesse de refroidissement souhaitée. Selon l’invention, les caractéristiques mécaniques souhaitées sont obtenues sans mise en œuvre de traitements thermiques après la mise en forme à chaud, ni contrôle particulier très contraignant de la vitesse du refroidissement qui peut être effectué naturellement, à l’air calme. Lors du refroidissement, la vitesse de refroidissement entre 750°C et 550°C est de préférence supérieure ou égale à 0,15°C/s, afin d’éviter ou de limiter la formation de ferrite et de perlite, susceptibles de se former dans cette gamme de température. De préférence, la vitesse de refroidissement entre 550°C et 250°C est comprise entre 0,1 et 0,5°C/s. En effet, compte tenu du paramètre Bs selon l’invention, dans cette gamme de température, la ferrite bainitique se forme. La vitesse de refroidissement ne doit pas être trop élevée afin de maximiser la formation de bainite dans cette gamme de température. En-dessous de 250°C, la transformation de phase est généralement achevée, de telle sorte que la vitesse de refroidissement est comprise entre 0.1°C/s et 100°C/s. Comme indiqué ci-dessus, un refroidissement à l’air calme peut être suffisant pour obtenir les gammes de vitesses de refroidissement précisées ci-dessus. Néanmoins, une adaptation du refroidissement pourra dans certains cas être utilisée, notamment du fait du diamètre des pièces. Par exemple, avec des pièces de grandes dimensions, notamment de diamètre équivalent supérieur ou égal à 120 mm (i.e. telles que la vitesse de refroidissement naturelle des pièces est inférieure ou égale à celle d’une barre de diamètre 120 mm), un refroidissement à l’air calme pourrait conduire à un refroidissement trop lent, notamment en cœur des pièces, et conduire à une apparition de ferrite et/ou de perlite en trop grande quantité. Dans ce cas, un refroidissement par air pulsé peut être mis en œuvre pour obtenir une vitesse de refroidissement suffisante. A l’inverse, le refroidissement peut être mis en œuvre sous un capot ou dans une caisse afin de réduire la vitesse de refroidissement. Selon un mode de réalisation, après le refroidissement, on effectue une mise en forme par usinage à froid ou déformation à froid, pour obtenir la pièce, notamment pour obtenir les dimensions et caractéristiques de surface précises de la pièce finale. Selon un mode de réalisation, après le refroidissement ou après une éventuelle mise en forme à froid, on réalise un traitement superficiel de la surface de la pièce par induction haute fréquence pour lui conférer les bénéfices de cette technique (augmentation de la dureté, contraintes résiduelles de compression, etc.). Ce traitement superficiel est généralement réalisé sur une partie spécifique de la pièce. Après un tel traitement superficiel, on peut réaliser un revenu pour ajuster la dureté des zones traitées de la pièce. En complément, ou en alternative, on réalise un renforcement mécanique d’une partie de la pièce par un procédé tels que le galetage, l’autofrettage, ou autres procédés visant à obtenir un écrouissage local ainsi que des contraintes résiduelles de compression dans la partie à renforcer. Après le refroidissement, selon un mode de réalisation, la pièce est soumise à un dépôt d’un revêtement, par exemple par électrozingage ou un dépôt de peinture, ainsi qu’aux éventuels traitements thermiques nécessités par un tel dépôt. On va maintenant présenter les résultats obtenus en laboratoire sur des compositions selon l’invention (Inv1 à Inv4), des compositions proches mais non conforme à l’invention (Steel1 à Steel7) et la référence 38MnVS6. L’ensemble des compositions retenues est présenté dans le [Table 1]. Il doit être entendu que le complément à 100% des compositions citées est du Fe, les éléments non mentionnés dans ce tableau n’étant présents que sous forme de traces y compris ceux pouvant n’être qu’optionnellement présents dans l’invention, comme les éléments d’usinabilité Ca, Te, Se, Bi, Pb qui n’ont pas été ajoutés dans les exemples considérés. Les valeurs soulignées ne sont pas conformes à l’invention. C Mn Si Ni Cr Mo V Cu Al B Ti Nb N Bs référence 38MnVS6 0,380 1,500 0,450 0,200 0,200 0,050 0,125 0,120 0,025 0,0001 0,001 0,001 0,012 567 Alt1 0,423 0,884 0,280 0,249 0,766 0,212 0,004 0,147 0,028 0,0041 0,028 0,001 0,008 556 Alt2 0,420 0,890 0,281 0,248 0,768 0,183 0,003 0,147 0,023 0,0037 0,027 0,001 0,008 558 Alt3 0,180 1,625 0,181 0,169 1,512 0,194 0,091 0,189 0,036 0,0001 0,001 0,002 0,003 507 Alt4 0,265 1,438 0,595 0,215 0,938 0,060 0,002 0,233 0,024 0,0032 0,026 0,002 0,007 550 Alt5 0,240 1,450 0,820 0,120 0,840 0,080 0,185 0,200 0,020 0,0030 0,025 0,002 0,008 565 Alt6 0,263 1,238 0,159 0,146 1,120 0,052 0,002 0,137 0,020 0,0001 0,001 0,001 0,007 559 Alt7 0,320 1,620 0,350 0,170 0,980 0,300 0,002 0,040 0,025 0,0030 0,025 0,001 0,007 498 Inv1 0.265 1,449 0,372 0,219 0,918 0,060 0,001 0,148 0,026 0,0030 0,027 0,001 0,007 551 Inv2 0,268 1,442 0,121 0,214 0,905 0,059 0,002 0,146 0,026 0,0030 0,026 0,001 0,006 552 Inv3 0,265 1,412 0,096 0,099 0,931 0,026 0,059 0,229 0,037 0,0034 0,026 0,002 0,008 560 Inv4 0,295 1,431 0,294 0,182 0,881 0,055 0,002 0,150 0,024 0,0030 0,025 0,001 0,007 549 Les résultats discutés par la suite ont été obtenus en utilisant des lopins de diamètre ~40 mm, auxquels on a appliqué un traitement thermique tel que leur état était similaire, voire identique, à celui attendu sur une pièce forgée du type vilebrequin automobile : austénitisation à 1050 °C suivie d’un refroidissement à l’air calme, conduisant à des vitesses de refroidissement de, typiquement, 0,45-0,50 °C/s entre 800 et 550°C, 0,25-0,30 °C/s entre 550°C et la température ambiante. On a ensuite procédé à des essais de traction pour déterminer la résistance mécanique de l’acier ainsi traité, et on a procédé à un examen métallographique afin d’en déterminer la microstructure. Microstructure Rm (MPa) référence 38MnVS6 Ferrite-perlite 900 Alt1 ≥ 80% bainite 941 Alt2 ~perlite, bainite 955 Alt3 ≥ 80% bainite 1050 Alt4 ≥ 80% bainite 1092 Alt5 ≥ 80% bainite 1060 Alt6 ~perlite, bainite 870 Alt7 ≥ 80% bainite 1255 Invention1 ≥ 80% bainite 989 Invention2 ≥ 80% bainite 850 Invention3 ≥ 80% bainite 907 Invention4 ≥ 80% bainite 975 Les résultats sont résumés dans le [Table 2], dans lequel les valeurs soulignées sont les valeurs non conformes à l’invention. De manière attendue, la nuance de référence (38MnVS6) présente la résistance mécanique souhaitée, mais pas la microstructure cible ; ainsi qu’expliqué précédemment, cette nuance fait appel à la précipitation interphase du vanadium pour obtenir ses propriétés mécaniques, élément dont on veut justement éviter l’addition. Notons de plus l’absence d’addition de B et Ti ainsi qu’une teneur en Cr insuffisante pour l’invention, qui viendront en partie expliquer que la microstructure demeure entièrement ferrito-perlitique alors que l’on recherche une microstructure principalement bainitique. L’acier Alt1 présente une microstructure et une résistance à la traction conformes aux attendus, mais avec des teneurs en carbone et en molybdène non conformes à l’invention. Comme évoqué ci-dessus, l’utilisation du molybdène en quantité significative est proscrite pour limiter l’utilisation des ferro-alliages correspondants. La comparaison avec Alt2 illustre bien la raison des limitations sur la teneur en carbone. En effet, Alt2, pour lequel la teneur en Mo a été réduite par rapport à Alt1, présente une microstructure non conforme aux exigences de l’invention, avec notamment ~25% de perlite. Ce résultat illustre bien la difficulté à éviter la formation de ce constituant sans utilisation de molybdène en excès de 0,2%. L’acier Alt3 présente un paramètre Bs non conforme avec une microstructure et une teneur en Si conformes. En conséquence d’une valeur de Bs inférieure au minimum requis, la résistance mécanique est supérieure aux exigences de l’invention, ce qui pourra entrainer des difficultés d’usinage en production. Les aciers Alt4 et Alt5 ont des compositions très proches de celles de l’invention, à l’exception de la teneur en Si qui est en excès du maximum imposé par l’invention. Il en résulte une résistance mécanique significativement supérieure à celle visée (850-1000 MPa). De plus, comme on l’a souligné précédemment, il a été démontré en utilisant la diffraction des rayons-X, que ces aciers présentaient en l’état des teneurs en austénite résiduelle de 11 et 15% respectivement. On a également expliqué que cette austénite résiduelle était responsable des résistances mécaniques élevées par l’intermédiaire de l’effet TRIP. Ce résultat est central à l’invention, car il est en opposition avec l’ensemble du corpus scientifique, estimant généralement la limite pour la stabilisation de l’austénite résiduelle à 0,6-1 Si%. L’acier Alt6 est conforme en de nombreux points à l’exception de l’addition de Ti et B. Il en résulte une microstructure non conforme à l’invention (l’expérience des inventeurs étant que les microstructures mixtes perlite-bainite présentent une très grande sensibilité aux conditions de refroidissement et étant peu désirables pour une utilisation en condition industrielle). Enfin, l’acier Alt7 est également proche de ceux de l’invention, mais présente un paramètre Bs significativement inférieur à celui exigé, avec pour conséquence une résistance mécanique largement supérieure à l’objectif. Les aciers Inv1 à Inv 4 présentent tous une structure consistant en, en fractions surfaciques, au moins 70% d’un mélange de ferrite bainitique et de carbures ou d’austénite résiduelle, la fraction d’austénite résiduelle étant inférieure ou égale à 5%, et au plus 30% de martensite et/ou de ferrite pro-eutectoïde et/ou de perlite, la fraction de ferrite pro-eutectoïde et/ou de perlite étant inférieure ou égale à 10%. Comme le montrent les résultats obtenus sur les aciers Inv1 à Inv4, le respect de l’ensemble des critères définis par la présente invention permet d’obtenir la microstructure et la résistance mécanique souhaitées, tout en évitant l’utilisation de vanadium et molybdène en quantité significative. On notera en effet que les teneurs en molybdène correspondent à celles qui peuvent être obtenues de par la seule présence de cet élément comme résiduel dans les ferrailles utilisées pour l’élaboration. Pièce en acier mise en forme à chaud, caractérisé en ce que la composition de l’acier, consiste en, exprimé en pourcentages pondéraux : 0,22% ≤ C ≤ 0,35% ; 0,50% ≤ Mn ≤ 1,70% ; 0,50% ≤ Cr ≤ 1,70% ; traces ≤ Mo ≤ 0,15% ; traces ≤ Si ≤ 0,40% ; traces ≤ Ni ≤ 0,50% ; traces ≤ Cu ≤ 0,50% ; traces ≤ V ≤ 0,08% ; traces ≤ Al ≤ 0,10% ; 0,001% ≤ B ≤ 0,010% ; 0,01% ≤ Ti ≤ 0,06% ; traces ≤ Nb ≤ 0,05% ; traces ≤ S ≤ 0,15% ; traces ≤ Ca ≤ 0,010% ; traces ≤ Te ≤ 0,030% ; traces ≤ Se ≤ 0,050% ; traces ≤ Bi ≤ 0,050% ; traces ≤ Pb ≤ 0,100% ; traces ≤ P ≤ 0,100% ; traces ≤ N ≤ 0,013% ; le reste étant du fer et des impuretés résultant de l’élaboration ; et pour laquelle les relations suivantes sont vérifiées : 540 ≤ (830 – 270*C% – 90*Mn% – 70*Cr% - 83*Mo% - 37*Ni%) ≤ 600; Ti% ≥ 2,5 N%, où C%, Mn%, Cr%, Mo%, Ni%, Ti% et N% désignent les teneurs en C, Mn, Cr, Mo, Ni, Ti et N de l‘acier, en pourcentages pondéraux, et en ce que sa microstructure consiste en, en fractions surfaciques : au moins 70% d’un mélange de ferrite bainitique et de carbures ou d’austénite résiduelle, la fraction d’austénite résiduelle étant inférieure ou égale à 5%, au plus 30% de martensite et/ou de ferrite pro-eutectoïde et/ou de perlite, la fraction de ferrite pro-eutectoïde et/ou de perlite étant inférieure ou égale à 10%. Pièce en acier selon la revendication 1 caractérisé en ce que 0,25% Pièce en acier selon l’une quelconque des revendications 1 ou 2, caractérisé en ce que 1,10% ≤ Mn ≤ 1,70%. Pièce en acier selon l’une quelconque des revendications 1 à 3, caractérisé en ce que traces ≤ Mo ≤ 0,10%. Pièce en acier selon l’une quelconque des revendications 1 à 4, caractérisé en ce que traces ≤ Si ≤ 0,35%, de préférence traces ≤ Si ≤ 0,25%, de préférence traces ≤ Si ≤ 0,15%. Pièce en acier selon l’une quelconque des revendications 1 à 5, caractérisé en ce que traces ≤ Ni ≤ 0,35%. Pièce en acier selon l’une quelconque des revendications 1 à 6, caractérisé en ce que traces ≤ Cu ≤ 0,30%. Pièce en acier selon l’une quelconque des revendications 1 à 7, caractérisé en ce que traces ≤ V ≤ 0,05% ; Pièce en acier selon l’une quelconque des revendications 1 à 8, caractérisé en ce que 560 Procédé de fabrication d’une pièce en acier, caractérisé en ce que: on met en forme à chaud, en phase austénitique, un demi-produit en acier dont la composition consiste en, exprimé en pourcentages pondéraux : 0,22% ≤ C ≤ 0,35% ; 0,50% ≤ Mn ≤ 1,70% ; 0,50% ≤ Cr ≤ 1,70% ; traces ≤ Mo ≤ 0,15% ; traces ≤ Si ≤ 0,40% ; traces ≤ Ni ≤ 0,50% ; traces ≤ Cu ≤ 0,50% ; traces ≤ V ≤ 0,08% ; traces ≤ Al ≤ 0,10% ; 0,001% ≤ B ≤ 0,010% ; 0,01% ≤ Ti ≤ 0,06% ; traces ≤ Nb ≤ 0,05% ; traces ≤ S ≤ 0,15% ; traces ≤ Ca ≤ 0,010% ; traces ≤ Te ≤ 0,030% ; traces ≤ Se ≤ 0,050% ; traces ≤ Bi ≤ 0,050% ; traces ≤ Pb ≤ 0,100% ; traces ≤ P ≤ 0,100% ; traces ≤ N ≤ 0,013% ; le reste étant du fer et des impuretés résultant de l’élaboration ; et pour laquelle les relations suivantes sont vérifiées : 540 ≤ (830 – 270 C% – 90 Mn% – 70 Cr% - 83 Mo% - 37 Ni%) ≤ 600; Ti% ≥ 2,5 N% où C%, Mn%, Cr%, Mo%, Ni%, Ti% et N% désignent les teneurs en C, Mn, Cr, Mo, Ni, Ti et N de l‘acier, en pourcentages pondéraux, on refroidit le demi-produit mis en forme à chaud à l’air calme, à l’air pulsé, sous un capot ou en caisse. Procédé selon la revendication 10, caractérisé en ce que lors du refroidissement, la vitesse de refroidissement entre 750°C et 550°C est supérieure ou égale à 0,15°C/s, la vitesse de refroidissement entre 550°C et 250°C est comprise entre 0,1 et 0,5°C/s, et la vitesse de refroidissement en-dessous de 250°C est comprise entre 0,1 et 100°C/s. Procédé selon l’une quelconque des revendications 10 ou 11, caractérisé en ce que, avant la mise en forme à chaud, on met en forme le demi-produit par usinage ou déformation à froid. Procédé selon l’une quelconque des revendications 10 à 12, caractérisé en ce que, après le refroidissement, on met en forme le demi-produit mis en forme à chaud par usinage à froid ou déformation à froid. Procédé selon l’une quelconque des revendications 10 à 13, caractérisé en ce qu’on soumet au moins une partie du demi-produit mis en forme à chaud à un traitement superficiel par induction haute fréquence. Procédé selon la revendication 14, caractérisé en ce que, après la mise en œuvre du traitement superficiel par induction haute fréquence, on soumet le demi-produit mis en forme à chaud à un revenu à une température comprise entre 150°C et 350°C. Procédé selon l’une quelconque des revendications 10 à 15, caractérisé en ce qu’on réalise un renforcement mécanique du demi-produit mis en forme à chaud afin d’obtenir un écrouissage d’au moins une partie du demi-produit mis en forme à chaud, par des procédés tels que le galetage ou l’autofrettage.