L'invention concerne un acier inoxydable apte au dur- cissement structural qui est à une seule phase à ses divers états et qui présente une résistance, une dureté et une ducti- lité supérieures à celles des aciers inoxydables nominaux dits 17-7 PH qui contiennent ordinairement jusqu'à 15% environ de ferrite delta à tous les états. Bien que ce ne soit pas limi- tatif, l'acier de l'invention est particulièrement utile comme matière apte au revenu, à caractéristique élastique. Dans la présente description, l'abréviation PH signifie "apte au durcis- sement structural". L'acier de l'invention présente une bonne aptitude à la transformation à chaud, il peut subir par étirage à froid une réduction atteignant 90% sans recuit intermédiaire, il a une grande résistance proportionnelle ou élastique et une tempéra- ture uniforme de transformation martensitique, inférieure aux températures ambiantes. De façon généralement connue, le traitement thermique des aciers 17-7 PH nécessite les étapes suivantes: Recuit de mise en solution à 1038 + 14'C (pour les bar- res ou les fils) ou à 1066 + 14'C (pour les tôles ou les feuil- lards) pendant 30 minutes au minimum pour obtenir l'état A. Conditionnement de l'austénite à 760 + 14'C pendant 90 minutes. Transformation de l'austénite en martensite par refroi- dissement en l'espace d'une heure à une température de 10 à ,60C maintenue pendant 30 minutes au minimum pour obtenir l'état T. Durcissement structural par chauffage à 565,6 + 5,60C pendant 90 minutes, suivi d'un refroidissement à l'air jusqu'à la température ambiante, pour obtenir l'état TH 1050. On obtient de meilleures propriétés mécaniques par une variante de traitement, appliquée à une matière d'état A et qui est la suivante: Conditionnement de l'austénite à 954 + 90C pendant 10 minutes et refroidissement à l'air pour obtenir l'état A 1750. Transformation de l'austénite en martensite par refroi- dissement en l'espace d'une heure à une température de -73,3 + 5,5 C et maintien pendant 8 heures pour obtenir l'état R 100. Durcissement structural par chauffage à 510 + 5,50C pendant 60 minutes, suivi d'un refroidissement à l'air à la température ambiante, pour obtenir l'état RH 950. On obtient les propriétés mécaniques les plus élevées par une variante de traitement, appliquée à une matière d'état A et qui est la suivante: Réduction à froid d'au moins 50% (au laminoir), transfor- mant l'austénite en martensite pour obtenir l'état C. Durcissement structural par chauffage à 482,2 + 5,50C pendant 30 minutes (barres et fils) à 60 minutes (tôles et feuillards), suivi d'un refroidissement à l'air à la température ambiante pour obtenir l'état CH 900. Ordinairement, le fabricant d'acier fournit l'acier inoxydable 17-7 PH à l'état A ou à l'état C sous forme de tôle, de feuillard, de tôle forte, de barre ou de fil. L'acheteur effectue alors ordinairement la transformation désirée de la matière se trouvant à l'état A ou à l'état C et conduit les traitements décrits plus haut sur les produits fabriqués pour arriver à l'état TH 1050, à l'état RH 950 ou à l'état CH 900. L'acier 17-7 PH présente la composition suivante, en poids,telle que déterminée par référence à la norme AMS 5528D (révisée au 15.1.78): Carbone 0,09% au maximum, manganèse 1,00% au maximum, silicium 1,00% au maximum, phosphore 0,040% au maximum, soufre 0,030% au maximum, chrome 16, 00 à 18,00%, nickel 6,50 à 7,75%, aluminium 0,75 à 1,50%, le reste étant formé de fer. L'acier inoxydable 17-7 PH classique fabriqué selon les normes ci-dessus présente plusieurs inconvénients parmi lesquels la fissuration sous contrainte pendant l'étirage à froid, la transformation d'une matière d'état A à environ -180C, la fragilisation par l'hydrogène du constituant ferrite delta pendant le cuivrage (appliqué comme lubrifiant pour le tréfilage), des propriétés non uniformes à l'état C et à l'é- tat CH 900 et la nécessité de traitements de conversion dou- bles ou triples pour la transformation de lingots de 33 cm en billettes carrées de 10 cm. Les inconvénients ci-dessus sont dus principalement à la présence d'environ 10 à 15% de ferrite delta, qui reste inchangée dans tous les divers états de traitement de l'acier. La ferrite delta est le lieu de fracture pendant la déforma- tion mécanique. Dans l'étirage à froid de sections de barre et de fil, il apparaît une crique longitudinale qui se propage à travers les régions de ferrite delta. En outre, étant donné que la ferrite delta n'est renforcée ni par le travail à froid ni par le traitement thermique dans la même mesure que la ma- trice d'austénite, la teneur en ferrite delta empêche d'at- teindre les propriétés mécaniques maximales possibles du 17-7 PH. La présence d'environ 10 à 15% de ferrite dans l'acier 17-7 PH classique, à l'état résultant du recuit de mise en so- lution, est un résultat direct de l'absence de stabilité métal- lurgique. La teneur en aluminium de l'acier 17-7 PH abaisse la température minimale à laquelle la ferrite delta y constitue une phase stable. Ainsi, le chauffage et le travail mécanique à chaud ne causent pas une homogénéisation chimique suffisante pour donner une structure entièrement austénitique comme celle que l'on obtient dans le type 301 AISI (contenant très peu d'a- luminium). Malgré les inconvénients ci-dessus, on tolère la pré- sence de ferrite delta en quantités atteignant environ 15% dans les aciers 17-7 PH classiques parce que l'on considère qu'il est nécessaire de spécifier des gammes commerciales assez lar- ges pour permettre la production d'acier entre des limites pra- ticables. Les brevets antérieurs décrivant des aciers 17-7 PH sont notamment les brevets US 2 505 763, 2 505 764, 2 506 558 et 2 553 707. Pour autant que la Demanderesse le sache, il semble que les tentatives faites antérieurement pour modifier les gammes commerciales classiques des aciers 17-7 PH n'aient pas réussi à éliminer la ferrite delta ou qu'elles aient entraîné des effets nuisibles sur d'autreis propriétés désirées de l'acier. Le brevet US 3 253 908 décrit un acier apte au durcisse- ment structural dont la gamme large de composition comprend essentiellement 9,00 à 20,00% de chrome, 2,50 à 8,00% de nickel, 0,70 à 2, 50% d'aluminium, 1 à 5% de molybdène, le total des teneurs en chrome et en molybdène étant de 14 à 21%, 0,10 à 0,40% d'azote, 0,12% au maximum de carbone, 8,00% au maximum de manganèse, la teneur en manganèse étant inverse- ment proportionnelle à la teneur en nickel, 2,00% au maximum de silicium, 0,050% au maximum de phosphore, 0,050% au maxi- mum de soufre, le reste étant essentiellement formé de fer. L'azote et le molybdène sont des éléments essentiels de l'a- cier selon le brevet cité, mais, malgré le grand pouvoir de formation d'austénite que possède l'azote, il a été indiqué que cet acier contient de la ferrite delta en quantités ne dé- passant pas environ 10% en volume. La haute teneur en azote constitue un inconvénient car il réagit sur l'aluminium ajouté pour le durcissement structural et les nitrures d'aluminium formés sont occlus dans le métal solidifié ce qui a un effet nuisible sur la ductilité et l'aptitude au formage à froid. La présence essentielle de molybdène constitue un autre inconvénient car c'est un formateur de ferrite encore plus puissant que le chrome. Le brevet US 3 071 460 décrit aussi un acier inoxyda- ble chrome-nickel-aluminium apte au durcissement structural, volontairement additionné de 0,10 à 0,4% d'azote et dans le- quel le carbone est restreint à un niveau critiquement bas de 0,03% au maximum, l'acier de ce brevet ne contenant pas de mo- lybdène. Le brevet US 3 117 861 décrit un acier inoxydable chrome-nickel-aluminium apte au durcissement structural, volon- tairement additionné d'au moins un des éléments titane, zirco- niu#et uranium destinés à réagir sur l'azote dissous dans l'a- cier et à empêcher ainsi les occlusions nuisibles de nitrures d'aluminium. Cette modification avait pour but principal d'é- viter la porosité, lors du-soudage, le long de la jonction entre la chenille et le métal de base. Un article de W.C. Clarke Jr. et H. W. Garvin, inti- tulé "Effect of Composition and Section Size on Mechanical Properties of Some Precipitation Hardening Stainless Steels", ASTM Special Technical Publication n0 369 (1965), pages 151 à 158, traite de l'inconvénient de la mauvaise ductilité trans- versale dans de grandes sections et dans la direction trans- versale courte des sections minces d'alliages tels que 17-7 PH et PH 15-7 Mo. Il est dit que cet inconvénient est dû à la présence de quantités notables de ferrite delta et de pré- cipités aux bords des masses de ferrite delta. Des études ont déterminé que des traitements thermiques de toute sorte n'é- taient pas efficaces pour améliorer la ductilité transversale et que, de même, une refusion sous vide était sans effet. On a décrit une composition modifiée dans laquelle l'a- luminium est encore utilisé comme agent de durcissement, qui est appelée PH 13-8 Mo et qui est exempte de ferrite delta et présente par conséquent une bonne ductilité transversale, par- ticulièrement lorsqu'on la fond deux fois sous vide par des techniques d'induction et de refusion. La variante appelée PH 13-8 Mo comporte une diminution notable de la teneur en carbone, jusqu'à un niveau d'environ 0, 025%, ainsi qu'une diminution de la teneur en chrome jusqu'à 13%, un accroissement de la teneur en nickel jusqu'à 8% et l'addition d'environ 2, 25% de molybdène, par rapport à l'acier 17-7 PH. L'alliage modifié est martensi- tique à la suite du traitement de mise en solution et on peut obtenir un durcissement structural par un simple traitement à basse température. En parlant de 17-7 PH et de PH 15-7 Mo, les auteurs indiquent: "Aux taux de chrome dont il s'agit, les équilibres de composition nécessaires aboutissent à une phase structurale secondaire formée de quantités assez notables de ferrite delta. Cette phase peut constituer jusqu'à 12% à 30% de la structure de ces deux alliages. On a observé que la ferrite delta nuit à la ductilité transversale d'autres aciers inoxydables martensi- tiques et c'est le cas dans ces alliages. L'article cité, bien qu'il ait été publié en 1965, cons- titue une description actuelle de l'état de la technique en ce qui concerne les alliages de ce type. Il apparait que la solution à laquelle sont arrivés les chercheurs antérieurs consistait principalement à diminuer les teneurs en carbone et en chrome pour éliminer l'existence de la ferrite delta. Ces modifications entraînent la perte d'une structure austénitique stable et un accroissement brutal de la dureté minimale réalisable dans l'alliage dans diverses conditions de traitement. L'aptitude au formage à chaud de la variante pauvre en carbone et pauvre en chrome est en outre limitée. Il est donc clair qu'il existe encore un besoin d'un acier inoxydable apte au durcissement structural qui évite les inconvénients des alliages antérieurs de ce type contenant de l'aluminium comme agent de durcissement. L'invention a essentiellement pour objet un acier inoxy- dable chrome-nickel-aluminium-fer apte au durcissement structu- ral contenant moins de 5% de ferrite delta à tous les états de traitement, présentant à la suite du traitement de mise en so- lution une plus grande ductilité en traction et une moindre résistance à la traction que l'acier inoxydable classique, ne présentant pas de fissuration sous contrainte due à la ferrite delta dans les opérations de travail à froid et doué de stabi- lité métallurgique à des températures descendant jusqu'à environ -30 C. L'invention a également pour objet un acier de ce genre qui ait une aptitude améliorée au travail à chaud des lingots et billettes et qui se prête à de plus hauts degrés de travail à froid qu'un 17-7 PH, sans rupture-mécanique, et, plus préci- sément, qui puisse être étiré à froid avec une réduction d'en- viron 90% de la section sans recuit intermédiaire. Les buts ci-dessus sont atteints dans l'acier selon l'invention par un équilibrage critique des teneurs en carbone, en manganèse, en silicium, en chrome, en nickel, en aluminium et en azote. En outre, il faut que le molybdène soit limité à des niveaux résiduels ne dépassant pas 0,5%. On peut ajouter facultativement du bore comme adjuvant de précipitation du carbure dans le traitement thermique de conditionnement de l'austénite. On peut ajouter du titane et/ou du cérium pour limiter la formation de nitrure d'aluminium. L'invention concerne un acier inoxydable apte au dur- cissement structural, pratiquement à une seule phase à tous les états de traitement, comprenant essentiellement, en poids, 0,07 à 0,12% de carbone, 0,20 à 3,0% de manganèse, 0,07% au maximum de phosphore, 0,15% au maximum de soufre, 2,0% au maxi- mum de silicium, 15,5 à 17,5% de chrome, 6,0 à 9,0% de nickel, 0,95 à 2,50% d'aluminium, 0,005 à 0,20% d'azote, 0,50% au maxi- mum de molybdène, 0,75% au maximum de cuivre, jusqu'à 0,07% de bore, jusqu'à 0,12% de titane lorsque l'azote ne dépasse pas 0,035%, jusqu'à 0, 05% de cérium lorsque l'azote dépasse 0,035%, le reste étant essentiellement formé de fer. Le carbone est essentiel dans la gamme indiquée ci- dessus pour son grand pouvoir formateur d'austénite et stabili- sateur d'austénite. Le manganèse est nécessaire à la stabilisation de micro- structures austénitiques préétablies. Le silicium est limité à un maximum de 2,0% et de pré- férence à un maximum de 1,0% car c'est un formateur de ferrite. Le chrome est bien entendu essentiel à la résistance à la corrosion. Il est limité entre 15,5 et 17,5% et de préfé- rence entre 16,0 et 17,0% car c'est un formateur de ferrite. Le nickel est essentiel pour son pouvoir formateur d'austénite et comme agent de durcissement structural. Il est équilibré avec le chrome dans la gamme indiquée plus haut, de préférence de 6,5 à 8,0%. L'aluminium est essentiel comme agent de durcissement structural. Avec moins de 0,95% d'aluminium, la proportion en volume de composés nickel-aluminium disponibles pour le dur- cissement par interférence n'est pas suffisante pour donner une dureté minimale de Rockwell C38 à l'état TH1050 ou de Rockwell C42 à l'état RH 950. Etant donné que l'aluminium est un formateur de ferrite, il est limité à un maximum de 2,50%. L'azote est nécessaire pour son grand pouvoir de for- mation d'austénite et il représente de préférence de 0,02 à 0,08%. L'aluminium est plus efficace que le cuivre comme agent de durcissement par précipitation parce que le cuivre a une - 2479854 8- masse volumique 3,3 fois supérieure à celle de l'aluminium. Ainsi, 1,0% en poids d'aluminium représente autant d'atomes que 3,3% en poids de cuivre. Etant donné que la limite de solubilité du cuivre dans les alliages fer-chrome-nickel est d'environ 4% et que le cuivre "libre" a une influence très nuisible sur la malléabilité à chaud, la proportion en volume de composés nickel-cuivre disponibles pour le durcissement par interférence est très limitée en comparaison de l'aluminium. Le cuivre est aussi beaucoup plus coûteux que l'aluminium. Une composition préférentielle comprend essentiellement en poids, 0,07 à 0,09% de carbone, 1,0% au maximum de manganèse, 0,04% au maximum de phosphore, 0,025% au maximum de soufre, 1,0% au maximum de silicium, 16,0 à 17,0% de chrome, 6,5 à 8,00% de nickel, 1,05 à 1,75% d'aluminium, 0,02 à 0,08% d'a- zote, 0,50%au maximum de molybdène, 0,50% au maximum de cuivre, 0,12% au maximum de titane, le titane représentant environ 3,5 fois la teneur en azote lorsque l'azote ne dépasse pas 0,035%, 0,001 à 0,05% de bore, le reste étant essentiellement formé de fer. Une composition préférentielle dans laquelle la teneur en carbone est légèrement accrue, de l'azote est ajouté volon- tairement et le cérium remplace le titane de manière à empêcher la formation de nitrures d'aluminium, comprend essentiellement, en poids, 0,07 à 0,12% de carbone, 1,0% au maximum de manga- nèse, 0,04% au maximum de phosphore, 0,03% au maximum de soufre, 1,0% au maximum de silicium, 16,5 à 17,5% de chrome, 6,75 à 7,75% de nickel, 1,05 à 1,75% d'aluminium, plus de 0,035 à 0,20% d'azote, 0,50% au maximum de molybdène, 0,50% au maximum de cuivre, 0,004 à 0,02% de cérium, 0,001 à 0, 05% de bore, le reste étant essentiellement formé de fer. Dans le premier mode d'exécution préférentiel ci-dessus, on obtient des résultats optimaux en maintenant le carbone à une valeur maximale de 0, 09% ou au voisinage de celle-ci, en limitant le manganèse et le silicium aux plus bas niveaux pra- ticables, en maintenant le nickel à environ 7,25% au minimum, en restreignant l'aluminium à 1,4% ou au voisinage, en limitant le molybdène au plus bas niveau praticable, en maintenant l'azote à 0,035% ou au voisinage et en maintenant le titane à environ 3,5 fois la teneur en azote. Dans l'acier 17-7 PH classique, un maximum de 0,030% de soufre est spécifié afin de minimiser l'influence des par- ticules de soufre sur la tendance à la crique longitudinale pendant les opérations de travail à froid. Etant donné que l'acier de l'invention est pratiquement exempt de ferrite, une particularité de l'invention est que l'on peut augmenter le soufre jusqu'à environ 0,15%, aussi bien dans la composi- tion large que dans la composition préférentielle, pour obte- nir une bonne usinabilité. Dans la composition préférentielle o les taux de car- bone et d'azote sont accrus au-dessus des maximums permis dans le cadre des spécifications classiques actuelles, le titane est omis et remplacé par le cérium afin d'empêcher la formation de nitrures d'aluminium. Pratiquement tout l'aluminium est ainsi disponible pour jouer le rôle d'agent de durcissement structu- ral. On a trouvé qu'il n'est pas nécessaire d'ajouter du cérium en proportion stoechiométrique relativement à l'azote car appa- remment le cérium forme avec l'azote un complexe de l'une ou de l'autre sorte. Grâce à ses propriétés, l'acier de l'invention convient idéalement à la transformation en produits tels que des atta- ches façonnées à froid et/ou usinées, des produits aptes au revenu à caractéristique élastique, y compris pour ressorts à boudin, des tiges d'antenne, des cannes à pêche, des ressorts à lame, des soufflets, des boulets de broyeur, des roulements à rouleaux et des roulements à billes. On peut traiter l'acier de l'invention selon les trai- tements classiques pour obtenir les divers états décrits plus haut. Plus précisément, on peut soumettre un acier d'état A au recuit de mise en solution (pour obtenir l'état A 1750) en le chauffant entre 955 et 1120'C environ pendant un temps suf- fisant pour assurer la dissolution des composés de carbone et d'azote, puis en refroidissant à la température ambiante, au moyen d'air, d'huile ou d'eau. Comme indiqué plus haut, l'addi- tion de bore à l'acier selon l'invention favorise la précipita- tion de carbures dans le conditionnement de l'austénite. La transformation de la matière résultant du recuit de mise en solution en martensité alpha peut alors s'effectuer, soit par réchauffement entre 650 et 9250C environ pendant environ 3 heures au maximum et refroidissement entre 10 et 15,50C envi- ron (état T), soit par refroidissement à environ -730C et maintien pendant des temps de 8 heures au maximum (pour obte- nir l'état R 100), soit par travail à froid de la matière ré- sultant du recuit de mise en solution avec réduction de 50 à % environ de l'épaisseur ou de l'aire de section, pour obte- nir l'état C. Enfin, on obtient le durcissement structural en chauffant entre 425 et 5250C environ pendant des temps de 8 heures au maximum, puis en refroidissant à la température am- biante. La ductilité améliorée de l'acier de llinvention offre un net avantage en ce sens que le fabricant d'aciers peut le fournir aux transformateurs à l'état C ou à l'état CH et qu'ils peuvent le transformer en produits finals qui sont soumis au durcissement structural. Comme indiqué plus haut, un autre avantage est que l'acier de l'invention peut être réduit à froid dans une mesure atteignant 90% et amené à l'état C en un seul stade de réduction à froid, sans recuits intermédiai- res, processus qu'on ne peut pas suivre avec l'acier 17-7 PH classique. De façon connue, on obtient des améliorations de la té- nacité, de la résistance à la corrosion intergranulaire et de la résistance à la fatigue en répétant le traitement de trans- formation de la matière d'état T ou d'état R100 avant le trai- tement de durcissement structural. On a fait des charges expérimentales rentrant dans les gammes préférentielles de compositions et ces compositions sont indiquées au tableau I. Les propriétés mécaniques à divers états ont été déterminées et sont indiquées au tableau II pour l'échantillon 3 (mode d'exécution préférentiel contenant une addition volontaire d'azote ainsi que du cérium) et pour un acier 17-7 PH classique. Au tableau III, on indique la résistance à la traction et la limite élastique des échantillons 3, 4 et 5 qui sont des modes d'exécution volontairement additionnés d'azote et de cérium, pour des réductions par étirage à froid variant de à 89% à l'état A après traitement de mise en solution, à l'état transformé et après durcissement structural. Les données des tableaux II et III démontrent que l'acier de l'invention présente une charge de rupture en trac- tion et une limite élastique comparables à celles d'un acier 17-7 PH classique en même temps que des niveaux plus élevés d'allongement et de réduction de surface. L'amélioration de ductilité de l'acier de l'invention est importante lors de la fabrication de matières étirées à froid ou laminées à froid, afin de réduire au minimum les ruptures mécaniques de celles- ci. Cela permet d'obtenir des caractéristiques élastiques de revenu dans une large gamme de dimensions de fils et de barres. Les niveaux de limite proportionnelle ou de résistance élastique sont la base des capacités de charge des produits de revenu à caractéristique élastique. Par suite, les niveaux élevés d'environ 1170 à plus de 1310 MPa des aciers de l'inven- tion assurent une amélioration notable relativement au 17-7 PH qui présente une limite élastique d'environ 724 à 758 MPa. Comme indiqué plus haut, la ductilité relativement grande de l'acier selon l'invention permet la transformation en produits finals à l'état C ou même à l'état CH. Le taux de carbone soluble de l'acier de l'invention est tel que la tem- pérature de transformation martensitique est d'environ -340C, ce qui empêche la transformation pendant le transport par temps froid mais ne constitue pas un traitement de transformation excessivement coûteux pour un transformateur si l'on livre une matière d'état A et si les produits fabriqués sont soumis à des traitements conduisant à l'état A1750 et à l'état R100. L'accroissement de résistance à la traction et de limite élastique à divers états de traitement s'accompagne d'accroissements de résistance correspondants. A titre d'exem- ple, une matière à l'état A présente une dureté Brinnel d'en- viron 180 qui est portée à environ 260 pour une matière à l'é- tat T et à environ 430 pour l'état TH et l'état C. Pour illustrer l'équilibrage critique d'él&ments qui aboutissent à éliminer pratiquement la ferrite delta dans l'acier de l'invention, le tableau IV donne la comparaison entre le 17-7 PH classique et des aciers de l'invention. On a préparé d'autres charges d'aciers selon l'inven- tion et on a déterminé leurs propriétés mécaniques à divers états de traitement. Les compositions de ces charges sont in- diquées au tableau V et leurs propriétés mécaniques sont ré- capitulées au tableau VI, les échantillons ayant été conver- tis de billettes de 5,1 cm d'épaisseur en feuillard de 2,54 mm d'épaisseur. TABLEAU I Composition, % en poids Echantillon C Mn P S Si Cr Ni Al N Ti Ce 1 0,095 0,54 0,020 0,014 0,34 16,89 7,28 1,24 0,022 0,060 - 2 0,10 0,50 0,022 0,023 0,34 16,82 7,31 1,21 0,031 0,067 - 3 0,076 0,87 0,012 0,014 0,60 17,08 7,34 1,07 0,10 - 0,005 4 0,081 0,85 0,012 0,019 0,50 16,72 7,26 1,02 0,11 - 0,083 1,07 0,012 0,013 0,81 17,07 7,20 1,19 0,095 - Mo TABLEAU II Echantillon Etat Charge de. rupture en traction,MPa Propriétés mécaniques Limite résistance élastique proportionnelle Allongement % à 0,2%,MPa ou élastique,MPa en 5,1 cm 3 C (bobine de barre de diamètre 6,35 mm laminée à chaud; ayant subi le traitement de mise en solution à 1038 C, étirée à froid en une bobine de barre de 4,45 mm de diamètre, dressée et coupée en longueur 1430 1374 moyenne de 2 moyenne de 2 ,0 moyenne de 42,0 2 moyenne de 2 3 CH (état C + 454 C - 1 heure, refroidissement à l'air) 3 CH (état C + 482 C - 1 heure, refroidissement à l'air) 3 CH (état C + 510 C - 1 heure, refroidissement à l'air) moyenne de moyenne de 2 2 i moyenne de 2 moyenne de 2 moyenne de 2 ,0 moyenne de 2 12,2 moyenne de 2 41 1 moyenne de 2 A 39,4 moyenne de 2 17-7 PH C (traitement comme ci-dessus classique dans l'exemple 3) *17-7 PH classique CH (état C + 482 C - 1 heure, refroidissement à l'air) Réduction d'aire, % ,5 38,9 4,0 4,0 ,0 ,0 -4 %0 co en Etat A (barre 6,35 mm de diamètre, décapée) C (A étiré à froid, réduction 50%) CH (C + 482 C - 1 h, refroidi à l'air) C' (A étiré à froid, réduction 60%) C'H (C' + 482 C - 1 h, refroidi à l'air) C" (A étiré à froid, réduction 89%) C"H (C" + 482 C 1 h. refroidi à l'air) TABLEAU III Propriétés mécaniques, MPa Echantillon 3 Echantillon 4 Echantillon 5 Charge de Limite Charge de Limite Charge de Limite rupture en élastique rupture en élastique rupture en élastique traction 0,2% traction 0,2% traction 0_2%, Un ré N %0 Co L4 n TABLEAU IV Echantillon 17-7 PH 6* 7* C 0,064 0,087 0,083 Mn 0,54 0,92 0,84 Si 0,25 0,39 0,57 * Aciers de l'invention TABLEAU V Composition, % en poids Echantillon C 0,091 0,082 0,087 Mn 0,91 0,89 0,80 Si 0,38 0,33 0,32 Cr 16,87 16,90 16,28 Ni 7,41 7,60 7,50 Al 1,09 1,26 1, 12 Ferrite delta, % (billette ,2 cm) o0 N 0,030 0,029 0,032 Ferrite delta, % (barre 0,64 cm) ,0 1,7 Cr 16,92 17,10 17,01 Ni 7,51 7,36 7,57 Al 1,121,19 1,17 Mo 0,21 0,14 0,15 Cu 0,32 0,11 0,12 N 0,031 0,032 0,024 Ti 0, 046 0,064 0,062 ri %;O CO Ln TABLEAU VI Propriétés mécaniques Echantillon 8- Etat TH 1050 RH 950 I. Etat C* Charge de rupture en traction, MPa Limite élastique Allongement 0,2%, MiPa % sur 5,1 cm 503 17 862 13 883 12 Etat CH-900 l * Etat C = réduction à froid 60% 3,0 4,0 2,0 R E V E N D I C A T I ONS 1. Acier inoxydable apte au durcissement structural, contenant moihs de 5% en volume de ferrite à tous les états de traitement et caractérisé par le fait qu'il comprend essentiel- lement, en poids, 0,07 à 0,12% de carbone, 0,20 à 3,0% de man- ganèse, 0, 07% au maximum de phosphore, 0,15% au maximum de soufre, 2,0% au maximum de silicium, 15,5 à 17,5% de chrome, 6,0 à 9,0% de nickel, 0,95 à 2,50% d'aluminium, 0,005 à 0,20% d'azote, 0,50% au maximum de molybdène, 0,75% au maximum de cuivre, jusqu'à 0,07% de bore, jusqu'à 0,12% de titane lorsque l'azote ne dépasse pas 0,035%, jusqu'à 0,05% de cérium lorsque l'azote dépasse 0,035%, le reste étant essentiellement formé de fer. 2. Acier inoxydable apte au durcissement structural, pratiquement à une seule phase à tous les états de traitement et caractérisé par le fait qu'il comprend essentiellement, en poids, 0,07 à 0,09% de carbone, 1,0% au maximum de manganèse, 0,04% au maximum de phosphore, 0,025% au maximum de soufre, 1,0% au maximum de silicium, 16,0 à 17,0% de chrome, 6,5 à 8,00% de nickel, 1,05 à 1,75% d'aluminium, 0,02 à 0,08% d'a- zote, 0,50% au maximum demolybdène, 0,50% au maximum de cuivre, 0,12% au maximum de titane, le titane représentant environ 3,5 fois la teneur en azote lorsque l'azote ne dépasse pas 0,035%, 0,001 à 0,05% de bore, le reste étant essentiellement formé de fer, 3. Acier inoxydable apte au durcissement structural, pratiquement à une seule phase à tous les états de traitement et caractérisé par le fait qu'il comprend essentiellement, en poids, 0,07 à 0,12% de carbone, 1,0% au maximum de manganèse, 0,04% au maximum de phosphore, 0,03% au maximum de soufre, 1,0% au maximum de silicium, 16,5 à 17,5% de chrome, 6,75 à 7,75% de nickel, 1,05 à 1,75% d'aluminium, plus de 0,035 à 0,20% d'azote, 0,50% au maximum de molybdène, 0,50% au maximum de cuivre, 0,004 à 0,02% de cérium, 0,001 à 0,05% de bore, le reste étant essentiellement formé de fer. 4. Acier selon la revendication 2, caractérisé par le fait qu'il contient environ 0,09% de carbone, au moins environ 7,25% de nickel, environ 1,4% d'aluminium et environ 0,035% d'azote. 5. Acier selon la revendication 1, caractérisé par le fait qu'il comprend essentiellement, en poids, Q,07 à 0,09% de carbone, 1,0% au maximum de manganèse, 0,04% au maximum de phosphore, 0,15% au maximum de soufre, 1,0% au maximum de si- licium, 16,0 à 17,0% de chrome, 6,5 à 8,0% de nickel, 1,05 à 1,75% d'aluminium, 0,02 à 0,08% d'azote, 0,50% au maximum de molybdène, 0,50% au maximum de cuivre, 0,12% au maximum de titane, le titane représentant environ 3,5 fois la teneur en azote lorsque l'azote ne dépasse pas 0,035%, 0,001 à 0,05 % de bore, le reste étant essentiellement formé de fer. 6. Acier selon la revendication 1, caractérisé par le fait qu'il comprend essentiellement, en poids, 0,07 à 0,12% de carbone, 1,0% au maximum de manganèse, 0,04% au maximum de phosphore, 0,15% au maximum de soufre, 1,0% au maximum de si- licium, 16,5 à 17,5% de chrome, 6,75 à 7,75% de nickel, 1,05 à 1,75% d'aluminium, plus de 0,035 à 0,20% d'azote, 0,50% au maxi- mum de molybdène, 0,50% au maximum de cuivre, 0,004 à 0,02% de cérium, 0, 001 à 0,05%de bore, le reste étant essentiellement formé de fer. 7. Acier selon la revendication 3, présentant un allon- gement sur 5,1 cm d'au moins 10% après transformation à un état sensiblement martensitique en totalité par réduction de section d'au moins 50% à froid.