La présente invention concerne un procédé pour la production d'aciers de bonne usinabilité et s'étend aux produits obtenus par ce procédé. L'invention concerne plus précisément un procédé pour la production d'aciers qui sont désoxydés à l'aide d'alliages contenant du calcium et qui présentent une bonne usinabilité aussi bien à des vitesses de coupe élevées que faibles, ainsi que les aciers obtenus par ce procédé. On connait de nombreux procédés permettant d'obtenir des aciers d'usinabilité améliorée. Généralement, l'on peut mesurer cette caractéristique en observant l'augmentation de la vie utile de l'outil, le degré de finition des pièces terminées, la résistance à la coupe, la tendance à la fragmentation des copeaux et la possibilité de travailler à des vitesses de coupe plus élevées. Cependant, on ne peut juger que sur la durée de vie de l'outil du fait que les autres caractéristiques observées dépendent d'une certaine manière du degré d'usure de l'outil utilisé. Le procédé de la présente invention vise à favoriser la formation dans l'acier de zones de discontinuité consistant en particules métalliques et/ou non métalliques. A cet égard il convient de mentionner qu'il est connu d'ajouter à l'acier en fusion du soufre ou du plomb ou ces deux éléments en vue de favoriser la rupture des copeaux et/ou d'exercer une action lubrifiante sur l'outil et par conséquent d'obtenir une meilleure usinabilit é. Dans les années récentes, on a vu se développer la tendance d'utiliser, spécialement pour des aciers destinés à être usinés à des grandes vitesses de coupe, des alliages désoxydants contenant du calcium en association avec un ou plusieurs des éléments : silicium, manganèse, aluminium. La fonction de ces éléments est de former des composés compris dans le diagramme ternaire CaO, SiO2, Au203 qui sont présents dans l'acier sous forme d'inclusions généralement polyphasiques comportant des phases amorphes et cristallines. Aux températures apparaissant au cours de l'usinage, une partie de ces inclusions forme une fine couche lubrifiante sur l'outil, ce qui augmente sa vie et permet d'obtenir un meilleur état de surface de l'objet fini. Ainsi par exemple dans la demande de brevet allemand 2.323.623 (Kobe Steel Ltd), on décrit un acier dans lequel sont présentes des inclu sions contenant CaO, SiO2 et Al203 dans des proportions telles qu'il se 23 forme un composé essentiellement indu dans la zone de mullite du diagramme ternaire précité. De plus, cet acier est resulfurisé en vue d'obtenir une usinabilité satisfaisante même à des vitesses de coupe faibles. Dans le brevet des Etats-Unis d'Amérique 3.630.723 (Seiko K.K.), on décrit un acier dans lequel les inclusions contenant SiO2, CaO, A1203 correspondent à la zone de l'ancrthite du diagramme précité. Finalement dans le brevet français 1.365.084 (Gesellschaft zur Fôrderung der Eisenhuttentechnik m.b.H.), on décrit un acier contenant SiO2, CaO, A1203 en des proportions telles que la composition des inclusions correspond à la zone de ghélénite du diagramme ternaire précité. Dans les documents cités ainsi que dans d'autres documents de l'état de la technique, on indique toujours clairement la nécessité d'obtenir des inclusions qui deviennent molles à la température atteinte durant la coupe, de manière que se forme une fine pellicule lubrifiante sur l'outil. Néanmoins, l'étude des aciers habituellement utilisés indique que les inclusions comprennent toujours une ou plusieurs phases cristallines, dont au moins une partie fond à des températures plus élevées que celles atteintes lors de la coupe et qui présente des propriétés abrasives comme par exemple l'alumine ou corindon (Al O ) ou des composés du type 23 des spinelles 'tCa, Mg, Mn) O. A1203=jr. Ces phases abrasives limitent naturellement l'utilité des autres phases capables de ramollissement et par conséquent de formation du film protecteur sur l'outil. La plus grande partie de ces aciers sont seulement usinables à des vitesses de coupe élevée avec des outils frittés contenant du carbure de titane. D'autres aciers, par exemple celui décrit dans la demande de brevet allemand précitée 2.323.623, sont rendus facilement usinables à des vitesses de coupe faibles par l'addition de soufre qui, d'autre part, réduit les caractéristiques mécaniques de l'acier, en particulier sa ductilité mesurée en termes de coefficient de striction en pourcentage et de limite apparente d'élasticité. Dans le brevet britannique 1.332.747 (Lenin Kohaszati Muvek et Ozdi Kohaszati Uzemek), l'on décrit un acier dans lequel les inclusions contiennent des oxydes de Ca, Mn, Si et Al. Ces éléments sont ajoutés en une succession opératoire particulière et dans des proportions déterminées pour former une série d'inclusions présentant différentes compositions ou des inclusions comportant différentes phases de différentes compositions. Ces inclusions ou ces phases présentant un intervalle de températures de ramollissement plus large rendent possible l'usinage pour une gamme de vitesses de coupe relativement large . Cependant, dans ce document, on ne mentionne ni les vitesses de coupe utilisées ni l'augmentation obtenue de la vie utile de l'outil ou une quelconque valeur pouvant constituer une mesure de l'accroissement de l'usinabilité. Cependant, les essais effectués ont permis d'établir que cet acier comme les autres présentent une certaine quantité d'inclusions de phases cristallines et abrasives ou de phases à point de fusion élevé. Un autre inconvénient des aciers de haute usinabilité désoxydés au calcium résulte du fait qu'il ne semble pas possible de contrôler ni la distribution et la dimension de ces inclusions ni leur teneur en phases cristallines à haut point de fusion et abrasives. Pour cette raison, des échantillons d'essais obtenus avec ces acides présentent une grande variété aussi bien dans les propriétés mécaniques que dans les propriétés d'usinabilité; par conséquent, en plus des inconvénients importants et évidents du point de vue de l'usinabilité et de l'utilisation des aciers eux-mêmes, ceci peut entraîner un déclassement d'une coulée complète provoquant des pertes économiques considérables. La présente invention a pour objet d'éviter ces inconvénients par un procédé qui permet de produire, de manière simple, des aciers qui sont désoxydés par des alliages ferreux contenant du calcium et qui présentent des caractéristiques améliorées aussi bien en ce qui concerne l'usinabilité que les caractéristiques mécaniques. L'invention porte également sur un acier de haute usinabilité aussi bien à vitesse de coupe faiblequ'élevée dont les caractéristiques mécaniques sont comparables à celles d'aciers correspondants ayant subi une désoxydation classique. L'on cherche également à obtenir que cet acier présente une bonne reproductibilité des propriétés mécaniques au cours de la production et dont la dispersion des valeurs d'usinabilité, aussi bien pour des vitesses de coupe faibles qu'élevées, est réduite entre les différentes coulées. D'autres caractéristiques et avantages de l'invention apparaîtront à la lecture de la description qui suit et des exemples donnés à titre d'illustration. La présente invention résulte de l'observation au cours des recherches que la composition de la couche protectrice qui se forme sur l'outil est la même que celle des inclusions amorphes ou que la composition moyenne des différentes phases amorphes présentes. Dans l'état actuel de la technique, on pensait que la couche protectrice qui se forme sur l'ou- til avait une composition différente de celle des inclusions et qu'elle Se formait par exemple par suite des réactions d'oxydation activées par les températures locales élevées atteintes au cours de la coupe. On a également supposé que la couche protectrice qui se forme sur l'outil n'avait aucun lien avec les inclusions et qu'elle se formait par suite de l'oxy- dation des éléments présents en dispersion dans la solution solide de la matrice ferreuse. L'observation par la Demanderesse que cette couche protectrice a la même composition que les inclusions amorphes ouvre une nouvelle perspective et suggère un problème technique complètement nouveau qui est celui de produire dans l'acier des inclusions qui ont une forme totalement amorphe. Ainsi qu'il apparaîtra de la description et des exemples ci-dessous, la solution à ce problème suppose la formation dans l'acier des inclusions amorphes souhaitées. De plus, cette solution permet de dire que la composition deg inclusions prémentionnées, pour autant qu'elle soit amorphe, peut correspondre à une zone quelconque du diagramme ternaire (Ca, Mn) 02' SiO2 Al203 Par conséquent, selon la présente invention, on favorise la formation d'inclusions amorphes présentant différentes compositions et par conséquent des points de ramollissement différents compris dans un large domaine de température. Selon l'invention, les inclusions ou phases amorphes précitées contiennent du baryum ou coexistent avec d'autres phases contenant du baryum. Selon l'invention, l'acier liquide venant de subir la coulée est soumis aux phases opératoires suivantes - l'addition à l'acier dans la poche de coulée d'alliages ferreux contenant du silicium et du calcium comme éléments désoxydants et au moins un au tre élément choisi parmi l'aluminium, le manganèse et le baryum, cette addition débutant lorsque la poche est remplie au quart et étant inter rompue lorsqu'elle est à moitié pleine; - la coulée immédiate de l'acier à une vitesse supérieure à 500 kg/mn; - le refroidissement rapide de l'acier coulé en lingots de ma nière à obtenir une solidification complète en un temps relativement court de l'ordre d'environ 5 à 150 mn. De préférence, l'acier est coulé en source; il peut être également avantageux de recourir à la coulée continue. Après cette description générale de l'invention, il en sera donné une description plus détaillée qui concerne une application préférée du procédé à un acier du type C 40. Bien entendu, cette description est donnée uniquement à titre d'exemple et ne doit constituer en aucune manière une limitation de la portée de l'invention.Pour cette description, on se référera aux figures annexées qui représentent Figure 1, un profil d'usure d'un acier fritté après avoir tourné pendant 120 minutes un acier C 40 obtenu selon la présente invention, à une vitesse de coupe de 100 m/mn; Figure 2, un profil d'usure d'un acier fritté après 60 minutes de tournage de l'acier de la figure 1 à une vitesse de coupe de 150 m/mn; Figure 3, un profil d'usure d'un acier fritté après 60 minutes de tournage de l'acier de la figure 1 à une vitesse de coupe de 200 m/mn; Figure 4, un profil d'usure d'un outil fritté après 120 minutes de tourna ge d'un acier C 40 normal, préparé selon l'état de la technique à une vitesse de coupe de 100 m/mn; Figure 5, un profil d'usure d'un outil fritté après 10 minutes de tournage d'un acier de la figure 4 à une vitesse de coupe de 150 m/mn;; Figure 6, un profil d'usure d'un outil fritté après 30 minutes de tournage d'un acier de la figure 4 à une vitesse de coupe de 200 m/mn; Figures 7,8,9 représentent des photographies des cratères formés sur les outils frittés utilisés dans les exemples des figures 1, 2 et 3 à des vitesses de coupe de 100, 150 et 200 m/mn et de leur film lubrifiant correspondant; Figures 10 et 11, des microphotographies des inclusions formées au moyen de l'invention respectivement à des grossissements de 500 x et 2000 x; Figure 12, un diagramme représentant la profondeur maximale des cratères formés par l'usure sur un outil fritté en fonction du temps de coupe à une vitesse de coupe de 100 m/mn pour un acier selon la présente invention et sur un acier au plomb et à l'aluminium obtenu par la voie classique de l'état de la technique;; Figure 13, un diagramme similaire à celui de la figure 12 mais à une vi tesse de coupe de 150 m/mn; Figure 14, un diagramme similaire à celui des figures 12 et 13 mais à une vitesse de coupe de 200 m/mn; Figure 15, un diagramme qui indique la durée d'un outil d'acier rapide en fonction de la vitesse de coupe à basse vitesse de coupe pour un acier selon la présente invention et pour un acier correspondant classique; Figure 16, un diagramme obtenu lors d'un essai de fatigue par pliage ro tatif. il représente les courbes de Whöler pour un acier normal C 40, un acier C 40 obtenu par les moyens de la présente inven tion et un acier C 40 au plomb;; Figure 17, un diagramme normalisé indiquant les caractéristiques de'résis- tance à la fatigue des trois aciers de la figure 16 en fonction du nombre de cycles. Selon l'exemple d'exécution de la présente invention, un acier au carbone du type C 40 (C = 0,40 %, Si = 0,30 %, Mn = 0,60 % en poids) obtenu dans un four électrique de 60 tonnes, est coulé dans une poche. Au cours de la coulée, on commence à ajouter dans la poche l'alliage ferreux désoxydant. Cet alliage présente la composition pondérale suivante : Si 70, Ca 5, Al 2, le restant étant constitué par du fer. On arrête l'addition de l'alliage ferreux lorsque la poche est à moitié remplie. On coule ensuite l'acier dans une lingottière à une vitesse égale à 630 kg/mn. La vitesse de refroidissement des lingots est réglée de manière à obtenir une solidification complète au centre des lingots en 50 minutes. Parallèlement, on effectue une coulée de la même composition en utilisant un désoxydant classique à l'aluminium.La coulée est divisée en deux parties, la première ne recevant pas d'autres additions et la seconde recevant une addition de plomb. Ces lingots sont laminés pour obtenir un certain nombre d'échantillons d'essais qui sont ensuite normalisés à 8600C. Les résultats des essais d'usinabilité à grande vitesse sont repris dans les tableaux des figures 1 à 14. Tous les essais sont effectués en utilisant des outils de carbure de titane fritté du type P 20. Dans les figures 1, 2 et 3, on a représenté les profils d'usure des outils après des temps de tournage de 120, 60 et 60 minutes à des vitesses de coupe égales respectivement à 100, 150 et 200 m/mn de l'acier du type C 40 selon le procédé de l'invention. Dans les figures 4, 5 et 6, on a représenté les profils d'usure après des temps de tournage égaux à 120, 10 et 30 minutes et à des vitesses de coupe égales à celles des figures 1, 2 et 3 d'un acier du type C 40 ayant subi une désoxydation classique à l'aluminium. La grande différence de comportement des deux aciers apparaît de manière évidente. Le meilleur profil d'usure des outils avec lequel l'acier C 40 obtenu selon le procédé de l'invention a été usiné résulte essentiellement de la présence d'inclusions totalement amorphes présentant des points de ramollissement qui sont compris dans une large plage de températures. L'existence des films protecteurs sur l'outil apparaît dans les microphotographies représentées dans les figures 7, 8 et 9 qui ont été prises à l'aide d'un microscope électronique à grossissement 24 et dans lesquelles le film est indiqué par une flèche.L'aspect de ces inclusions dans l'acier C 40 obtenu selon la présente invention peut être vu dans la micrographie à grossissement 500 de la figure 10. La figure 11 est une autre microphotographie à un grossissement de 2000 de l'acier obtenu selon l'invention. Dans cet acier cependant, le mélange désoxydant est constitué par deux alliages ferreux, le premier contenant 60 % Si, 10 Ca, 10 % Al en poids, le restant étant constitué par du fer et le second contenant 60 % Si, 10 % Ca, 10 % Ba, le restant étant constitué par du fer. Ce mélange qui est composé à raison de 80 % du premier alliage ferreux et à raison de 20 % du second alliage ferreux est ajouté en une quantité égale à 5 kg par tonne d'acier. Dans ce cas, l'effet du baryum semble être de fournir des inclusions d'aspect sphérique.De cette manière, même s'il n'est pas possible de respecter exactement les prescriptions selon la présente invention, et que l'on obtient par conséquent un certain pourcentage des phases des inclusions sous forme cristalline, la durée de vie de l'outil n'est pas fortement réduite. Ceci est dû précisément au fait que les inclusions et les phases cristallines éventuelles se présentent sous une forme sphérique sans coins aigus et sont par conséquent moins abrasives. Les figures 12, 13 et 14 représentent une comparaison entre les profondeurs maximales des critères observés sur les outils en carbure de titane fritté pour des vitesses de coupe de respectivement 100, 150 et 200 m/mn en fonction du temps d'usinage, pour un acier du type C 40 selon la présente invention et des aciers correspondants désoxydés à l'aluminium avec ou sans addition de plomb. Comme l'indique la figure 12, pour une vitesse de coupe de 100 m/mn, l'acier C 40 selon la présente invention provoque sur l'outil un cratère de profondeur maximale de 0,010 mm en un temps supérieur à 150 minutes d'usinage (courbe A) tandis que l'acier au plomb provoque la même profondeur de cratère après environ 35 minutes (courbe B) et l'acier sans plomb après moins de 20 minutes. De la même manière, la figure 13 indique qu' à une vitesse de coupe de 150 m/min, l'acier C 40 obtenu selon la présente invention forme en un temps très court un cratère qui présente une profondeur inférieure à 0,001 mm, cette profondeur ne variant pas de manière importante à mesure que le temps de coupe s'accroît, au moins jusqu'à 120 minutes (courbe A). D'autre part, avec l'acier au plomb déjà après environ 40 minutes, il se forme un cratère d'environ 0,045 mm de profondeur (courbe B) tandis qu'avec un acier sans plomb, la même profondeur de cratère de 0,045 mm est déjà obtenue après environ 25 minutes (courbe C). A des vitesses de courbe de 200 m/mn - figure 14 - on peut observer que l'acier C 40 obtenu selon la présente invention forme un cratère de 0,030 mm de profondeur sur l'outil en un temps d'environ 50 minutes (courbe A) tandis que pour les autres aciers C 40 avec ou sans plomb, la même profondeur de cratère est obtenue après environ 5 minutes (courbes B et C). Si l'on veut estimer la durée de vie de l'outil du point de vue du temps nécessaire pour obtenir un cratère présentant un KT égal à 0,050 mm (voir Metal Progress, Juin 1972, pp. 87-92) on notera qu'a une vitesse de coupe de 200 m/mn, pour des aciers selon la présente invention la durée de vie de l'outil est égale à environ 120 minutes ce qui correspond à un accroissement d'au moins 20 % de la durée de vie, variant d'environ 25 à environ 100 minutes, pour un outil qui a servi à usiner des aciers obtenus selon l'état de la technique (voir Metal Progress loc. oit. p. 87 figure 1 à droite). Dans la figure 15, on a représenté un diagramme dans lequel pour chaque vitesse de coupe il est possible de déterminer la durée de vie moyenne d'un outil en acier rapide du type UNI x 75 W 18 KU à de faibles vitesses de coupe, servant à usiner un acier du type C 40 obtenu selon la présente invention (courbe A) et pour un acier correspondant au plomb (courbe B) et un acier correspondant sans plomb (courbe C). On peut voir par exemple qu'à une vitesse de coupe de 55 m/mn, en utilisant un acier C 40 exempt en plomb, la durée de vie de l'outil est d'environ 2 minutes, en utilisant un acier au plomb C 40 la durée de vie de l'outil est d'environ 4 minutes, tandis qu'en utilisant un acier C 40 traité selon la présente invention, la durée de vie de l'outil est d'environ 18 minutes. A une vitesse de coupe de 50 m/mn, la durée de vie de l'outil pour un acier sans plomb C 40 est de l'ordre d'environ 25 minutes, tandis que pour l'acier C 40 selon la présente invention, la durée de vie de l'outil est supérieure à 100 minutes. Il apparaît clairement que par la présente invention, il est possible d'obtenir des aciers présentant une excellente usinabilité aussi bien à des vitesses de coupe élevées que faibles. La constance des propriétés d'usinabilité de l'acier est également excellente; dans une production expérimentale de 30 coulées, constituée pour partie de coulées de 20 tonnes et pour partie de coulées de 60 tonnes, des variations comprises dans une limite de 10 % ont été obtenues aussi bien pour la profondeur maximale de cratère que pour la durée de vie des outils. En ce qui concerne les caractéristiques de résistance mécanique de l'acier rectifié (trempé et revenu), il présente les mêmes caractéristiques que l'acier de base non traité, contrairement aux aciers traités au plomb, au soufre, au sélénium ou au bismuth dont les propriétés mécaniques sont en général réduites. L'acier selon la présente invention se caractérise également par une plus grande constante desdites propriétés comme l'indique le tableau comparatif suivant dans lequel les valeurs moyennes Rs et Rm obtenues au cours de 50 essais sont représentées avec une indication de la dispersion maximale en pour cent. Traitement thermique Acier Rs 2 #Rs % Rm 2 #Rm % A5 % Z % kg/mm kg/mm 5 Rectification C 40 78,7 5 89,2 3 19,1 61 - trempe 8400C c 40sS 72,3 12 80,6 12 24 53 - revenu 6000C C 40+Pb 74,2 10 82,3 Il 21 55 C 40 +SiCaAl 79,1 4 88,9 3 18,6 62,9 De plus, on peut apercevoir dans le tableau à base des valeurs de striction les caractéristiques supérieures de ductilité des aciers obtenus selon la présente invention. Dans la figure 16, les courbes de Wholer de trois aciers C 40 sont indiquées. La courbe A concerne l'acier selon la présente invention, la courbe B un acier normal C 40 et la courbe C un acier C 40 traité par le plomh; L'excellente qualité de l'acier selon la présente invention apparait de manière évidente. Dans la figure 17, on a repris les résultats d'essais de fatigue sous forme d'un rapport entre la contrainte alternée (td) et la charge de rupture. En termes de durée, ceci a été représenté sous forme de moyenne à chaque niveau du rapport + W/Rm. Les exemples que l'on a donné jusqu'à présent concernent un acier ayant subi une rectification,du type C 40 mais l'invention peut être appliquée à différents types d'acier et en particulier aux aciers au carbone, aux aciers alliés et aux aciers alliés à grains contrôlés. Pour chaque type d'acier, le procédé est toujours identique, uniquement la composition de l'alliage ou des alliages ferreux ajoutés varie. Dans le cas d'un acier au carbone, les alliages ferreux auront la composition globale suivante exprimée en pourcentage en poids Si 50 à 70, Ca 5 à 20, Al 1 à 10, Ba O à 2, Mn 10 à 20, le reste étant constitué essentiellement par du fer. Dans le cas d'un acier allié, l'alliage ferreux aura la composition suivante exprimée en pourcentage en poids Si 50 à 70, Ca 10 à 20, Al 2 à 10, Mn O à 2, Ba O à 2, le reste étant constitué essentiellement par du fer. Dans le cas d'un acier allié à grains contrôlés, l'alliage ferreux aura la composition suivante exprimée en pourcentage en poids Si 50 à 70, Ca 5 à 20, Al 2 à 10, Ba 10 à 20, Mn O à 5, le reste étant constitué essentiellement par du fer. L'effet du baryum dans ces applications n'apparait pas de manière particulièrement claire; cependant, son rôle semble être de faciliter grandement la formation d'inclusions et/ou de phases de forme ronde. De plus, son influence bénéfique semble être marquée particulièrement dans les aciers alliés à grains contrôlés. Egalement pour les autres types d'acier cependant, on observe généralement des résultats favorables et surprenants. L'effet du baryum est particulièrement marqué à des vitesses de coupe faibles pour lesquelles la température atteinte n'est pas toujours suffisante pour ramollir les inclusions amorphes; dans ce cas, la forme sphérique des inclusions contribue à décroitre l'usure de l'outil. L'acier obtenu selon le procédé de la présente invention est par conséquent caractérisé par le fait qu'il contient des inclusions non métalliques d'un type essentiellement amorphe, et qu'il présente une composition qui varie d'inclusion à inclusion. La composition de ces inclusions correspond à une zone quelconque ou à celle de plusieurs zones du diagramme ternaire (Ca, Mn) O, SiO2, Au203 qui sont capables de prendre une forme amorphe et qui contiennent de préférence des composés de baryum. REVENDICATIONS 1 Procédé pour la production d'aciers présentant des caractéristiques d'usinabilité améliorées, caractérisé en ce qu'il comporte successivement les phases opératoires suivantes - l'addition à l'acier dans la poche de coulée d'alliages ferreux conte nant du silicium et du calcium et au moins un autre élément choisi parmi l'aluminium, le manganèse et le baryum, cette addition débutant lorsque la poche est remplie au quart et étant interrompue lorsqu'elle est à moitié pleine à raison de 2 à 5 kg/t d'acier; - la coulée de l'acier de la poche à une vitesse supérieure à 500 kg/mn; - le refroidissement de l'acier coulé de manière à obtenir une solidifi cation complète en un temps relativement court de l'ordre d'environ 5 à 150 mn. 2. Procédé pour la production d'aciers au carbone selon la revendication 1, caractérisé en ce que les alliages ferreux présentent la composition globale suivante en éléments actifs exprimée en pourcentage en poids Si 50 à 70, Ca 10 à 20, Al 1 à 10, Ba O à 2, Mn 10 à 20, le reste étant constitué essentiellement par du fer. 3. Procédé pour la production d'aciers au carbone selon la revendication 1, caractérisé en ce que les alliages ferreux présentent la composition globale suivante en éléments actifs exprimée en pourcentage en poids Si 50 à 70, Ca 10 à 20, Al 2 à 10, Mn O à 2, Ba O à 2, le reste étant constitué essentiellement par du fer. 4. Procédé pour la production d'aciers au carbone selon la revendication 1, caractérisé en ce que les alliages ferreux présentent la composition globale suivante en éléments actifs exprimée en pourcentage en poids Si 50 à 70, Ca 5 à 20, Al 2 à 10, Ba 10 à 20, Mn O à 5, le reste étant constitué essentiellement par du fer. 5. Acier présentant des caractéristiques d'usinabilité améliorées aussi bien à des vitesses de coupe faibles qu'élevées ainsi qu'une bonne résistance à la fatigue obtenu selon le procédé de la revendication 1, caractérisé en ce qu'il contient des inclusions non-métalliques de caractère essentiellement amorphe variant selon les types d'inclusions et correspondant à différentes zones du diagramme ternaire (Ca, Mn) O-SiO2-Al203, lesdites inclusions contenant de préférence du baryum ou coexistant avec d'autres phases contenant du baryum. 6. Acier allié à grains contrôlés selon la revendication 5, caractérisé en ce qu'il contient des inclusions sphériques de caractère essentiellement amorphe, lesdites inclusions présentant une composition variant selon les types d'inclusions et correspondant à différentes zones du diagramme ternaire (Ca, Mn) O, SiO2, Al203 et contenant de préférence du baryum. 7. Aciers obtenus selon le'procédé d'une quelconque des revendications 1 à 4.