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DEPARTEMENT DE GENIE MECANIQUE

UUnniitt ddee RReecchheerrcchhee GGnniiee ddeess MMaattrriiaauuxx

COURS DE METALLURGIE

Souad BEN SLIMA

Anne Universitaire 2010 / 2011

TABLE DES MATIERES

I- INTRODUCTION AUX MATERIAUX: ...................................6 A. LES DIFFERENTS ETATS DES SOLIDES...........................................................7

1. LETAT AMORPHE 2. LETAT MESOMORPHE 3. LETAT VIYTREUX 4. LETAT CRISTALLIN

B.LES LIAISONS DANS LES SOLIDES CRISTALLINS .. 9 1. LIAISONS PRIMAIRES 2. LIAISONS SECONDAIRES 3. RECAPITULTION

C. LES MATERIAUX CRISTALLINS...11 1. LES STRUCTURES CRISTALLINES 2. POSITION, DIRECTION ET PLAN ANATOMIQUES 3. LES DEFAUTS CRISTALLINS

D. LES DIFFERENTS TYPES DE MATERIAUX ...21 1. QUEST-CE QU'UN METAL? 2. LES MATERIAUX CERAMIQUES 3. LES POLYMERES 4. LES MATERIAUX COMPOSITES 5. LE CHOIX D'UN MTERIAU

II- INTRODUCTION AUX ACIERS ET AUX FONTES .........24 A. PROPRIETES DU FER PUR.....24 B. LE DIAGRAMME FER-CARBONE ...25

1. DIAGRAMME Fe-Fe3C (Fer-Cmentite) 2. LES ACIERS 3. LES FONTES ORDINAIRES

C. LES DIFFERENTES STRUCTURES DES ACIERS ET DES FONTES .. 36 1. LES STRUCTURES D'EQUILIBRE 2. LES STRUCTURES HORS EQUILIBRE

III- LES ELEMENTS D'ALLIAGE - DIFFERENTES CLASSES D'ACIERS ET FONTES A. CLASSEMENT ET ROLE DES ELEMENTS D'ALLIAGE45

1. EFFET DES ELEMENTS D'ALLIAGE 2. ROLE DES DIFFERENTS ELEMENTS D'ALLIAGE

B.DESIGNATION DES ACIERS .49 1. ACIERS D'USAGE GENERAL NON ALLIES 2. ACIERS AU CARBONE 3. ACIERS ALLIES

C. LES DIFFERENTES CLASSES D'ACIER.51

1. Les aciers de construction (non destins aux traitements thermiques) 2. Les aciers pour traitements thermiques 3. Les aciers outils 4. Les aciers inoxydables

D. LES DIFFRENTES FONTES ..57

1.Les fontes non allies 2.Les fontes allies

IV. AMLIORATION DES PROPRITS MCANIQUES DES MATRIAUX PAR INTERVENTION SUR LES DFAUTS CRISTALLINS

A .DISLOCATIONS: CROUISSAGE (STRAIN HARDENING) .63 B. DFAUTS PONCTUELS: DURCISSEMENT PAR SOLUTION SOLIDE 66

V.AMELIORATION DES PROPRIETES MECANIQUE DES MATERIAUX METALLIQUES PAR TRAITEMENTS THERMIQUES DANS LA MASSE

A.LES COURBES TTT70

B.LES COURBES TRC ...73

C.LES TRAITEMENTS THERMIQUES D'EQUILIBRE ..76 1. LE RECUIT (ou RECUIT COMPLET) FULL ANNEALING 2. RECUIT D'HOMOGENEISATION HOMOGENIZING 3. RECUIT DE NORMALISATION NORMALIZING 4. RECUIT DE COALESCENCE OU SPHEROIDISATION SPHEROIDIZING 5. RECUIT DE DETENTE STRESS RELIEVING 6. RECUIT DE CRISTALLISATION RECRYSTALLIZATION ANNEALING

D. LES TRAITEMENTS THERMIQUES HORS D'EQUILIBRE ...80 1. LA TREMPE 2. LE REVENU

E. LES ACCIDENTS DUS AUX TRAITEMENTS THERMIQUES ....95

VI-COMMENT DURCIR LES MATERIAUX METALLIQUES SANS LES FRAGILISER...98

1. DURCISSEMENT PAR PRECIPITATION OU DURCISSEMENT STRUCTURAL 2. LES TREMPES ETAGEES 3. LES TRAITEMENTS THERMO-MECANIQUES

VII-TRAITEMENTS THERMIQUES DES CERAMIQUES.106

A.LA DEVITRIFICATION DES VERRES-CERAMIQUES ...106

B.DURCISSEMENT PAR PRECIPITATION ...107

C. TRAITEMENT THERMIQUE DE DENSIFICATION 107

D.TREMPES DES VERRES .107

VIII-DURCISSEMENT SUPERFICIEL DES MATERIAUX 108 A.DURCISSEMENT MECANIQUE .. .....108

1. LE GRENAILLAGE ET LE SABLAGE 2. LE CHOC LASER 3. LE GALETAGE

B.TRAITEMENTS THERMIQUES DE SURFACE.113 1. LA TREMPE SUPERFICIELLE 2. LA TREMPE PAR CONVERSION CHIMIQUE DE LA SURFACE 3. TRAITEMENTS DE REVETEMENT

IX. ANNEXE: RAPPEL SUR LES DIAGRAMMES D'QUILIBRE ...129 A. HISTORIQUE DES MLANGES

B. LA NOTION DE SOLUTION SOLIDE .. 129

C. INTRODUCTION AUX DIAGRAMMES D'QUILIBRE. 134

LEXIQUE DES TERMES DE TRAITEMENTS THERMIQUES .154

REFERENCES..161

Cours de mtallurgie, ENIT-Dpartement de Gnie Mcanique 5 Souad BEN SLIMA

PRAMBULE

Ce cours de "Matriaux" est dispens aux tudiants de Gnie Mcanique.

Les prs requis sont minimes mais ncessitent quand mme une bonne base en thermodynamique. Ce cours est lui mme un pr requis pour des enseignements tels que la "Technologie de Fabrication" (fonderie, dformation plastique, moulage, ...) et les Mthodes d'assemblage" (soudage, ...). Au deuxime chapitre les aciers et les fontes seront dfinies en dtail partir du diagramme Fer-carbone, puis rpertoris par classes d'utilisation au chapitre cinq. A partir du chapitre sept et jusqu'au chapitre neuf on rpondra la question comment amliorer les proprits en service principalement des aciers et fontes qui restent les matriaux les plus utiliss dans l'industrie mcanique. Seront alors dtaills les traitements thermiques mettre en uvre pour amliorer des proprits spcifiques du matriau : Rsistance et duret, tnacit, rsistance l'usure, etc. ....

Le lecteur trouvera la fin de ce fascicule un lexique des termes les plus utiliss en mtallurgie, avec leur quivalent en anglais.

La seule prtention de ce cours est d'tre pour les tudiants une rfrence qui leur permettra de suivre plus aisment leur cours de matriaux. Les technologies progressent, particulirement dans le domaine des matriaux : la ncessit d'une mise jour continue des enseignements apparat ici clairement.


I. INTRODUCTION AUX MATERIAUX

Les matriaux ont toujours t dune importance majeure pour la civilisation humaine. Les diffrentes poques de I humanit ont t marques chaque fois que lhomme matrisait un matriau : Age de la pierre, ge du cuivre, ge du bronze, ge du fer qui a abouti notre poque marque par la rvolution industrielle de la fin du 19me sicle.

Il semblerait que le premier contact homme mtal a eu lieu il y a peu prs onze mille ans en Anatolie (Turquie). Le premier mtal qui fascina l'homme fut lor, qui attira -et qui attire toujours- de par sa brillance. Cette dcouverte, comme celle du cuivre, ne ncessitait pas la connaissance de l'action du feu sur les mtaux. En effet, ces deux mtaux existent dans la nature l'tat natif et sont dformables froid.

L'extraction des mtaux de leurs minerais est venue beaucoup plus tard. L'extraction du cuivre de son minerai (cuivre non natif, cette fois) date de 4300 avant J.C. et fut pratique pour la premire fois par une tribu installe en Msopotamie. L'ge du bronze fut inaugur au IIIe millnaire en Armnie (semble-t-il), la fusion du cuivre et de l'tain pour la production de cet alliage a t cependant le fruit du hasard. Des dcouvertes archologiques rcentes attesteraient que lextraction du fer de son minerai daterait de 3500 avant J.C. par les anciens Egyptiens. L'ge du fer et du bronze se chevaucherait, et le fer ne prendra une place privilgie quau 1er millnaire quand l'homme dcouvrit que celui ci avait des proprits plus intressantes (outils plus tranchants, etc. ...). Toutes ces dcouvertes faites par lhomme ont t fortuites et les progrs enregistrs purement empiriques. Le pas gant atteint au dbut de notre sicle a pu tre excut quand les moyens d'analyse et d'observation ont volus, et que les processus d1laboration et de mise en forme ont commenc tre rflchis et non pas intuitifs.

Parmi les 106 lments chimiques du tableau priodique, peu prs 80 sont mtalliques. 70% des lments constituant la terre sont des mtaux. Parmi tous les lments mtalliques, 8 seulement sont produits et utiliss en grande quantit :

Fer -----------------> Aluminium ----------------> Cuivre------------------------> Pb,Zn,Ni,Ti,Mg -------------->

98% des mtaux produits 0,8% 0,7% 0,5%

Ces derniers lments sont destins des utilisations particulires :

Le Ni et ses alliages sont utiliss haute temprature pour la rsistance la corrosion Le Ti et ses alliages sont utiliss dans lindustrie arospatiale.


A part la construction (mcanique et autres) qui absorbe une grande quantit de matriaux (principalement base de fer), il existe d'autres domaines d'application qui en consomment en quantit non ngligeable selon les proprits requises :

Proprits lectriques : Cu-Al, bonne conductivit lectrique Proprits magntiques : Fe-Ni pour les matriaux magntiques Rsistance la corrosion : Zn, Sn Pb Esthtique et grande valeur : Au, Pt

Dautres lments sont constituent des lments d'addition trs recherchs pour l'amlioration des proprits des alliages courants tels que les aciers : Cr, Co, Nb, Mg, Mo, Ti, W, V, Zr, Sb, Ta, Be, Cd

Le choix et lutilisation dun matriau dpend dun certains nombres de proprits :

Bonne rsistance mcanique Rsistance acceptable la corrosion Mise en forme facile (usinabilit, mouillabilit, soudabilit) Possibilit de recyclage Cot et disponibilit raisonnables

Les 3 premires constituent la base de l'tude des matriaux.

l- Mtallurgie chimique ou extractive 2-Mtallurgie physique : La Mtallurgie physique relie les manifestations ma-croscopiques (les proprits en service) au comportement microscopique des m-taux. Elle permet donc l'homme de commander les phnomnes microscopiques (microstructure) pour avoir les proprits macroscopiques dsires. L'accs la microstructure des mtaux est aujourd'hui possible grce l'avancement des tech-niques d'observation et danalyse : microscopie optique, lectronique, diffraction des RX, diffraction des lectrons, ... Elle permet ainsi de relever les dfis qui se posent dans certains domaines "difficiles" tels que l'arospatiale, l'aronautique, l'exploitation off shore, l'industrie nuclaire, ...

A. LES DIFFRENTS TATS DES SOLIDES A l'tat solide, les matriaux peuvent avoir diffrentes structures

atomiques qui dterminent leur comportement physique, mcanique, et chimique. Par structure atomique on dsigne la rpartition des atomes les uns par rapport aux autres et le type de liaisons qui assurent leur cohsion. Les solides peuvent exister sous 3 tats diffrents : 1. Ltat amorphe

Les atomes ou ions constituant le solide ne prsentent aucun ordre les uns par rapport aux autres. On peut assimiler la structure globale celle d'un liquide fig.

2. Ltat msomorphe Cet tat est rencontr dans les matriaux "exotiques" tels que les cristaux

liquides o les chanes d'espces sont alignes.


3. Ltat vitreux C'est l'tat rencontr dans les verres et qui est caractris par une certaine

organisation courte distance (entre les espces qui forment une chane), mais pas dordre longue distance (chanes dsordonnes les unes par rapport aux autres).La structure des verres doit tre considre sur 3 chelles: 1) l'chelle de 2 10 angstrms, celle de l'arrangement atomique local, 2) l'chelle de 30 quelques milliers d'angstrms, celle de la sous microstructure, et 3) l'chelle du un au mm et plus, celle de la microstructure et la macrostructure.

La temprature de transition liquide verre (Tt) est moins nette que celle de la transition liquide-cristal (Tf) et est caractrise par une viscosit leve du matriau. La structure du verre dpend de la manire avec laquelle il a t obtenu. Ainsi un verre form partir de l'tat liquide est diffrent d'un verre form partir de la condensation sur un substrat froid, ou form par lectrodposition.

VO L U ME

TEMPERATURE

a) 4.L'tat cristallin Dans un cristal, lors du passage de l'tat liquide l'tat solide, les atomes se placent d'une manire ordonne dans les 3 directions de l'espace, dans des sites bien dfinis On parle de rseau cristallin. Cet arrangement est priodique suivant les trois directions de l'espace x, y et z et dfini par un volume lmentaire qu'on appelle maille et qui reprsente la structure du cristal.

Rseau cristallin Maille lmentaire

Figure I-1 : Rseau cristallin


B. LES LIAISONS DANS LES SOLIDES CRISTALLINS

1 Liaisons primaires : a) Liaisons ioniques

Ce sont des liaisons qui sont assures par l'attraction d'un ion positif et un ion ngatif (Na+,Cl-, K+,CI-, ...). Dans un cristal, chaque ion positif est entour de plusieurs ions ngatifs et vice et versa. Type de force : lectrostatique, transfert d'lectrons d'un atome l'autre, non directionnelle Energies de liaison : autour de 600kJ / mol Exemple : NaCI, MgO Consquences : Matriaux ioniques durs et fragiles, mauvais conducteurs lectriques et thermiques

b) Liaisons covalentes La liaison qui forme la molcule de H2 est typique des liaisons

covalentes. En effet, la formation d'une molcule de H2 correspond au remplissage de la couche 1s2 qui est une configuration plus stable que 1s (un seul atome d'hydrogne). Ce type de liaisons se retrouve dans les composs inorganiques. Dans un cristal, la liaison covalente est similaire celle de H2, une paire d'lectrons est concentre dans l'espace entres les 2 atomes, chacun contribuant avec un lectron. Une structure cristalline du type covalent peut tre construite quand il y a rptitivit possible. Ceci se fait grce la nature directionnelle de la liaison covalente.

Les cristaux covalents se forment par des atomes d'lectrongativit similaire et dont la structure lectronique est loin de celle des gaz rares (C, Ge, Si, Te, ...) Type de force : covalente, chaque atome participe avec un lectron de valence Elle a lieu quand les deux lments ont une trs faible diffrence d'lectrongativit, liaison fortement directionnelle Exemples : CH4 : 4 lectrons de valence, donc peut former 4 liaisons covalentes ttradriques. Dans CH4, ces liaisons sont utilises pour former la molcule. Il n'y aura pas d'lectrons disponibles pour former une liaison covalente en plus, ainsi une structure cristalline ne peut pas se faire C (diamant), SiC Energie de liaison : trs faible, CH4 E= 8kJ/mol trs leve, Carbone E= 711kJ/mol

Proprits rsultantes : duret leve, temprature de fusion leve, conductivit lectrique basse temprature

c) Liaisons mtalliques La caractristique la plus importante des mtaux c'est leur conductivit

lectrique assure par la mobilit de certains lectrons qu'on appelle lectrons de conduction. En premire approximation, les mtaux peuvent tre considrs comme des ions positifs immergs dans un nuage uniforme d'lectrons. La mobilit caractristique des lectrons peut tre comprise en considrant les changements nergtiques qui ont lieu dans la configuration lectronique lorsque des atomes se

Les liaisons qui assurent la cohsion des solides cristallins sont de deux types : primaires et secondaires. Les liaisons primaires assurent les liaisons entre atomes. Les liaisons secondaires entre molcules.


mettent ensemble pour former un cristal. Les niveaux individuels d'nergie des lectrons deviennent trs proches et peuvent tre considrs comme des bandes continues. Dans les mtaux, les niveaux d'nergie permis se chevauchent et sont saturs en lectrons. Ceci permet un mouvement relativement libre des lectrons d'un atome l'autre, sans ncessiter d'nergie supplmentaire trs leve comme il est le cas pour les dilectriques o l'nergie des lectrons doit augmenter (d'une bande l'autre) pour que la conduction soit possible. Type de liaison : Nuage d'lectrons communs aux deux atomes, lectrons de valence dlocaliss, liaison non directionnelle Exemples : Les mtaux Energies de liaison : Trs variables EHg= 68 kJ/mol (Tf=-39C)

Ew= 850 kJ/mol (Tf=3410C) Consquences : Bons conducteurs lectriques et thermiques

2. Liaisons secondaires

a) Liaisons de van der waals Pourquoi une molcule polythylnique (polymres,Tf < 120 C) et le

carbone C diamant (Tf >3500 C) qui prsentent tous les deux des liaisons covalentes ont-ils des tempratures de fusion aussi diffrentes (donc nergies de liaison) ? La chane -(C2H4)n- prsente en plus des liaisons covalentes (entre C-C et C-H), des liaisons dites secondaires qui assurent la cohsion de la longue chane molculaire (structure spaghetti). Ces liaisons sont assures par des diples et prsentent des nergies trs faibles (de l'ordre de 10kJ / mol). Cette faible nergie induit une faible cohsion de la molcule do une faible rsistance et le point de fusion abaiss, cest le cas de ce type polymre. Ce type de liaison peut se retrouver dans certaines argiles. Au contraire C diamant ne prsente que des liaisons covalentes entre les diffrents atomes de C d'o la duret est exceptionnellement importante et la temprature de fusion est trs leve. b) Liaisons hydrogne

C'est un type de liaisons spcial mais assez commun dans les cristaux organiques. Ces liaisons sont dues lion hydrogne qui assure le pont entre anions. La liaison hydrogne est ionique et ne peut se faire qu'avec des anions d'lectrongativit leve (0--, F-). Exemple : Eau, glace Ce type de liaisons est responsable de la polymrisation de HF et de certains acides organiques, ainsi que de la formation d'un certain nombre de polymres inorganiques (pour adhsifs et ciments). 3. Rcapitulation

Matriau Type de liaison TO de fusion (OC) NaCl Ionique 801

C (diamant) Covalente >3550 -(C2H4) n- Covalente et secondaire


Figure I-2 : Contribution des diffrents types de liaison pour les 4 catgories de matriaux

(Rej: J.F.Shackelford, 1992)

C. LES MATRIAUX CRISTALLINS

Ils sont reprsents par un modle tripriodique caractris par des paramtres dits paramtres cristallins (a, b, c. Ce sont les distances entre les atomes les plus proches dans les trois directions de l'espace. On dfinit aussi , et les angles que font les 3 axes (respectivement oy.oz, ox.oz et ox.oy) entre eux. a, b, c et , , dfinissent un systme cristallin (figure 3).

Figure I-3 : Dfinition d'un systme cristallin

Dans la nature, il existe 7 systmes cristallins diffrents partir desquels sont dfinis 14 rseaux dits rseaux de Bravais.

Systmes cristallins a, b, c ,, Rseau de Bravais Cubique a=b=c ===90 primitif

centr faces centres

Hexagonal a=bc ==90, =120 primitif Quadratique a=bc ===90 primitif

centr Orthorhombique abc ===90 primitif

centr bases centres faces centres

Rhombodrique a=b=c ==y 90 primitif Monoclinique abc ==90 primitif

bases centres


Triclinique abc 90 primitif

1. Les structures cristallines

En gnral, les mtaux et cramiques cristallisent dans l'un des systmes suivants :

Systme cubique : * cubique centr : a=b=c

a = (3 = y = 90

Exemple : Mo, W, Cr, V, Fe

* cubique faces centres :

Exemple : Ni, Cu, Ag, Au, Pt, Al, Fe

Systme hexagonal compact: a = b c = = 90, = 120

Exemple: Ti, Zn, Mg, Co.

Systme quadratique : a = b c = = = 90

Exemples : Sn,Mn


a, b et c sont exprims en Angstrom : 1 . = 10-8 cm Exemple : Fe : a = 2,87 . - Cu : a = 3,609 . - Au : a= 4,078 Remarque : Les dessins des rseaux ne reprsentent pas rellement le cristal, ces modles sont clats pour bien visualiser la position des atomes. Il faut voir le cristal comme un empilement de billes ou de balles de poing pong. En ralit les atomes ne sont pas empils de cette faon, mais les sphres peuvent tre choisies pour reprsenter le volume dans lequel l'influence de l'atome s'tend. Le rayon de la sphre reprsentera donc la plus petite distance laquelle un atome peut tre approch, distance qui varie pour chaque type d'atome et qui est de l'ordre de l'Angstrom (figure contre) :

Allotropie : Certains mtaux ont plusieurs structures cristallographiques, chaque varit tant stable dans un domaine de tempratures dfini.

Exemple :

Fer Fe Fe d : CC Fer I __ I ______________ I ____________ I... :C.F.C. 1538C 1394C 912C 20C : C.C.

Ti (CF.C) Ti (H.C.) Titane I _______ ____ I ________ I Tfusion 882C 20C

2.Position, direction et plan atomiques

a) Position d'un atome :

Elle se repre suivant les trois directions de l'espace. Les positions dans un rseau sont exprimes par des fractions (ou multiple) des dimensions de la maille lmentaire


Figure I-4 : Position atomiques et directions cristallographiques

Exemples : A (1/2, 1/2, 0) B (1/2, 1/2, 1/2) C (0, 1/2, 0) Toute translation suivant un axe multiplie la position suivant cet axe par le nombre de translation Exemple : C' = 2C C' (0, 1, 0)

b)Direction cristallographique :

D (1, 2, 1

Elle est note entre crochets et est dfinie par la position intercepte par la ligne trace partir de l'origine. Les directions sont toujours dfinies par les plus petits nombres entiers.

OB, par exemple, n'est pas [1/21/21/2], mais il faut multiplier par 2; c'est donc [111] (qui est quivalent [222], [333])

Exemples : V1 [111] V2 [121] V3 [110] V4 [11 1] Les directions parallles qui ne partent pas de la mme origine ont les mmes Indices. Exemple : V1 [111] V'l [11 ] [111] et [11 et [1 1] et [ 11] appartiennent la mme famille de direction. La famille est dsigne par (). Une direction est donc dfinie par : D = ut + vb + wc

c) Plan atomique : Il est not entre parenthses, Il est dfini par le multiple de l'inverse de la position intercepte par le plan suivant les trois directions de l'espace. Pourquoi linverse ? Cette convention a t adopte pour s'affranchir de la notion d'infini.


Figure I-5 : Reprsentation des plans atomiques

Les indices qui dfinissent le plan sont dit indices de Miller et dsigns par (hkl) pour (210) : suivant ox : 1/2 suivant oy : 1 suivant oz : Ainsi le plan sera : (210)

pour (020) : suivant ox : suivant oy : 1/2

suivant oz : Le plan sera :

(020) mais une famille de plan est dfinie

par le plus petit multiple entier des indices de Miller. Ainsi (020) ne peut pas dfinir une famille car (010) est plus petit. Une famille de plan est dsigne entre accolade : {hkI} Remarque: Pour le systme hexagonal deux notations peuvent tre utilis pour dsigner les plans, la dsignation classique dj vue (indices de .Miller) ou la dsignation qui fait intervenir un troisime indice: indices de Bravais-.Miller (hkil) tels que i= - (h+k)


Miler : (a1a2c) : (010) Bravais-Miller (a1a2a3c) : (0110)

Figure I-6 : Dsignation d'un plan atomique dans un systme hexagonal

d) densits atomiques planaires et linaires 3. Les dfauts cristallins

Nous venons de dcrire le cristal comme un arrangement continu et parfait des atomes. Cependant la structure relle dun cristal nest pas parfaitement ordonne suivant toute lchelle. Elle est perturbe en certains points ou espaces, formant ainsi une discontinuit dans l'arrangement tridimensionnel. Ainsi, le mtal rel ne sera plus un seul cristal continu et parfait, mais un ensemble de cristaux. Les dfauts de continuit du rseau sont de 3 types : ponctuels, linaires ou de surface.

a)Les dfauts ponctuels

(1) Lacune : Les lacunes sont des vides lchelle atomique qui marquent labsence dun atome dans la structure. Elles sont en perptuel mouvement du fait que chaque atome voisin tente de la combler en laissant sa place vide. (2) Interstitiel : Certains atomes en quittant leur site peuvent se placer entre les atomes rgulirement placs. L'insertion ou la disparition d'un atome cre des distorsions dans le rseau.

Les dfauts ponctuels sont la base de la comprhension des phnomnes de diffusion l'tat solide. Ils expliquent la formation de solution solide A-B partir dlments simples A et B selon un schma dinterdiffusion comme le montre la figure 1-7, ou d'autres phnomnes de diffusion impliquent un dplacement atomique fig.I-8 et 1-9).


Figure I-7 : Schma dinterdiffusion des matriaux A et B, rle des lacunes

Figure I-8 : Migration atomique par un mcanisme lacunaire Exemples : Ni dans Cu, Al203 dans Mg0

migration finale de l'atome interstitiel aprs n sauts

Figure 1-9 : Migration atomique par un mcanisme Interstitiels Exemples : C dans Fe, N dans Fe

b) Les dfauts linaires : Les dislocations comment se dforment les cristaux

Les dislocations sont des dfauts rsultant d'un dsordre dans l'arrangement des plans d'atomes. Voyons ce qui va se passer si une partie


d'un plan d'atomes (plutt quun seul atome) est limine (ou ajoute) : les atomes vont se rarranger au niveau de la partie manquante

Dislocation (sur 3 dimensions on aura une ligne de dislocation)

Figure I-10 : Effet dune dislocation

Sur 3 dimensions, le dfaut va s'tendre comme une ligne perpendiculaire au plan du papier dans la zone indique () : cette ligne est appele dislocation.

Figure I-11 : Dislocation (vue en trois dimensions)

Les dislocations existent dans tout cristal rel. La densit de dislocations dans un mtal non dform est de 104 108/cm2. La notion de dislocations est la base de l'explication de la dformation plastique des matriaux : Dformation = mouvement des dislocations

En effet, quand un matriau se dforme, ceci se fait par la propagation de la rupture des liaisons interatomiques (2), plutt que par la rupture simultane de toutes les liaisons (1) comme illustr en figures 12 et 13. L'nergie E1 ncessaire pour engager le processus (1) est plus leve que E2, l'nergie de dformation suivant le processus (2).


Figure I-12 : Dformation dun matriau sous contrainte

E (1)> E (2)

Les difficults de se mouvoir sans N'est-il pas plus facile de un mcanisme de dplacement des dislocations glisser en se "dislocant" ?

Figure I-13 : dformation : mcanisme de glissement des dislocations (Rej : WC. Moss, Ph.D., universit de Californie, 1979)


Figure I-14 : Le glissement ou dplacement des dislocations est plus facile en (2) Suivant les plans forte densit atomique (distance de glissement Plus faible) qu'en (1)

La dformation dun matriau correspond un glissement (ou dplacement) de dislocations. Si les dislocations se dplacent facilement, la dformation du matriau considr est facile. Les dislocations ne se dplacent pas n'importe comment. Elles vont choisir le chemin le plus court et donc le moins nergtique. Comme le montre la figure 14, les dislocations prfrent le glissement suivant des plans denses cest dire les plans qui contiennent le plus d'atomes. Une augmentation de la densit de dislocations dans un matriau conduit au dur-cissement de celui ci. Ainsi, l'existence des dislocations explique pourquoi les ma-triaux sont rsistants, ductiles ou tenaces, etc. ... Les dislocations sont observables au Microscope Electronique Transmission (grande rsolution)

c) Les dfauts plan : Les joints de grains Le mtal rel est une multitude de petits cristaux parfaits orients

diffremment. On dit qu'il est polycristallin. Comme dans un morceau de sucre, les cristaux ne sont pas physiquement spars. La frontire entre les diffrents cristaux est des surfaces qu'on appelle joints de grains. Les grains se forment durant la solidification du mtal. Les joints de grains peuvent se dformer ou se dplacer sous l'action d'une force mcanique ou de la temprature. Ce sont des zones plus nergtiques que le grain du fait de l'arrangement spcial des atomes ce niveau (figure 15). La taille de grain d'un mtal a une influence sur les proprits de ce dernier.


Figure I-15 : Arrangement des atomes au niveau du joint de grain

Un grain est un volume polydrique. Quand on observe la section d'un mtal au microscope optique, on observe une structure granulaire (figure16).

Figure I-16 : Structure granulaire des mtaux

Quand ces grains (ou cristaux) ont une taille de l'ordre de 0,1 mm chacun, ceci correspond une dimension considrable l'chelle atomique (environ un million d'atomes). En fait, cette taille varie entre 10 m et 10 mm. Dans lcm3 de mtal, on peut trouver 10 millions de grains.

D. LES DIFFRENTS TYPES DE MATRIAUX lments constituants des cramiques par combinaison avec un mtal (+ Si et Ge)


Figure 1-17 : Contribution des lments chimiques dans la constitution des matriaux

Les matriaux sont dfinis partir de composition d'lments simples. D'aprs le tableau de classification des lments nous pouvons sortir les diffrentes classes de matriaux.

1. Dfinition dun mtal Les mtaux sont des solides cristallins, ceci ne veut pas dire qu'ils sont

transparents comme le verre-cristal, non les mtaux ne le sont pas. Dans un cristal, lors du passage de l'tat liquide l'tat solide, les atomes se placent d'une manire ordonne dans les 3 directions de l'espace. On peut donc reprsenter un cristal par l'arrangement des atomes dans un espace tridimensionnel. Mais ceci est une simplification. Les atomes ne sont pas fixes, ils vibrent autour d'une position moyenne. L'amplitude augmente avec la temprature mais elle est en gnral de l'ordre du 1/10me du diamtre de l'atome (il y a de la vie dans les mtaux !).

Le mtal est dfini comme suit : C'est un assemblage d'ions positifs immergs dans un nuage d'lectrons, les lectrons de ce nuage tant libres. Les cristaux mtalliques sont lis entre eux par des forces d'attraction lectrostatiques entre ces lectrons libres (-) et les ions mtalliques (+); ceci est appel liaison mtallique (voir chapitre prcdent).

Les lectrons libres confrent aux mtaux leurs principales proprits. Les proprits particulires qui caractrisent l'tat mtallique sont :

Ce sont de bons conducteurs d'lectricit et de chaleur Ils sont susceptibles d'mettre des lectrons sous l'effet de l'chauffement Ils sont solides la temprature ambiante (sauf Hg) Leur mise en forme est relativement facile (bonne plasticit) Ils sont opaques (bonnes aptitudes la rflexion)

Les matriaux mtalliques sont un mlange chimique de mtaux ou de mtaux et mtallodes (o le mtal est majoritaire). Nous citerons les plus connus : l'acier et la fonte (Fe+C), le bronze (Cu+Sn), le laiton (Cu+Zn).

2. Les matriaux cramiques Les nouveaux cramiques sont, par opposition avec les cramiques

traditionnelles (poterie de Nabeul), des carbures, oxydes et/ ou nitrures de mtaux. Les plus typiques sont Si02, Ab03, SiO2. Ce sont des matriaux durs, fragiles, rsistants haute temprature (rfractaires), isolants de l'lectricit et de la chaleur et extrmement rsistants l'environnement (corrosion). Ils peuvent tre cristallin, non cristallin ou un mlange des deux.

3. Les polymres On les appelle communment des plastiques mais il est plus correcte de les

appeler polymres ce qui veut dire qu'ils sont constitu de plusieurs (poly) -mres (molcule d'hydrocarbures comme C2H4). Cest donc des composs organiques dont les lments principaux sont le C et le H. lorsqu'un lment supplmentaire intervient une nouvelle famille nat. C, H exp. polythylne C, H, O exp. acryliques, polyesters C, H, N, O exp. nylons C, H, F exp. fluoroplastiques C, H, Si exp. Silicones


C, H, CI exp. C, H, CI : PVC Ce sont des matriaux de faible rsistance mcanique, de faible densit et d'une grande plasticit. Leur structure est gnralement non cristalline.

4. Les matriaux composites Comme leur nom l'indique, ces matriaux sont une composition des matriaux

prcdemment cits. L'exemple type courant du composite est le bton (Ciment + acier) ou le bois qui est constitu de rsine (polymre naturel) et de fibres de cellulose. Plus rcemment, on parle assez souvent de fibres de verre qui sont en ralit des fibres de verres noyes dans une matrice polymres (cramique+polymre). C'est donc gnralement une matrice d'un matriau donn dans lequel seront noys soit des fibres oit des agrgats d'un autre matriau. Ainsi ces matriaux combinent les proprits des matriaux qui les constituent. Les fibres de verre noyes dans un polymre donnent un matriau qui a la rsistance du verre et la flexibilit du polymre. Cependant ces matriaux auront des proprits mcaniques fortement anisotropies (dpendent du sens de l'effort appliqu).


II. INTRODUCTION AUX ACIERS ET AUX FONTE

La mtallurgie du fer a t pour l'homme une aventure. L'homme primitif a longtemps travaill le fer mtorique avant d'apprendre utiliser les minerais ferreux. Il le travaillait avec des outils en pierre (silex). Du fait de la raret du fer mtorite, celui ci tait considr aussi prcieux que l'or sinon plus. Il avait aussi une valeur mystique puisqu'il venait du ciel, et pour plusieurs anciennes civilisations, l'tymologie du mot qui dsigne le fer veut dire "mtal du ciel : Sumrien "An-Bar" (ciel-feu, mtal cleste), Assyrien "Parzillu" (grand mtal), gyptien "Biz-n.pt" (mtal du ciel), Grec "Sideros" (Sidus,-eris : toile).

L'ge du fer proprement dit n'a pas dbut avec le fer mtorique, mais avec l'exploitation du minerai de fer terrestre. Les historiens fixent vers 1200-1000 avant J.C. les dbuts de la mtallurgie industrielle, lorsque l'homme a dcouvert comment faire fondre le minerai pour extraire le mtal. Ceci a donn lieu plusieurs sicles plus tard ( la fin du 19me sicle) la naissance et la promotion de l'industrie lourde dont le pilier principal tait la sidrurgie.

Depuis, les matriaux mtalliques les plus utiliss en construction mcanique sont les aciers. Ce sont les matriaux de base des pays industrialiss. Ceci est d plusieurs facteurs; d'abord l'abondance du fer (lment principal constituant l'acier) sur notre plante, ensuite la diversit des proprits qu'ils peuvent avoir suivant les lments d'alliage qu'on y ajoute ou les traitements qu'ils subissent. Cette diversit largit considrablement l'ventail des utilisations des aciers. C'est pour cette raison qu'en mtallurgie, on commence toujours par l'tude des aciers qui sont dfinis comme tant des alliages base de fer contenant moins de 2 % en carbone. Leur tude commence donc par la connaissance du diagramme d'quilibre qui leur est associ :

Le diagramme Fer Carbone.

A. PROPRITS DU FER PUR

1- Le fer pur existe sous 2 formes allotropiques : T < 910 C et 1394 C < T< 1538 C

Le fer une structure cubique centre et est not fer a pour les basses tempratures et fer pour les hautes tempratures.

910 C


RM (charge la rupture) : 18 30 daN/mm2 RE (limite d'lasticit) : 10 17 daN/mm2 HB (duret Brinell) : 45-55 A % allongement) : 40-50

Le fer n'est que trs rarement utilis l'tat pur, d'abord son obtention cote trs cher, ensuite il a de meilleures proprits quand il est alli. Le fer est extrait de son minerai pour l'obtention de 2 alliages principaux :

La fonte : % en carbone > 2

L'acier : % en carbone < 2

Le principal lment d'alliage des fontes et aciers est donc le carbone. Jusqu'en 1771, le rle du carbone dans le fer tait ignor et tous les progrs taient purement empiriques. Chez les artisans, ce rle est encore mconnu. Le professeur Cyril Stanley Smith (Mtallurgiste trs connu) dans" The discovery of Carbon in Steel" (Technology and culture, vol. V, N2, 1964) raconte qu'il a demand un jour de 1962 un trs habile et rput forgeron dIran : " Quelle est la diffrence entre le fer et lacier ?" et celui ci lui rpond : " Fer et Acier sont 2 espces aussi diffrentes que le saule et le chne" (Encyclopeadia Britannica, Ed.1981)

B. LE DIAGRAMME FER-CARBONE

Le diagramme Fe-C est une carte qui peut tre utilise pour suivre les squences de solidification des alliages Fe-C et pour savoir ce qui se passe au cours de certains types de traitements thermiques.

Ce diagramme peut tre considr comme un guide, cependant la plupart des aciers contiennent, en plus du carbone, d'autres lments d'alliage qui modifient la position de certaines courbes. Par ailleurs, le diagramme Fe-C ne peut tre utilis que dans les conditions d'quilibre (refroidissement vitesse trs faible). Or plusieurs traitements thermiques se font dans des conditions hors d'quilibre.

Pour les alliages Fe-C, on distingue 2 types de diagramme : le diagramme mtastable Fe-Fe3C et le diagramme stable Fe-C graphite (figure II-3). Le graphite est une forme du carbone plus stable que F e3C. F e3C peut se dcomposer en graphite. Cependant ce phnomne n'a jamais lieu dans les aciers. Il a, par contre, lieu dans les fontes. C'est pour cette raison que pour les aciers, c'est le diagramme Fe-Fe3C qui est exclusivement utilis, alors que la technologie des fontes est beaucoup plus base sur le diagramme Fe-Cgraphite.

1. Diagramme Fe-Fe3C (Fer-Cmentite) Le diagramme comprend 3 paliers caractristiques qui correspondent 3 types

de transformation : T = 1495 C : Transformation pritectique T = 1148 C : Transformation eutectique T = 727 C : Transformation eutectode

On distingue aussi 5 phases diffrentes (5 domaines monophass) : La phase liquide vers les hautes tempratures


La phase solide qui est une solution solide du carbone dans le fer , cette phase est appele ferrite . La solubilit maximale du carbone dans cette phase est de 0,1 % et correspond la temprature T=1495 C. Comme le fer la fer est cubique centre

La phase solide qui est une solution solide du carbone dans le fer , elle est dite

Austnite . La solubilit maximale du carbone dans cette phase est de 2,11 % T=1148 C Comme le fer , l'austnite est C.F.C.

La phase solide a qui est une solution solide du carbone dans le fer , elle est dite ferrite . La solubilit maximale du carbone dans cette phase est de 0.0218 T=727 C Comme le fer la ferrite est CC

Le compos dfini Fe3C, dit cmentite dont la composition en carbone est de 6,67%. La structure cristallographique de Fe3C est orthorhombique.

On note d'une manire particulire certains points de transformation : AC1 : ------> + Fe3C (727 C) AC3 : ------> (dbut de transformation de en au chauffage et AR3 au

refroidissement) ACm : ------> Fe3C (dbut de transformation de y en Fe3C au chauffage et ARm

au refroidissement)

Nous allons nous intresser la partie du diagramme qui correspond aux aciers : % C < 2,11, puis celle des fontes % C > 2,11

2. Les Aciers

Les aciers sont des alliages Fer-Carbone qui contiennent moins de 2% en masse de carbone. Deux types de transformation entrent en jeu : la solidification (transformation liquide-solide) et la transformation en phase solide. a) Transformation Liquide- Solide

Elle concerne la partie suprieure du diagramme (figure II-1) qui prsente un palier pritectique; 3 cas se prsentent :

Cas 1 : Au cours de la transformation pritectique, c'est le liquide qui disparat : Liquide + ------> Cas 2 : La fin de la transformation est marque par la disparition des 2 phases L et . Liquide + ------> Cas 3 : C'est qui disparat la fin de la transformation pritectique. Liquide + ------>


Figure II-1 : Partie suprieure du diagramme dquilibre binaire Fer-C


ACIERS : TRANSFORMATIONS SOLIDE-SOLIDE

b) Transformation Solide-Solide C'est des transformations trs importantes connatre tant donn que tous

les traitements effectus sur les pices mtalliques aprs laboration se font l'tat


solide. La partie du diagramme Fe-Fe3C concerne est la partie infrieure qui prsente un palier eutectode 727C (figure II-2).

Figure II-2 : Partie "Aciers" du diagramme Fer-Cmentite

Remarque : - SE courbe de limite de solubilit du C dans le fer en ce point il y a prcipitation du C du fer sous forme de Fe3C. - MN courbe de limite de solubilit du C dans le fer : en ce point il y a prcipitation du C du fer a sous forme de Fe3C.

Nous distinguerons 2 types d'acier suivant le % en carbone. Ils seront reprs par rapport au point eutectode E (0,77%C) :

(1) Les aciers hypoeutectodes (0/0218 < %C < 0/77) Remarque : Quand %C augmente, AC3 diminue

* Processus de transformation d'un acier de composition Xl : en AC3 : dbut de la transformation ------> pro + y res


en AC1 : transformation eutectode : res------> ( + F e3C) ( + Fe3C) est un compos biphas nomm perlite, il se prsente sous forme de lamelles alternes de et F e3C. res : rsiduelle pro : proeutectode (forme avant le palier eutectode) * Qualit du produit final : proeutectode + perlite ( + Fe3C)

proeutectoide

de

+ Fe3 C = compos eutectoide = perlite

* Quantit : proeutectode : T = 727C + m _= (0,77 - Xl) m (0,77 - 0,0218) perlite : % res ( T=727C+ ) = % perlite ( T=727C- )

= (Xl - 0,0218) (0,77 - 0,0218)

= m perlite m

Quand Xl augmente, % diminue et % perlite augmente

* Que se passe-t-il au cours du refroidissement ? Quand T diminue, la solubilit du carbone dans diminue. Au point AC3, se transforme en moins riche en carbone, se formera au niveau des joints de grains de . Cette transformation se poursuit quand la temprature diminue. est alors enrichie en C (courbe AC3-E'). Quand la teneur en carbone atteint 0,77 (E), la transformation eutectode a lieu temprature constante (v=0) jusqu' l'puisement de.

(2) Les aciers hypereutectodes : 0,77 < %C < 2,11 Remarque : Quand %C augmente, A3 augmente.


* Processus de transformation d'un acier de composition X2 : en A3 : dbut de la transformation ------> Fe3CII + res en AC1 : transformation eutectode res ------> ( + F e3CIII)

* Qualit du produit final : F e3CII + ( + Fe3CIII) = perlite

* Quantit : Fe3CII ( T = 727C + ) mFe3C = (X2 - 0,77) m (6,69 - 0,77) perlite : % res ( T=727C+) = % perlite ( T=727C-) mres = 1- mFe3C m m

_ (6,69 - X2) (6,69 - 0,77) = m perlite m

Quand X2 augmente, %Fe3CII augmente et % perlite diminue.

Remarques :

1- La teneur du constituant proeutectode est beaucoup plus importante dans le cas des aciers hypoeutectodes que dans celui des aciers hypereutectodes, et ceci pour un cart identique du point eutectode.

I ____________ I __ I __ I __ // _____________ I 0' N E N'

EN==E'N'

Acier hypoeutectode : proeutectode =

Acier hypereutectode : ' Fe3Cproeutectode=

Or E'Q' (6,69-0,77=5,92) est trs suprieur O'E'(O, 77-0,0218=O, 7482) donc aproFe3Cpro. Ceci se manifeste au niveau de l'aspect micrographique des structures des aciers; en effet, les aciers hypereutectodes sont toujours principalement constitus de perlite.

2- Pour X = 0,77%, la structure est 100% perlitique, il en est de mme pour les teneurs trs proches de 0,77.


+ Fe 3C =compos eutectoide

= perlite 3- Pour X < 0,0218 (ou proche), la phase dominante est la ferrite avec quelques prcipits de cmentite aux joints de grains.

3. Les fontes ordinaires Les fontes sont des alliages Fe-C dont le % en C va de 2 6. Pratiquement

les fontes contiennent de 3 4% en C. On dsigne par fontes ordinaires des fontes qui n'ont pas subi de traitements

particuliers aprs coule (mis part les traitements thermiques ordinaires). Leur solidification est donne par la partie droite du diagramme d'quilibre. Quand le carbone y existe l'tat libre (graphite) on parle de fontes grises et on se rfre au diagramme Fe-C stable, dans le cas o il apparat l'tat combin avec le fer (Fe3C), on parle de fontes blanches et on se rfre au diagramme Fe-Fe3C mtastable. La caractristique de ces fontes par rapport tous les autres alliages Fe - C c'est leur faible cot. a) Les fontes grises

Elles contiennent le carbone sous forme de graphite (figure II-3). Le % en carbone des fontes grises se situe autour de 4,3%, celui de l'eutectique, ceci entrane une bonne coulabilit et une faible tendance la retassure (vides dans le lingot dus au phnomne de retrait au passage de l'tat liquide l'tat solide).


Figure II-3 : Aspect microstructural des fontes grises. (a) Aspect des lamelles de graphite, (b) fonte grise ferrito-perlitique : les lamelles de graphite sont entoures d'auroles blanches

de ferrite, le fond sombre est de la perlite.

Le graphite donne aux cassures un aspect gris d'o le nom fontes grises. On distingue les fontes grises hypoeutectiques (%C< 4,3) et les FG hypereutectiques.

Figure II-4 : Diagramme Fe-C pour les fontes, en pointills diagramme mtastable et en ligne continue diagramme stable

(1)Les fontes hypoeutectiques (2 < %C < 4,3) Processus de transformation depuis l'tat liquide : TE ( +C graphite) eutectique : Ledburite (le carbone y est sous forme de lamelles) TE


T=TE : transformation eutectode. Seule se transformera cette temprature selon la raction ------> + Fe3C. Trois types de fonte peuvent se former la suite de ce processus : - fonte hypoeutectique hypereutectode : graphite lamellaire + F e3C proeutectode + perlite - fonte hypoeutectique eutectode : graphite lamellaire + perlite - fonte hypoeutectique hypoeutectode : graphite lamellaire + ferrite proeutectode + perlite

La formation de l'une ou l'autre de ces fontes dpend de la composition en C et Si ainsi que de la vitesse de solidification (dtermine par l'paisseur du moulage). On peut savoir en fonction du carbone quivalent (C+1/3Si) et de l'paisseur du moule la structure qu'on obtiendrait et ceci partir du diagramme de SIPP (figure II-5). Ainsi apparat la ncessit pour les fontes grises de choisir la nuance en fonction du dessin de la pice.

Figure II-5 : Diagramme de SIPP dfinissant la microstructure de la matrice d'une fonte grise en fonction de l'paisseur du moule

(2) Les fontes hypereutectiques (%C > 4,3) Processus de transformation depuis l'tat liquide : TE


l'tat brut de coule; en gnral aucun traitement thermique ultrieur n'est souhait sauf dans le cas des trempes superficielles. Les FG sont d'une manire gnrale faciles usiner (duret : 170 270 HB), mais elles ont une tnacit mdiocre cause du graphite. Par ailleurs ce sont les fontes les plus utilises pour les btis de machine du fait de leur grande capacit d'amortissement des vibrations et leur tenue au frottement (favorise par la prsence de graphite qui est un excellent lubrifiant). De plus, leur charge la rupture par compression est de 3 5 fois plus grande que celle la traction. Dsignation : Ft Rm (daN/mm2), exemple : Pt 10 fonte grise dont Rm=10 daN/mm2.

b) Les fontes blanches Le carbone y existe l'tat de Fe3C. Le Fe3C donne la cassure un

aspect blanc et brillant d'o le nom de fontes blanches. La formation de la fonte blanche est favorise par certains facteurs : - la teneur en carbone, plus elle est leve (vers l'eutectique), moins la formation est probable - la composition ne doit pas contenir des lments favorisant la formation de graphite (Si, Al Ti, Ni, Cu). Il faudrait des lments carburignes (Mn, Mo, Cr, V) - une vitesse de refroidissement leve favorise la formation de fonte blanche.

Comme pour les fontes grises, il existe des fontes blanches hypo et hypereutectiques. Leur solidification suit exclusivement le diagramme mtastable Fe-Fe3C. Il est signaler que dans le cas de la fonte blanche, le compos eutectique (la ledburite) garde son aspect malgr la transformation de l'austnite la constituant.

(1) Fontes blanches hypoeutectiques Les squences de transformation de cette fonte partir de l'tat liquide

sont : - formation de y proeutectique (jusqu' 1148C) - 1148C : formation de ledburite (+Fe3C) - formation de cmentite proeutectode et appauvrissement de en carbone (Jusqu 727C) - 727C : l'austnite a un % en C=O, 8; elle se transforme totalement en perlite. Structure l'ambiante (figure II-6) : Fe3C eutectique et proeutectode + perlite (de proeutectique) et perlite (de eutectique).


Figure II-6 : Aspect microstructural d'une fonte blanche hypoeutectique dont le % en C est proche de 2,11. Plages noires : perlite, plages blanches : cmentite. X 200

(2) Fontes blanches hypereutectiques Les squences de transformation de cette fonte partir de l'tat liquide sont :

-Formation de Fe3C primaire (ou proeutectique) (jusqu' 1148C) - A 1148C : formation ledburite (+Fe3C) - Formation de Fe3C secondaire (ou proeutectode) (jusqu' 727C) - A 727C : transformation totale de y eutectique en perlite

Structure l'ambiante (figure II-7 b) : matrice de Fe3C (eutectique + proeutectode) + plaquette de Fe3C primaire + perlite (de eutectique)

Figure II-7 : Aspect microstructural de la fonte blanche (a) eutectique (%C=4,3), plages mouchetes :

ledburite, plages noires : perlite. (b) hypereutectique, plaquettes blanches de cmentite + plages mouchetes de ledburite.

(3) Proprits des fontes blanches Les fontes blanches sont dures et fragiles, elles sont inusables. Elles


sont obtenues pour des vitesses de refroidissement assez leves et des tempratures de coules basses; c'est pourquoi on les appelle parfois fontes trempes. Elles sont trs peu utilises dans l'industrie sauf dans le cas o leur grande rsistance l'usure et l'abrasion est requise (boulets de broyeurs, mchoires de concasseurs, plaques d'usure) Dsignation : FB (FBO : non allie, FBA : allie)

C.LES DIFFERENTES STRUCTURES DES ACIERS ET DES FONTES

Nous avons dfini lacier et la fonte comme tant des alliages base de fer. Nous avons aussi vu le processus de solidification de ces alliages suivant leur pourcentages en carbone dans les conditions dquilibre et ceci partir du diagramme binaire Fe-C.

Les conditions dquilibre supposent que le refroidissement a lieu des vitesses faibles pour permettre aux atomes de diffuser et former des diffrentes phases dquilibre. Il est vident que les structures qui nous intressent sont celles qui existent la temprature ambiante, aussi allons nous porter notre tude sur les transformations en solution solide uniquement. La transformation solide-solide qui nous concerne aussi bien les aciers que les fontes est celle de laustnite gamma que nous avons vue lors de ltude du diagramme binaire Fe-C. Cependant, les refroidissement des vitesses lentes ne sont pas ceux qui sont frquemment pratiqus pour 2 raisons, les refroidissements vitesses leves sont plus rapides et donc dun usage plus pratique, mais la raison principale est que celui-ci confre aux aciers des structures quon appelle hors dquilibre qui ont des proprits mcaniques diffrentes et diverses. Aussi, allons nous diviser la prsentation des structures de lacier en deux : Les structures dquilibre et les structures hors dquilibre.

1. Les structures dquilibre

Ce sont des structures quon obtient dans les conditions o la diffusion des atomes est possible. Les transformations qui leur donnent lieu sont dites contrles par diffusion.

Elles ont lieu dans les aciers au carbone et les fontes ordinaires quand le refroidissement de laustnite es relativement lent.

a) La ferrite La ferrite a est relativement douce (duret = 80 HB), sa rsistance maximale

Rm varie de 25 45 daN/mm2 et sa limite dlasticit Re = 12 daN/mm2. Cest le compos proeutectode pour les aciers hypoeutectodes. Elle se prsente soit sous forme de grains arrondis (ferrite granulaire) ; la ferrite ainsi forme ayant germe et stant dvelopp le long des joints de grains de la phase mre austnite (figure II-8 a) soit sous forme allonge (ferrite aciculaire) due une vitesse de refroidissement lgrement suprieure celle des conditions dquilibre, la structure est dite WIDMANSTATTEN (figure II-8b). Cette ferrite nat aux joints de grains et se dveloppe lintrieur du grain.


Ferrite granulaire (x250) b- Ferrite aciculaire (xl00) (Structure de Widmanstatten

Figure II-8 : Diffrentes morphologies de la ferrite

b)La cmentite

C'est le compos proeutectode qui se forme dans les aciers hypereutectodes; Il se forme aussi dans les fontes blanches. C'est un carbure F e3C, par consquent sa duret est trs leve (1000HV), c'est un produit fragile. Dans les aciers, comme la ferrite granulaire, la cmentite se forme aux joints de grains de la phase et s'y dveloppe. C'est pour cette raison que la cmentite apparat toujours comme des lisers blancs qui dessinent les contours des anciens grains de (figure II -9a)

a - Acier hypoeutectode b- Perlite sphroidise (Cmentite + perlite) (X 500) (X2000)

Figure II-9 : Diffrentes prsentations de la cmentite et la perlite

Dans les aciers hypereutectodes usuels (% C ne dpassant pas 1,2%), le pourcentage maximal de Fe3C qui peut se former est de 7%. La cmentite ainsi forme peut porter prjudice certaines proprits importantes de l'acier, notamment son usinabilit et sa tnacit. Certains traitements sont donc appliqus aux aciers pour liminer les lisers de cmentite (figure II-9 b) et lui


donner un aspect de sphre (sphrodisation). c) La perlite

Compos biphas comportant des lamelles alternes de et Fe3C, c'est le compos eutectode. Sa duret varie entre 180 et 250 HB, sa rsistance maximale est autour de 83 daN/mm2.

La distance d entre 2 lamelles de Fe3C dpend de la temprature T laquelle la perlite s'est forme ou de la vitesse de refroidissement (VR). Quand T diminue, d diminue et quand VR augmente, d augmente. De d dpendra la rsistance de la perlite :

d=l m R = 63 daN/mm2 (figure II-l0a) d= 0,5m R= 75 daN/mm2 (figure II-l0b) d=0,2 m R= 110 daN/mm2 d < 0,1 m R= 250 daN/mm2

a- Perlite (d=l m) b-Perlite (d


bien les phases eutectodes que la perlite prennent naissance (germent) au niveau des joints de grains de cette phase qui est la phase mre. Ainsi, si les grains de cette phase sont gros, il y aura peu de joints de grains, donc peu de sites de germination et la transformation de l'austnite sera retarde ( tant stabilise). De plus, il y aura une relation entre la taille des grains de et celles des grains des phases qui se forment : plus sera fine plus les produits seront fins et la rsistance de l'acier meilleure. La taille du grain de dpend de la temprature et du temps auxquels on maintient l'acier avant refroidissement. Quand T et t augmentent, le diamtre du grain augmente. Dans les aciers et les fontes qui contiennent des lments d'alliage, l'austnite peut tre prsente la temprature ambiante} et par consquent stabilise si les lments sont gamma gnes (Ni, Co, Mn) Morphologie : l'austnite se prsente sous forme de grains polygonaux (figure II-11). Elle peut avoir des durets trs leves jusqu' 800 HB) et des rsistances importantes (R=90 daN/mm2) suivant les lments d'alliage. Sa limite d'lasticit dans ce cas sera trs faible.

Figure II-11 : Morphologie de laustnite

2. Les structures hors d'quilibre

a) La martensite (du nom d'Adolf Martens, allemand) Lorsque la vitesse de refroidissement d'un acier port haute temprature est

trs leve, on n'est plus dans les conditions d'quilibre. Ainsi, les atomes de carbone de l'austnite (haute temprature) n'auront pas le temps de diffuser lors du refroidissement rapide. Ils resteront emprisonns dans le rseau de la ferrite alpha (basses tempratures) qui normalement ne peut pas les contenir (limite de solubilit du carbone dans a 727C : 0,025%). Ils dformeront ainsi le rseau qui se transformera alors de cubique faces centres () en quadratique centr identifi par les paramtres c et a : C'est la martensite qui est dfinie comme tant une solution solide


sursature en carbone. Quand %C augmente, c/a augmente et la ttragonalit du rseau sera plus prononce (figure II-12).

Cette dformation du rseau} qui se fait par cisaillement (la transformation martensitique est dite militaire comparativement aux transformations diffusionnelles dite civiles), entrane des distorsions et donc le durcissement de l'acier. La martensite sera donc une phase dure (HRC=73).

Figure II-12 : Variation des paramtres a et c de la martensite en fonction de la teneur en carbone dans les alliages Fe-C (Ref .1)

(1) Cintique de la transformation

La transformation qui engendre la martensite (transformation martensitique) dpend uniquement de la temprature. Elle ne peut pas se poursuivre si la diminution de la temprature ne se poursuit pas (dT/dt=0) : elle est athermique. L'quation qui donne la cintique de cette transformation est la suivante :

F = 1- e-(l, 1610-2 T) (Koistiner et Marburger)

o f est la fraction volumique de martensite (pour les alliages Fe-C de 0,37 1,1 %C)

La temprature de dbut de transformation de la martensite est plus ou moins basse suivant la composition de l'acier. Elle est note Ms (Martensite Starting). L'influence des diffrents lments d'addition sur Ms ne peut tre dfinie d'une manire univoque et rationnelle.

Certaines formules caractre empirique ont t proposes, elles donnent


une ide sur l'volution de Ms mais ne peuvent tre valable dans tous les cas, nous citons ci suit la formule de NEHRENBERG :

Ms (C)= 500-300C-33Mn-22Cr-17Ni-11Si-11Mo

Le domaine de transformation de la martensite s'tend de Ms Mf (Martensite Finishing) qui est une temprature trs souvent infrieure l'ambiante. Ainsi, lorsque le refroidissement est arrt la temprature ambiante, la transformation austnite (------martensite ne sera pas complte et il persistera de l'austnite non transforme (ou austnite rsiduelle). La martensite est donc la raison du durcissement des aciers lors d'un refroidissement brusque on dit que c'est le constituant de trempe. Mais sachant qu'une duret leve engendre la fragilit du matriau, la martensite sera donc responsable de la fragilit du matriau.

Par ailleurs, tant donn que le carbone est responsable de la grande duret de la martensite (pour les aciers au carbone), la martensite sera d'autant plus dure que le % en carbone est lev. Il est donc pratiquement impossible d'obtenir de la martensite quadratique centre pour les aciers ayant despour_cent en carbone infrieurs 0,2. C'est pourquoi les aciers au carbone sont classifis de cette manire :

Hypoeutectodes hypereutectodes

0,1 0,2 0,3 0,4 0,5 0,6 0,7 0,8 0,9 1 1,1 %C 1---------1--------1-------1-------1------1-----1------1-------1-------1------1--------1-------> Fer/ extra / doux /mi - / mi-dur / dur / extra-dur doux doux

A partir de 1,2 %, la duret de trempe n'augmente plus. Si on dpasse ce pourcentage, pour augmenter la duret, il faut ajouter des lments d'alliage qui feront prcipiter le carbone en excs sous forme de carbures durcissants. Ms et Mf vont diminuer quand le pourcentage en lments d'alliage favorisant la phase austnitique augmente. Ces lments sont dits gammagnes. Ms peut atteindre des valeurs trs faibles, c'est la cas des aciers inoxydables 18-10 (18% Cr et 10%Ni) qui mme refroidis dans l'eau glace conservent une structure austnitique (il faut refroidir dans l'azote liquide -200C pour avoir de la martensite).


Figure II-13 : volution de la duret en fonction de la teneur en carbone pour des structures trempes (Ref1)

La martensite est facilement caractrisable au microscope, elle se prsente sous forme de paquets daiguilles allonges et rgulires. Elle peut exister sous lune des deux morphologies suivantes : en lattes ou en plaquettes (figure II-14).

Lattes de Martensite Plaquettes de Martensite

Figure II-14 : Diffrentes morphologies de la Martensite, x1000, (Ref3)

Les lattes se prsentent au microscope sous forme de paquets d'aiguilles courtes et fines. Les plaquettes sont plus grandes et plus larges. La prsence de l'une et/ou de l'autre morphologie de la martensite dpend du % en carbone (figure


II-15). Quand le %C augmente, la probabilit d'obtenir des plaquettes devient plus grande.

Figure II-15 : morphologies de la Martensite en fonction

du % en carbone

b) La bainite (du nom d'Edgar Bain, Amricain) Quand la vitesse de refroidissement n'est pas trs leve, mais intermdiaire, il se forme un compos intermdiaire entre la martensite et la perlite qui groupe certaines proprits de chacune des deux structures : c'est la bainite. Comme la perlite celle-ci est un compos biphas contenant de la ferrite + cmentite; comme la martensite elle se prsente sous forme d'aiguilles de ferrite dans lesquelles est rpartie la cmentite. Ainsi la transformation bainitique est permise par la diffusion partielle des atomes de carbone (transformation perlitique) et par le cisaillement (transformation martensitique). Du fait quelle est galement assure par la diffusion, la transformation bainitique peut progresser mme dans les conditions isothermes.

Bainite suprieur Bainite infrieur


Figure II-16 : Morphologies de la bainite, x250

Les aiguilles de bainite seront d'autant plus fines que la vitesse de refroidissement est leve ou que la temprature est basse (dans les conditions isothermes) ; on distingue ainsi trois types de bainite : -bainite suprieure : pour les tempratures relativement hautes, elle est proche de la perlite, la structure se prsente sous forme de lamelles de ferrite a entre lesquelles se trouvent les prcipits de cmentite Fe3C, -bainite moyenne -bainite infrieure : pour les tempratures basses, elle est proche de la martensite, les aiguilles sont trs fines et ne peuvent pas tre rsolues au microscope optique. Les carbures de cmentite y sont trs petits et parallles. La bainite est assimile des amas de plumes. Lorsque la vitesse de refroidissement augmente la structure devient plus fine, par ailleurs les contraintes internes deviennent plus importantes ce qui engendre une duret plus leve.


V. AMELIORATION DES PROPRIETES MECANIQUE DES MATERIAUX METALLIQUES PAR TRAITEMENTS THERMIQUES DANS LA MASSE

Les traitements thermiques se divisent en deux grandes catgories principales : -les traitements thermiques de base ncessaires pour amliorer l'homognisation de la structure et rechercher l'tat d'quilibre; il s'agit d'oprations effectues sur pices ou lingots bruts de coule (recuits). - les traitements thermiques orients vers les applications pour crer des structures le plus souvent hors d'quilibre et qui permettent d'amliorer la rsistance la dformation, au choc, l'usure, la corrosion (trempes et revenus). Pour cette deuxime catgorie le traitement peut tre gnral lorsqu'il est appliqu toute la pice, local ou partiel lorsqu'il concerne une partie de la pice, gnralement la surface mais ce dernier sera dvelopp au chapitre suivant.

Nous avons dj vu par l'tude du diagramme d'quilibre Fe-C que des transformations en phase solide pouvaient avoir lieu et plus explicitement la transformation de la phase (austnite). Mais le diagramme Fe-C reste en ce sens trs limit car il ne traduit que les transformations pouvant se faire pour des refroidissements continus vitesses lentes (recuits). Mais que se passerait-il si on refroidissait rapidement un acier jusqu' une temprature T telle que Ms < T < Ac1, et qu'on le maintenait cette temprature ? Et si on dviait des conditions d'quilibre en refroidissant un acier d'une manire continue des vitesses leves et diffrentes, quelle serait chaque fois la microstructure de l'acier et les proprits mcaniques correspondantes ? A ces questions importantes aussi bien sur le plan fondamental (comprhension des cintiques de transformation) que celui de l'ingnierie des matriaux (slection des proprits dsires par la slection du traitement thermique appropri), des courbes exprimentales ont t tablies : les courbes TIT et TRC

A.LES COURBES TTT

Nous avons pu d'aprs le diagramme d'quilibre Fer-Carbone suivre l'volution de la structure de diffrents aciers au carbone avec la temprature, la vitesse de refroidissement tant trs lente; la transformation eutectoide (transformation perlitique) est la plus importante. Cette transformation peut avoir lieu dans d'autres conditions notamment par maintien de l'acier temprature constante pendant des dures plus ou moins longues. Cette temprature e sera infrieure la t temprature de l'eutectoide (727C). Le traitement correspondant consistera rendre l'acier austnitique par un maintien dans le domaine, puis de le porter rapidement dans un bain temprature constante. L'acier est alors maintenu pendant des dures diffrentes diffrentes tempratures, puis observ


pour identifier les phases formes ainsi que le taux d'austnite transforme. Tous les rsultats sont reports sur un diagramme temprature log10t (temprature de transformation, temps, domaine de chaque phase). Les courbes TTT les plus simples se prsentent en gnral comme reprsent figure V-1.

Figure V-1 : Courbe TTT pour un acier eutectoide

a) Comment lire une courbe TIT : * Les courbes TIT sont lues horizontalement de manire suivre l'volution de la transformation en fonction du temps. * Les diffrentes phases de l'acier sont notes comme suit :

A : austnite F : ferrite C : cmentite M : martensite

Quand il est not (FOC), le compos correspondant peut tre la perlite ou bainite. La bainite existe pour les basses tempratures et la perlite pour les tempratures plus leves

1) : courbe de dbut de transformation (2) : transformation de 50% de l'austnite (3) : courbe de fin de transformation

* Les courbes TTT sont limites dans leur partie suprieure par la temprature de


l'eutectoide et dans leur partie infrieure par le point Ms. En dessous de ce point le maintien isotherme, d'aussi longue dure qu'il soit, ne fait pas voluer la transformation martensitique puisque celle-ci est indpendante du temps et ne peut se poursuivre si dT/dt=0.

Exemple de suivie de la courbe TTT (figure V-1), pour la temprature Tr

ti : la transformation dbute par la formation de ferrite + cmentite partir de l'austnite. Dans ce cas F+C est la perlite t1/2 : 50% de l'austnite s'est transforme en (F+C) tf : la totalit de l'austnite s'est transforme en perlite

La verticale limitant droite le diagramme TTT indique la duret de la structure finale aprs un maintien de 24h, les courbes TIT n'tant pas dfinie - en gnral- pour des dures de maintien plus leves. En eutectique donc eutectique = Liqres= c) T=TE total = * Mcanisme des transformations isothermes: Aux tempratures leves (proche de la temprature d'austnitisation), la tendance la transformation A------->F+C est faible puisque le domaine de l'austnite est proche, en effet l'austnite est d'autant plus stable qu'on s'approche de son domaine d'existence. Au fur et mesure que la temprature de maintien isotherme diminue, la tendance la transformation de l'austnite augmente, mais la diffusion devient plus difficile, la structure rsultante est donc de moins en moins proche de l'quilibre. Pour une temprature suffisamment basse (Ms), la transformation se fait ds que le mtal atteint Cette temprature. Il n'y a pas de diffusion, le carbone reste emprisonn dans le rseau : la martensite est forme.

* Remarques : 1)Plus la temprature de maintien est basse et plus la perlite obtenue est fine. 2)Le type de diagramme TIT prsent est le plus simple. On trouve dans certains diagrammes d'acier des domaines d'existence de la ferrite seule, ainsi qu'une diffrenciation nette entre les domaines de la perlite et de la bainite (figure V-2).


Figure V-2 : Diagrammes TTT (a) d'aciers au carbone (b) d'aciers allis


b) Les facteurs influenant la courbe TTT : - La temprature daustnitisation : Avant de procder la transformation isotherme, on part d'une structure 100% austnitique; cet effet l'acier est maintenu une temprature suprieure AC3 (temprature de dbut de transformation de l'austnite). Les conditions d'austnitisation seront donc la temprature et le temps d'austnitisation (Ta et ta)' Ces conditions doivent tre spcifies avant tout traitement isotherme car elles dfinissent l'tat de l'acier avant ces traitements. En effet un temps et une temprature d'austnitisation plus levs engendrent une austnite plus gros grains, donc plus stable; le domaine de l'austnite sera plus tendu et donc la courbe dcale vers la droite. - Les lments dalliage : Les lments gammagnes (Mn, Ni, Cu, N et C) stabilisent l'austnite, leur action est donc de dcaler la courbe vers la droite. Les lments alfa gnes (Cr, Mo, W, V, Ti, Nb) dcalent la courbe vers la droite et modifient sa forme car ils ont tendance former des carbures qui retardent la transformation de l'austnite et favorisent certaines transformations plutt que d'autres (la transformation bainitique, par exemple).

B. LES COURBES TRC : Il est possible de connatre partir des courbes de transformation isothermes la stabilit d'un acier l'tat austnitique dans les diffrents domaines de temprature. Cependant les cycles thermiques que subissent gnralement les pices industrielles ne correspondent pas des transformations isothermes. En effet, dans la majorit des cas les pices subissent des traitements refroidissement continu. C'est les courbes TRC (Transformation Refroidissement Continu) qu'ils faut alors considrer. Ces courbes permettent de dterminer pour diffrentes conditions de refroidissement, allant de refroidissement trs rapides des refroidissements trs lents, la nature des constituants forms lors de ces refroidissements, les tempratures de transformation et la duret de la structure l'ambiante. Comme pour les transformations isothermes, l'alliage est pralablement austnis. Les courbes sont traces suivant une chelle semi-logarithmique. Des courbes de refroidissement correspondant des lois de refroidissement diffrentes sont traces (figure V-3). Le point d'origine de ces courbes sur l'axe des tempratures est la temprature d'austnitisation.

Figure V-3 : Lois de refroidissement Figure V-4 : Lois de refroidissement correspondant des milieux diffrents Correspondant des diffrents diamtres

de pices, dans un mme milieu de refroidissement

On fournit gnralement avec la courbe TRC des courbes de refroidissement sur transparents traces dans le mme systme de coordonnes que les courbes TRC , et qui


correspondent des milieux de refroidissement prcis pour des pices de diamtres diffrents (figure V-4). Plus le diamtre de la pice est grand plus l'change thermique entre le coeur de la pice et le milieu est lent et donc la vitesse de refroidissement ressentie faible. Ces courbes sont traces sur des transparents ou des calques afin de pouvoir les superposer aux courbes TRC. Ces courbes existent pour les milieux de refroidissements les plus usuels : l'air, l'huile et l'eau. Les diffrentes courbes de refroidissement vont traverser les domaines d'existence des diffrentes phases, domaines qui auront un aspect et une forme diffrente suivant la nature de l'acier et les conditions d'austnitisation. Nous reprsentons ci suit un exemple de courbe TRC. Le domaine intermdiaire (bec de perroquet) est le domaine de la bainite qui n'existe pas pour les aciers au carbone bas % en carbone.

Figure V-5 : Exemple de courbe TRC

a) Comment suivre une courbe TRC : Il faut suivre la courbe correspondant la vitesse de refroidissement adopte :

* vitesse v4 : on prend la courbe correspondante cette vitesse et on voit quel moment Elle coupe le diagramme. A T1, on rentre dans le domaine A+F (Transformation de l'austnite en ferrite). A T2, on rentre dans le domaine A+F+C (fin de transformation de l'austnite en ferrite et dbut de transformation de l'austnite restante en perlite). A T3, fin de transformation de l'austnite. La structure contiendra de la ferrite (K4 %) et de la perlite (K'4 %), avec K4 + K'4 = 100%. D 4 est la duret de la structure la suite de ce traitement. * vitesse v3 : on prend la courbe correspondante cette vitesse et on voit quel moment elle coupe le diagramme. A T'1 on rentre dans le domaine A+F (transformation de l'austnite en ferrite). A T2, on rentre dans le domaine A+F+C (fin de transformation de l'austnite en ferrite et dbut de transformation de l'austnite restante en bainite). A T'3, fin de transformation de l'austnite en bainite. Entre T'3 et T'4 aucune transformation n'a lieu, et T'4 une partie de l'austnite se transforme en martensite. La structure contiendra de la ferrite


(K3 %) et de la bainite (K'3 %), de la martensite et de l'austnite rsiduelle. D3 est la duret de la structure la suite de ce traitement. Remarque : Quand une courbe de refroidissement traverse le domaine de la bainite, on commence avoir une structure hors d'quilibre. L'austnite n'est dans ce cas jamais transforme 100%; il reste donc la fin de la transformation de l'austnite qui est dite rsiduelle.

* vitesse v2: La courbe de refroidissement coupe le domaine de la bainite T'1 A cette temprature dbute la transformation bainitique qui s'arrte T'2 A cette mme temprature, l'austnite qui reste se transforme en partie en martensite, il restera donc de l'austnite la temprature ambiante. La structure finale sera : bainite (% :K2) + (martensite + austnite rsiduelle) (% = 100-K2). La duret de cette structure sera D2.

* vitesse v1 : La courbe ne coupe pas le domaine de la bainite, la seule transformation qui a lieu est la transformation martensitique qui dbute Ms. La structure finale contiendra : martensite+austnite rsiduelle, sa duret est D3 Si M50 est suprieur la temprature ambiante, on aura dans la structure finale plus de 50% de martensite. La quantit de martensite sera d'autant plus importante que VI est grande.

b) Vitesses de refroidissement : Pour certaines exploitations, il est ncessaire de dterminer pour une loi de

refroidissement la vitesse correspondante. Il est possible dans ce cas de calculer : - soit la vitesse de refroidissement instantane 700C, ce sera la pente de la tangente la courbe de refroidissement en ce point :

- soit la vitesse de refroidissement moyenne entre 700 et 300C :

c) Facteurs influenant la courbe TRC : 1- La temprature et le temps daustnitisation : Plus ils sont levs, plus l'austnite sera stable. La courbe sera dcale vers la droite et on aura l'ambiante un taux plus lev d'austnite rsiduelle. 2- La composition chimique : Les lments gammagnes largissent le domaine de l'austnite ils dcalent donc la courbe vers la droite. Les lments alfa gnes dcalent aussi la courbe vers la droite, de plus ils favorisent la transformation bainitique pour laquelle ils font apparatre le domaine distinctement du domaine perlitique. Le seul lment qui dcale les courbes TRC gauche est le cobalt.


d) Dtermination des vitesses critiques : A partir de la courbe TRC il nous est possible de dfinir les diffrents

traitements thermiques ainsi que leurs buts.

Nous remarquons d'aprs cette courbe qu'il existe une vitesse limite au del de laquelle la structure obtenue est uniquement de la martensite ( gauche du diagramme), et une autre vitesse en de de laquelle la structure obtenue est une structure d'quilibre ( droite). Ces vitesses sont appel respectivement vitesse critique de trempe (VCT) et vitesse critique de recuit (V CR) (figure V-6).

Figure V-6 : Dtermination des vitesses critiques de trempe et de recuit v CR : vitesse critique de recuit v> vCR : on obtient des structures hors d'quilibre v < v CR : ferrite+perlite Lorsque v s'approche de v CR' la structure de la perlite devient de plus en plus fine (les Lamelles se rapprochent, dv CT : structure martensitique Si v


temprature (T), un maintien pendant un certain temps (t) et un refroidissement lent pour lequel on dfinira la vitesse (VR). Suivant ces 3 paramtres, on dfinit diffrents recuits. Un traitement thermique sera dfini priori comme tant un traitement d'quilibre si VR est infrieure la vitesse critique de recuit V CR prcdemment dfinie (fig.V-6).

1. Le recuit (ou recuit complet) "full annealing" : Il consiste en un chauffage et maintien une temprature suprieure AC3

(temprature de dbut de transformation) (AC3+50C) puis un refroidissement lent au four. Ce traitement effectu, la structure obtenue est celle d'quilibre basse duret et excellente ductilit. Ce traitement est gnralement effectu sur des pices usiner ou dformer froid qui ont dj subi des traitements thermiques ou mcaniques. La temprature de recuit ne doit pas tre trop leve sous risque de provoquer un grossissement de grains fragilisant. La vitesse de refroidissement est trs lente (refroidissement au four) et la structure rsultante est en gnral + perlite (ou F e3C + perlite) o est equiaxe et la perlite constitue de lamelles de distance interlamellaire d assez leve. Une fois la transformation de totale, la vitesse peut augmenter sans danger et ceci pour diminuer le temps de recuit et amliorer ainsi la rentabilit.

2. Recuit d'homognisation "nomogenizing : Ce recuit est effectu sur les aciers bruts de coule afin d'liminer tous les

phnomnes dus la sgrgation mineure (au niveau du grain) ou majeure (au niveau du lingot); donc d'htrognit chimique. Ce traitement doit donc favoriser la diffusion des atomes, pour ce faire il sera effectu des tempratures trs leves mais toujours dans le domaine de l'austnite (Ac3+200C, entre 1000 et 1200C) pour des dures prolonges.

3. Recuit de normalisation "nomogenizing : C'est un recuit qui est effectu sur les aciers non allis et qui permet d'obtenir

une structure plus fine (grains fins). La temprature est suprieure celle du recuit complet (Ac3 + 75C), ainsi que la vitesse de refroidissement qui se fait l'air calme, on a ainsi une perlite fine (faible distance interlamellaire).

4. Recuit de coalescence ou sphrodisation "spheroidizing" Comme nous l'avons dj vu, la perlite est un compos constitu de a (phase

ductile) et de Fe3C (phase dure). La duret de ce constituant dpend de l'nergie interfaciale entre a et Fe3C qui sera d'autant plus importante que la surface de contact entre ces 2 phases est grande. Rduire la duret et par l mme la fragilit consistera rduire cette surface de contact. L'nergie interfaciale minimale correspond une rpartition de sphres de Fe3C Dans une matrice a. D'o la tendance SPHEROIDISER Fe3C dans les structures d'aciers o la tnacit est une proprit trs importante. C'est la structure la moins dure possible dans les aciers. La sphrodisation est particulirement requise pour les aciers chargs en carbone qui doivent subir un usinage important avant leur durcissement. Elle consiste maintenir l'acier des tempratures proches mais plus faibles que ACl, pendant des temps assez longs. Plus la perlite de dpart est fine, moins le temps de maintien est long.


Figure V-7 : Domaines de tempratures des diffrents types de recuit

5. Recuit de dtente "stress relieving" :

Ce recuit s'effectue des tempratures basses, infrieures mme la temprature de dbut de transformation (AC1) : 550


dforms (tape recristallisation).

Si la premire tape se fait pour des tempratures faibles, l'tape de recristallisation proprement dite se fait des tempratures entre 1/3 et 1/2 de la temprature de fusion du matriau. L'tape de restauration affecte peu ou prou les proprits mcaniques, l'tape de recristallisation, par contre, provoque une chute spectaculaire de la rsistance et la duret et un accroissement notable de la ductilit (fig. V-8).

Figure V-8 : Influence de la temprature de recuit sur la rsistance maximale (tensile strength), et la ductilit d'un laiton (Cu-Zn). La taille des grains (grain size) est schmatise et ventuellement

indique en fonction de la temprature. Les diffrents stades sont indiqus : restauration (recovery), recristallisation (recrystallization), croissance des grains (grain growth). (Daprs Ref26, p.171)


Figure V-9 : Variation de la temprature de recristallisation en fonction du taux d'crouissage (percent cold work) pour le fer. La recristallisation n'a pas lieu en de d'un seuil critique

Dcrouissage (critical deformation) (d'aprs Ref26, p.172)

Si la temprature de maintien est suprieure la temprature de recristallisation, c'est le grossissement de grains qui prend place. La structure rsultante est peu dure et trs ductile.

Plus le taux d'crouissage est grand moins la taille des grains rgnrs sera importante et plus la temprature de recristallisation sera basse (fig. V-9) Les diffrents recuits qu'on vient de citer sont rarement pratiqus individuellement, le recuit pouvant regrouper le but de plusieurs d'entre eux.

D. LES TRAITEMENTS THERIQUES "HORS D'QUILIBRE" 1. La trempe

On appelle trempe le refroidissement brutal du matriau pralablement port haute temprature. L'tat tremp correspond un tat hors d'quilibre. Jusqu' des temps relativement approchs, les gens pensaient que la trempe des aciers tait lie l'habilet du forgeron et aux secrets des milieux de refroidissement utiliss, que, d'une certaine manire, elle relevait de la sorcellerie. Aujourd'hui, la trempe n'est plus qu'un traitement classique dans lequel on ne voit plus aucun mystre ... ou presque. La trempe peut avoir deux objectifs : -conserver la structure existante chaud la temprature ambiante pour viter la germination de phases non souhaites. -obtenir une phase qui amliore les caractristiques mcaniques de l'alliage sans changer sa composition.

La temprature de trempe varie selon la composition, il faut indiquer qu'elle correspond la temprature de maintien haute temprature avant refroidissement (temprature d'austnitisation). Elle doit tre telle qu'elle fournit la meilleure duret au matriau : -Pour les aciers hypoeutectodes : T=AC3+50 70C pour viter la formation de ferrite Qui diminue la duret. -Pour les aciers hypereutectodes : T=AC1 +50 70C pour permettre la formation de Cmentite proeutectode qui amliore la duret. La trempe est un traitement qui, en gnral, amliore les proprits de rsistance et dtriore les proprits de ductilit. La temprature de trempe est un facteur trs important pour russir celle ci. Une temprature trop leve provoque un grossissement de grain qui diminue la duret et rend la structure susceptible la fatigue. Elle peut aussi tre la cause d'oxydation et de dcarburation superficielle.

a) Les milieux de trempe : La vitesse de trempe va dpendre du milieu de refroidissement; de celui ci

dpendra la russite de la trempe. Un milieu de trempe est caractris par son aptitude extraire la chaleur de la pice refroidir; cette caractristique est dite drasticit. La drasticit d'un milieu est fonction de sa viscosit, sa temprature, son mouvement (agitation) et sa composition.


Elle peut tre traduite de deux manires : - par la courbe de refroidissement d'une prouvette dfinie dans le milieu en question. Cette courbe est utile tous les points

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