Chapitre I – Introduction Chapitre II – l`Aluminium

Cours de Métaux et Alliages
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Chapitre I – Introduction
A – Un peu d’histoire
1 – Les débuts de la métallurgie
+ vieil objet métallique : 9500 AEC en Irak
Métallurgie extractive : 6000 AEC
Bronzes à l’Arsenic : ~4000AEC
Bronzes à l’étain (classiques) 3000 – 2500 AEC
1500 AEC : les bronzes sont utilisés extensivement
1ère apparition du fer : 2800 AEC
1er peuple à produire le fer : Hittites 1500 – 1200 AEC
Utilisations civiles communes : 1000 AEC
Métaux connus des Romains : Aciers, Au, Ag, Cu, Sn, Pb, Hg, Zn
2 – La métallurgie devient science
Premiers livres (à la renaissance) : “de Re Metallica”, “de la Pirotechnia”
1856 : apparition du four et du procédé Bessemer
19e s. : standardisation des essais mécaniques
1863 : naissance de la métallographie
B – Propriétés générales et disponibilité des métaux
Propriétés insensibles à la microstrucuture : E, Tf, ρ
Propriétés sensibles : Rm, Re, conductibilité électrique, tenacité
Caractéristiques élevées pour les métaux : E, Tf, ρ, ductilité, tenacité
Chapitre II – l’Aluminium
A – Propriétés générales et utilisation
1 – Propriétés générales de l’élément Aluminium
ρ faible (2.7 ⋅103 kg m-3)
Module faible
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Abondant (8% de la croûe terrestre)
Oxyde très stable, imperméable à la diffusion de O2
Excellent conducteur (62% de la conductibilité du Cu)
2 – Bref historique
Apparaît au 16e s.
Synthétisé en labo en 1825
Prix a baissé d’un facteur 1000 en 50 ans
Propriétés mécaniques de Al n’étaient pas très bonnes au début
Production industrielle dès 1886
B – Production
1 – Extraction de l’alumine
2 étapes : - purification de l’oxyde, - transformation en alumine
1ère étape selon le procédé Bayer
Utilisation de Bauxite : Al2O3 45–60%, Fe2O3 20–30%, impuretés (silice, oxyde de Ti)
hydratées
a) Broyage, ajout de liqueur d’attaque : NaAlO2 + NaOH
b) Dissolution par cuisson dans un autoclave 235-250°c, 35-40 bars. Al2O3 + 2OH- +
3H2O 2[Al(OH)4]c) Les autres oxydes restent sous forme de boues insolubles et sont séparés par
décantation
d) L’alumine est séparée dans des décomposeurs (précipitation engendrée par dilution et
refroidissement) [Al(OH)4]- Al(OH)3 + OHe) Une partie de l’hydroxyde est renvoyé dans le cycle. Le reste est séparé de l’eau dans
des fours tournants à 1300°c Al2O3 anhydride
2 – Extraction de l’aluminium
Alumine très stable électrolyse
Nécessaire de transformer alumine en liquide conducteur. On ne peut pas la fondre (Tf =
2040°c). on la dissout dans cryolithe (Na3AlF6). Formation d’un eutectique à 18.5%
alumine. Tf = 965°c.
Cathode : 2 Al+++ + 6 e- 2 Al. Pôle négatif situé au fond de la cuve. Al s’y accumule.
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Anode : 3 O- 6 e- + 3/2 O2. Oxyde l’anode en C. En brûlant, maintient la T du bain.
∆V = 4V ; I = 100000 – 200000 A
Usine d’électrolyse : série de cuves ; unité de production d’anodes
Pureté Al en sortie : 99.5 – 99.7% ; impuretés principales : Fe, Si
Affinage électrolytique purification à 99.99%
Al prélevé par coulage ou siphonnage.
Demande bcp d’énergie
1/3 de la production vient du recyclage
C – Le système binaire Al – Cu
1 – Diagramme de phase : structures d’équilibre
Eutectique à 33% de Cu par masse et 548°c
Proportions définies par la loi du levier
Le diagramme de phase donne les structures d’équilibre
Il ne prédit pas la forme de la microstrucure
Pour mimimiser énergie de surface (J/m2), chaque phase aussi grande que possible
structures souvent hors équilibre
2 – Structures hors équilibre : ségrégation, précipitation
a – Forme et dimensions des microstructures de solidification
Pour respester le diagramme de phases, chaque phase doit être homogène les
concentrations doivent changer partout en tout temps
Les atomes doivent pouvoir migrer à v suffisante
Diffusion régie par loi de Fick : J = - D grad (C). Flux J : # d’atomes traversant une surface de
1 m2 par seconde ; grad (C) : gradient de concentration ; -D coeff de proportionnalité ; D
coeff de diffusion
Les atomes vont du point riche en cet atome au point qui en contient moins
Plus une transformation de phase, y compris la solidification, est rapide, plus la structure
formée est fine, car la diffusion doit être rapide
A composition eutectique, solide formé de deux phases croissant côte à côte. Plus la solid est
rapide, plus l’espacement entre les phases est fin. Augmente diffusion et énergie interne
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Croissance de phase primaire métallique seule du métal dendrites. Plus la solid est rapide,
plus les dendrites sont fines. Les dendrites n’ont pas de facettes
Maturation : éléments de phase solide grossissent et s’arrondissent dans le temps pour
diminuer énergie interfaciale
Dimension moyenne λ des éléments de microstructure : λ3-λ03 = Kt ; t est le temps, λ0 valeur
de λ à t=0, K constante dépendant de T
Souvent, λ0 << λ λ = K t1/3
Microstructure formée après solidification caractérisée par : λ = K’ tf1/3 = K’’ (dT/dt)-1/3 ; tf est
le temps total de solidification, dT/dt vitesse de refroidissement
b – Ségrégation mineure ; loi de Scheil
Vitesse de difusion plus rapide dans liquide que dans solide
le liquide est relativement homogène, mais pas le solide
Une fois déposé, le solide ne change pas de composition
Constante de partition : Cs = k CL
Equilibre local entre les phases
Cs = k CL = k C0 (1-fs)k-1 : équation de Scheil décrivant la ségrégation mineure
Atome de soluté interstitiel si << solvant
Atome de soluté substitutionnel autrement. Pour diffusion, doivent rencontrer une lacune
3 – Durcissement structural
a – Mise en solution, homogénéisation
Souhaitable d’avoir une répartition aussi homogène que possible du Cu
on cherche à supprimer la ségrégation mineure avant traitement thermique
Traitements thermiques de solution et d’homogénéisation
Loi d’Arrhénius : D = D0 exp(-Q/kT)
Dliquide >> Dsolide
Traitement thermique de mise en solution ou d’homogénéisation consiste à placer le màtal
dans un four dont T est aussi haut que possible sans dépasser T eutectique
Si T eutectique dépassée, l’eutectique fond et la phase primaire grossit par maturation microstructure faite de films et d’îlots d’eutectique entre des grandes zones d’Al primaire
(alliage brûlé)
Homogénéisation plus longue que mise en solution
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∆C/∆C0 = exp(-π2Dt/λ2) t est proportionnel à λ2, intérêt d’une structure fine
b – Trempe
Sur le plan cinétique, on utilise le diagramme TTT (transformations isothermes)
Vitesse d’échange de chaleur entre la pièce et le fluide qui l’entoure est proportionnelle à ∆T
surface pièce et fluide : JQ = h (T – Tf) dt où JQ est le flux de chaleur [J m-2 s-1] et h le coeff
de transfert de chaleur.
Refroidissement Newtonien : V ρ cp dT = -A h (T – Tf) dt où cp est la capacité calorifique de
l’alliage.
Ah
−
t
T −T f
=e Vρc p
T de l’alliage pendant la trempe :
T0 −T f
La vitesse de refroidissement dépend de la taille de l’échantillon et du milieu de trempe
Si on évite le nez de la courbe TTT pendant une trempe, la transformation de phase n’aura pas
lieu
c – Revenu de précipitation
Phase θ précédée par zones de Guinier-Preston, structure cristallo de phase α
GP moins stable mais apparaît car germination plus rapide
Interface cohérente (maintien l’ordre cristallo. des atomes) energie d’interface γ faible
Germination rapide très finement distribué
GP1 GP2 (θ’’) θ’ θ
θ’: phase incohérente
Chaque phase a un diagramme de phase différent avec α (solution solide de Cu dans Al)
Pour chacune de ces phases, ∃ une Tmax pour qu’elles apparaissent
d – Durcissement structural
Précipités sujets à la maturation (due à la tension de surface des précipités)
Taille moyenne R des précipités d’une phase donnée : R3 – R03 = Kt où K est une constante
qui augmente rapidement avec T et qui varie avec la concentration
Pour durcir un malliage, il faut rendre le mouvement des dislocations difficile
création de précipités comme obstacles
Si le précipité est cohérent, la dislocation peut passer, mais nécessite plus d’énergie
Si le précipité est incohérent, le passage sera encore plus difficile
Plus le précipité est grand, plus il faut d’énergie
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Mécanisme d’Orowan : contournement des dislocations : τ = Gb/d où d est la distance
moyenne entre les précipités contrainte critique
Deux dislocations s’annihilent
Limite d’élasticité de l’alliage : plus faible contrainte nécessaire pour les mécanismes cidessus
GP θ : difficulté du cisaillement augmente, d’Orowan diminue
Dureté maximale quand les deux mécanismes requièrent une dureté égale
Si diagramme de phase monophasé à T élevé et biphasé avec petite quantité d’une autre phase
à T plus basse durcissement structural (solvus de concentration décroissante quand T
décroît)
Il faut qu’une trempe donnant solution sursaturée soit possible
Traitement thermique de durcissement structural : homogénéisation, trempe, revenu
D – Deux autres systèmes binaires
1 – Al-Mg, durcissement par solution solide et écrouissage
Les précipités ne sont pas assez résistants pas de durcissement structural
Obstacles aux mouvements des dislocs : précipités/dispersoïdes, dislocations, atomes en
solution solide, joints de grains
A T suffisamment élevée, les atomes migrent vers les dislocations
Selon le cas, les dislocs sont attirées ou repoussées par les atomes du soluté
Contrainte d’écoulement τ augmente avec la concentration C d’atomes en solution :
τ = τ0 + A √C ; A est une constante qui augmente avec la diff de taille entre les atomes
Les dislocations interagissent entre elles obstacle : τ = τ0 + α Gb √ρ
Plus on déforme, plus c’est difficile à déformer écrouissage (“work hardening”)
Un métal écroui est plus dur et plus fragile
Densité de dislocs : métal écroui 1013-1016 m-2 ; métal non écroui 1010-1012 m-2
Energie d’une disloc : Gb2 / 2 (J/m) bcp de disloc = bcp d’énergie
Elle tend à diminuer ; vitesse de diminution dépend de diffusion
recuit (“annealing”) pour l’adoucir à chaud
Deux mécanismes pour adoucir un métal :
1°) restauration (“recovery”) : élimination graduelle des dislocs par mvt dû à l’agitation
thermique diminution de τ peu importante
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2°) recristallisation (“recrystallisation”) : germination de nouveaux gains de la même phase et
croissance pour remplacer les grains écrouis
Règles principales gouvernant la recristallisation :
1. T de recristallisation augmente qd t diminue
2. T de recristallisation diminue qd déformation préalable augmente (pas de
recristallisation en dessous d’un certain seuil de déformation
3. Taille des grains recristallisés diminue qd déformation préalable augmente
4. Pour une déformation préalable donnée, T de recrist. augmente qd - taille de
grain du métal pendant la déformation augmente, - T de déformation
augmente, - vitesse de chauffe vers le palier de recristallisation diminue
Après recristallisation complète, les joints de grains continuent à bouger et les grains à croître
(maturation et agitation thermique) recristallisation secondaire
Parfois, certains grains croissent trop : croissance de grain exagérée (“abnormal grain
growth”)
On évite de chauffer trop longtemps pour ne pas entrer dans la recristallisation secondaire
On veut une taille de grains aussi fine que possible
dispersion de seconde phase inerte pour empêcher le mvt des joints de grains (les secondes
phases attirent les précipités, diminution de l’énergie d’interface)
On évite la restauration à froid par une stabilisation à 120 – 175°c
On évite la formation d’eutectique qui fragilise l’alliage
Ajout fréquent de Mg et Cr qui forment des précipités durcissent l’alliage
2 – Al-Si, coulabilité
Diagramme binaire à eutectique simple (12% 577°c)
Pas de durcissement structural
Solidification avec dendrites équiaxes ou colonnaires
Colonnaire si fort gradient de T ; équiaxe si convection
Vitesse de solidification déterminée par extraction de chaleur des parois
Si augmente de volume lors de la solidification
6-12% Si combiné à Al, diminue le retrait de solidification
Bonne coulabilité alliages de fonderie
Si peu ductile fragilise ; meilleure résisitance à l’usure et dilatation thermique plus basse
Si sous forme de cristaux à facettes
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Ajout de 0.03% de Na ou St donne de meilleures propriétés mécaniques ; même effet par
solidification rapide
Porosités dues : aux retassures, mvt du métal pendant le remplissage du moule, dégagement
de gaz
E – Les alliages d’aluminium
Autres précipités pour durcir Al par durcissement structural : Mg2Si, MgZn2
Mn en solution solide permet de durcir Al
Nomenclature : cf p. II-44 et suivantes
Suffixes :
- F = brut de fabrication
- O = recuit
- H = durci par écrouissage
- T = durci par traitement thermique
Pour H : 1 = écrouissage seul ; 2 = öcrouissage et recuit partiel ; 3 = écrouissage suivi de
chauffe pour stabilisation
Deuxième chiffre : état de dureté ( dur = 8, 2 = quart-dur, 0 = totalement recuit)
Durcissement structural : T4 = mise en solution, trempe, maintien à Tamb pour stabiliser
(mûrir) ; T6 = mise en solution, trempe, revenu à T > ambiante pour durcissement max
Chapitre III – Le cuivre et ses alliages, les bronzes et le laitons
A – Production
Deux voies de production : humide et sèche oou pyrotechnique
Humide : mise en solution puis séparation par déposition
Sèche : utilisation de la chaleur dans des rxns chimiques avec minerai comme réactif,
impuretés enlevées sous forme de fumées ou scories
Industriellement, humide pour minerais pauvres en métal
Minerai utilisé : sulfure complexe de Cu et Fe contenant entre autres : CuFeS2, Cu5FeS4,
Cu2S, FeS2
Minerai préparé pour l’enrichir en Cu : broyage puis enrichissement par flottaison
L’huile mouille Cu qui flotte, le reste, mouillé par l’eau coule et forme la guangue (boue)
Minerai enrichi grillé : chauffage à l’air pour être oxydé, le souffre part SO2
Le minerai contient 15-30% Cu + Fe et surtout S
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Minerai enrichi fondu pour former matte (sulfure fondu de métal) : fusion pyritique
Matte recouverte d’une scorie pour éliminer Fe dans four à réverbère
Matte oxydée dans un convertisseur Bessemer FeO et SO2
Cu2S séparé et soufflé à l’air SO 2 . Si Cu2S, on obtient SO 2 et Cu.
Cuivre brut ou blister ~ 2% d’impuretés qui est raffiné
Dans 10% des cas, perchage : oxydation des impuretés (et d’une partie du Cu) et réduction
(CO & H 2) tough-pitch copper
Raffinement par voie électrolytique : Cu coulé sous forme d’anodes immergées dans sulfate
de Cu et métaux moins nobles, puis redéposé à la cathode
Les métaux plus nobles que Cu tombe au fond boues d’Ag, Au, …
Obtention de Cu ETP : 99.9% Cu et 0.03% O
Refonte sous atmosphère réductrice OFHC : 99.995% pur
B – Le cuivre non ou faiblement allié
1 – Propriétés générales du métal cuivre
Structure cristalline cfc
Relativement mou et hautement ductile
Module d’Young E varie avec l’orientation : 60 – 180 Gpa
Utilisation de Cu polycristallin : bcp de grains d’orientation aléatoire E = 120 Gpa
Une déformation extensive dans une direction (fil) peut texturer le métal anisotrope
Peut être fortement déformé avant rupture et écrouissage important
Relativement lourd : ρ = 8.93 kg m-3
Tf = 1083°c
Excellent conducteur thermique et électrique
Al utilisé comme conducteur électrique que quand poids important
Métal noble : oxyde pas stable tendance faible à l’oxydation
Cu plus facile à souder et braser que Al
Au contact avec l’atmosphère, se forme le vert-de-gris ( CuCO3Cu(OH)2 ) qui protège contre
l’oxydation
Au contact d’acides organiques, formation d’un composé analogue toxique
Utilisé pour : construction et travaux publics, électricité et électronique, équipement industriel
et machines, transports, produits de grande consommation
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2 – L’oxygène dans le cuivre
O peu soluble dans Cu solide : se dépose sous forme d’oxydule Cu2O et eutectique
Dans une atmosphère contenant H au-dessus de 400°c, formation de H2O au sein du métal et
de porosités fragilisation (maladie de l’hydrogène)
Pour une utilisation en atmosphère réductrice, il faut déoxydiser le Cu. Utilisation de P
(P2O5). Problème : baisse de la conductivité
Utilisation de OFHC pour pallier à ce problème
Re = 70 – 320 MPa ; Rrupture = 230 – 350 MPa ; εr = 45%
3 – Le cuivre faiblement allié
Tout alliage diminue la conductivité du métal
Ag en petite qté ne fait que peu chuter la conductivité et augmente T (+150°) de
recristallisation et la résistance au fluage à T élevée
Utilisation de Cu Ag-0.08% pour résister à T élevée
4 – Le plomb dans le cuivre
Joints de grains : sites d’excédent d’énergie site de germination
Importance de l’angle dièdre (p. III-12) pour situation des secondes phases.
φ petit ou nul, la seconde phase forme un film recouvrant le joint de grains
φ élevé, proche de 90°, seconde phase sous forme de petites sphères isolées
Le plomb se loge sous la forme de globules
Globules de Pb purs et donc mous facilite l’usinage et lubrifie
Ne change pas les propriétés mécanique macroscopiques car ne fragilise qu’en quelques
points
Ajout fréquent de 1-7% Pb pour faciliter l’usinage
C – Les laitons
Cu-Zn, apparus vers 30 AEC
Jusqu’à 39% de Zn soluble dans Cu (cfc) à 456°c
Jusqu’à 37%, reste monophasé
Phase α fortement malléable et apte à déformation ; β apte à déformation à chaud ; β’ dure et
moins ductile ; γ fragile
Pour éviter γ, les laitons ne contiennent jamais plus de 50% de Zn
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Deux gammes de laitons : contiennent jusqu’à 37%, monophasé α ; 40% Zn (Muntz metal)
biphasé α et β
Addition de Zn à α augmente Re, Rm, ductilité et change couleur du rouge au jaune
Cu – Zn 15% : red brass
ε après recuit 70% (max pour 30% Zn)
Monophasé : mis en forme à froid ; biphasé : mis en forme à chaud
Durci par adjonction d’une seconde phase plus dure β’ (méccanisme de durcissement
composite)
Cependant, baisse de la ductilité car β’ est fragile
Par un refroidissement lent contrôlé de α+β, on obtient une structure en aiguille : de
Widmanstätten
Bonne résistance globale à la corrosion, mais deux formes particulières
Crique saisonnière (season cracking) dues à des contraintes internes et de l’attaque de
produits tels qu’ammoniaque, O, humidité. Peut-être évitée par un recuit à T basse
Dézincification : Zn attaqué préférentiellement et migre à la surface. Laisse un laiton poreux,
plus rouge et fragile. Eliminé par ajout d’As 0.04%
Résistance globale à la corrosion augmentée par ajout de 1% de Sn laiton marine
D – Les bronzes
1 – Classiques à l’étain
En-dessous de 400°, les transformations de phase sont trop lentes pour avoir lieu
Lors de la solidification, ségrégation mineure importante, éliminée par homogénéisation
Monophasé α très ductiles. Propriétés mécaniques augmentent avec teneur en Sn
Alliages corroyés monophasés (8% Sn)
Biphasés : α+ β γ δ ( ε). A Tamb, δ est dure mais fragile ; donne une bonne résistance
à l’usure
Mauvaise déformabilité ; ne peuvent donc pas être corroyés, utilisés en fonderie uniquement
Ségrégation mineure fait que δ apparaît déjà pour Sn > 10%
Bronzes plus résistants (mécanique, corrosion, usure) que laitons, mais plus chers
Alliages ternaires avec Zn : augmente coulabilité et résistance à la corrosion
2 – A l’aluminium
En-dessous de 500°, la microstructure évolue peu
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Monophasés : 5-8% Al : bonne déformation à froid, ductiles couleur peut ressembler à or 18
carats)
Bonnes propriétés mécaniques : max pour ε vers 5% Al, pour Rm vers 10% Al
Très bonne résistance à la corrosion grâce à formation d’un film d’alumine
Difficile à couler car oxyde se forme très vite lors de la coulée et fragilise si enfermé dans la
pièce
Corroyés à basse T, monophasé 7% Al ; corroyés à haute T, biphasés 7-10% Al
Ajout de Fe et Mn pour propriétés mécaniques, Ni pour corrosion
3 – Au silicium
Composition classique : 1.5 ou 3% Si (monophasés)
Avec addition de Mn, Fe bonnes propriétés de déformabilité, coulables, résistants à la
corrosion
E – Les autres alliages du cuivre
1 – Alliages Cu-Be
Durcissement structural
Trempe à T < 320°c : zones GP
T > 320°c, GP γ’ dureté max lors de la transition
T > 380°c, γ’ γ
Traitement classique : mise en solution, trempe à l’eau et revenu
Ecrouissage avant revenu augmente résistance mécanique, par augmentation de concentration
de lacunes, sites de germination de GP. Contrainte rupture jusqu’à 1.4 GPa
Chers car Be difficile à élaborer
2 – Alliages Cu-Ni (cupronickels)
Cu et Ni, cfc, sont mutuellement solubles en toute proportions alliage toujours monophasé
Ductiles avec d’excellentes propriétés en corrosion (max à 66% Ni)
Devient plus blanc avec teneur en Ni ; perd teinte rougeâtre dès 10-15% Ni
Taux d’écrouissage bas aptes à déformation à froid
Variation de la résistivité en fonction de T nulle (utilisation pour bobines résistives)
3 – Alliages Cu-Ni-Zn (maillechorts)
Couleur proche de l’argent
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Excellente résistance à corrosion mais sujets à dézincification et corrosion sous contrainte souvent recuits
F – Les désignations et propriétés générales du cuivre et de ses alliages
Une norme utilisant 5 chiffres : 1 – Cu pur ou peu allié ; 2 – laitons ; 3 – laitons au Pb ; 5 –
bronzes à Sn ; 6 – bronzes à Al, Si et Mn ; 7 – cupronickels et maillechorts ; 8.9 – alliages de
fonderie
Chapitre IV – L’acier
A – Production
1 – Généralités
Economique car abondant et faible coût d’extraction
Recyclage facilité par magnétisme
2 – Production de la fonte à partir du minerai de fer : le haut
fourneau
Minerai concassé, séparé de la guangue et trié par taille
Homogénéisation des minerais de différentes origines
Fe dans le minerai sous forme Fe2O3 et Fe3O4
Coke : C plus concentré que dans charbon et porosité contrôlée
Ajout de gaz et d’éléments solides pour former la guangue
Ainsi, le laitier fond dans le haut fourneau
5 minerai pour 1 coke
Combustion du C pour former CO et CO2, réduction du Fe qui passe de l’oxyde à l’état
métallique fondu
Fe3O4 Fe2O3 FeO Fe
Métal accumulé en bas du haut-fourneau : Fe – 3% pds C + Mn, Si, P, S fonte
Le laitier qui flotte au-dessus de la fonte contient des silicates de Al, Ca, Mg
Laitier utilisé comme ballast
Fonte transportée à l’état fondu par les cigares vers l’aciérie ou coulée en lingots (pig iron)
Tf fonte = 1400°c
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3 – Production de l’acier : le convertisseur à oxygène
Rxn avec O pour former CO ou CO2
Si et autres sont oxydés et flottent sous forme de scorie
Equilibre avec la scorie utilisé pour éliminer S et P
La chaleur dégagée par la rxn compense l’élévation de Tf
Ajout de ferrailes dans le bain pour ajuster T
Affinage en poche pour éliminer O, N
4 – Production de l’acier : le four électrique
Ferrailles fondues par des électrodes et purifiées par rxn avec laitier
Permet de construire de petites aciéries
5 – La coulée de l’acier
L’acier contient de 0 à 1.2% C
Coulée en grands lingots ou, plus souvent, coulée continue
Dans la coulée continue, pas de retassures, d’inhomogénéité au sein du métal (ségrégation
majeure)
O dans le métal forme CO pendant solidification et se dégage violemment (métal
effervescent) soufflures
L’acier est calmé par adjonction d’éléments formant des oxydes solides (Si, Al)
Al forme un nitrure très stable : AlN
6 – Laminage et mise en forme de l’acier
Brames pour produits plats, blooms et billettes pour produits longs
Pendant le laminage, la microstructure est affinée par écrouissage et recristallisation
Un refroidissement rapide lors dela coulée favorise une structure fine
Trouver un compromis pour la taille du demi-produit
B – Propriétés générales des aciers non alliés
1 – Propriétés physiques du fer
Module de Young élevé : à Tamb = 210 GPa
ρ = 7.870 kg m-3
Conductivités électriques et thermiques moyennes
1538° Fe δ cc, 1394° Fe γ cfc, 912° Fe α cc
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2 – Les interstitiels carbone et azote et leur influence
Dans Fe cc, les plus grands sites interstitiels sont les tétraédriques ; ds le cfc, ce sont les
octaédriques
Dans tous les cas, le site est trop petit pour le C contraintes durcissement par solution
solide
Plus de place dans la structure cfc solubilité de C dans austénite > que dans ferrite
Les atomes interstitiels diffusent très vite
N et C sont attirés par les dislocs
α-gènes : Si, Cr, Mo, V, W, Ti, Nb, S, Sn, P, Al, …
γ-gènes : Ni, Mn, C, N, Cu, Zn, …
3 – La résilience des aciers
A basse T, les aciers deviennent fragiles
Essai Charpy : mesure de l’énergie nécessaire à casser une éprouvete normalisée
A T basse, le faciès de rupture est brillant, il est mat à T élevée
C – Les transformations de phase du système Fe-C
1 – Le diagramme de phase Fe-C : formes, phases et
nomenclature
Fe3C : cémentite
Fe γ : austénite
Fe α : ferrite
Eutectoïde : Fe – 0.77% C à 727°c
2 – Le diagramme de phase Fe-C : utilisation
Lors de changements thermiques lents, le diagramme de phases est respecté
Agrégat fin de deux phases (ferrite et cémentite) = perlite
Limite acier – fonte : théorique = 2%, pratique = 1.4%
3 – La transformation martensitique
Transformation militaire : tous les atomes bougent en même temps
Si transformation non homogène dasn la pièce, création de contraintes
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La transformation martensitique commence à une T Ms et la fraction transformée ne dépend
pas du temps (transformation athermale)
Une contrainte appliquée dans le sens de la transformation martensitique l’aide, mais une
déformation plastique préalable la freine
Les atomes de C se trouvent coincés dans les sites interstitiels qui ne soont pas les plus
favorables et selon une direction de la maille cfc
La maille cc est donc déformée
Ms diminue avec l’augmentation de la teneur en C et d’autres éléments tels que Mn
La sursaturation en C entraîne des contraintes qui, avec les distortions du réseau, interagissent
avec les dislocations martensite très dure
4 – Diagrammes TTT et TRC
Sur diagramme TTT, la transformation martensitique apparaît sous la forme d’une droite
Aux fortes surfusions, la perlite est remplacée par de la bainite
Dans la bainite, la phase riche en Fe germine en premier
Internédiaire entre martensite et perlite bonnes propriétés mécaniques
Bainite supérieure (550 – 400°c) : lattes de ferrite séparées de carbure Fe3C en plaquettes
Bainite inférieure formée aux plus hautes surfusions (T plus basse 400 – 250°c) : plaques de
ferrite contenant plus de dislocs avec un carbure sous la forme de petits précipités alignés
Perlite : séparation entre les plaques de ferrite et de cémentite diminue avec T ; T < 550° :
bainite ; T < 250° : apparition de martensite
Diagramme TRC : transformation en refroidissement continu
Le nez du diagramme TTT est à gauche de celui du TRC
5 – Influence des éléments d’alliages
Elément α-gène réduit la phase austénitique allant jusqu’à la fermeture formation d’une
boucle
Si la stabilité du carbure de l’élément d’alliage est supérieure à celle du Fe, le C se combinera
avec cet élément
Sinon, l’élément restera en solution solide dans la phase riche en Fe
Certains éléments ont tendance à se combiner avec N pour former des nitrures
Carburigènes : W, Mo, V, Ti, Nb, Zr
Les éléments d’alliages n’altèrent pas qualitativement le diagramme de phase, mais les
valeurs et T des équilbres changent
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Eléments d’alliages de substitution retarde les transformations
Leur diffusion est plus lente que pour C et N
Petits grains d’austénite déplacent le nez à gauche ; gros à droite
On précise la taille des grains pour une courbe TTT ou TRC
Ms baisse avec l’ajout d’éléments d’alliages car augmentation des obstacles
Ms (°c) = 539 – 423 %C – 30.4 %Mn – 17.7 %Ni – 12.1 %Cr – 7.5 %Mo
On peut donc éviter la transformation martensitique à T ambiante
Les éléments d’alliage tendent à séparer les courbes perlite et bainite.
Aciers de Hadfield : Ms < 0° car bcp de Mn ; aciers cfc très ductiles, tenaces, résistants aux
chocs, à l’errosion
D – Le traitement thermique des aciers
1 – La trempe des aciers
Plus le nez du TTT ou TRC est à droite, plus l’acier est trempable
Ne sont trempés que les aciers contenant au moins 0.25% C
Plus le diamètre de la pièce est élevé, plus il y a de gradients de T : martensitique en surface et
bainitique ou perlitique à cœur
La dureté à cœur d’un acier plus trempable est plus élevée
Contraintes internes crées par gradient thermique (dilatation) et microstructure (densité)
2 – La trempabilité des aciers
On peut comparer deux aciers en regardant un faisceau identique sur leur TRC respestifs
Diamètre critique de l’acier : d max d’une barre cylindrique pouvant être trempée pour former
50% de martensite même à cœur
H : coefficient définisssant l’efficacité du milieu de trempe (milieu idéal, H = ∞)
Permet de définir un diamètre idéal indépendant du milieu de trempe comparaison des
aciers
En connaissant la taille de grains de l’austénite, la teneur en C et en éléments d’alliages, on
peut déduire le diamètre critique
Essai Jominy : utilisation d’un barreau normalisé sur lequel on engendre une large gamme de
vitesses de trempe
3 – Le revenu de la martensite
Martensite instable si on la chauffe, décomposition en ferrite + cémentite
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Stade 1: revenu de détente (100 – 150°); réduction des contraintes internes par migration du
C vers les dislocations et autres défauts, formation de carbures ε
Stade 2 : (230 – 300°) : décomposition de l’austénite résiduelle en structure biphasée
apparentée à la bainite
Stade 3 : apparition de la cémentite ; redevient cc ; à partir de 300°, maturation des
précipités ; 400°, cémentite se sphéroïdise
Réduction des contraintes internes et adoucissement de l’acier
Si allié avec éléments carburigènes, ceux-ci peuvent dissoudre la cémentite pour former des
carbures
Durcissement structural dit secondaire stable jusque vers 450°c
4 – L’austénitisation des aciers
De gros grains d’austénites influencent négativement les propriétés mécaniques finales
Aciers hypereutectoïdes : austénitisation incomplète
Si croissance du grain austénitique : acier surchauffé
Possibilité de régénérer en faisant regerminer l’austénite affinage des grains
5 – Traitements isothermes
Martempering (trempe étagée martensitique) : trempe pour éviter le nez et formation lente de
la martensite homogène
Austempering (trempe étagée bainitique) : trempe et maintien à T > Ms et formation lente de
bainite inférieure
6 – Traitements superficiels
a – Traitements thermiques superficiels
Acier à teneur en C moyenne (0.35 – 0.5%) ou aciers alliés à trempabilité suffisante
Traitement thermique classique puis en surface uniquement par chauffage court et intense
Chauffage par flamme de chalumeau ou induction
Pour des couches durcies plus fines, utilisation de laser, torche plasma ou bombardement
électronique
b – La cémentation
Altère la composition chimique de la pièce
Insertion par diffusion à travers la surface de C ou N
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Ajout de C : carburisation ou cémentation
3 types de cémentation : par voie gazeuse, liquide ou solide
Profondeur e de la zone affectée : e ≈ (2Dt)1/2
Par voie liquide, on fait de la carbonitruration
Après enrichissement en C de la surface, traitement thermique pour obtenir de la martensite
Teneur en C augmente du cœur vers la surface Ms diminue dans cette direction
Transformation martensitique entraîne une dilatation de l’acier contraintes de compression
à la surface
Etat de contrainte bénéfique car protège contre les fissures de fatigue
Utilisaton d’aciers à moins de 0.2% C pour avoir une grande ductilité à cœur
c – La nitruration
Diffusivité de N > dans ferrite que dans austénite
Nitruration effecté à plus basse T (500°) nitruration après traitement thermique et usinage
Al forme des nitrures de grande dureté (AlN)
Chapitre V – Les aciers et les fontes
A – Les aciers “au carbone” non trempés
1 – Les aciers “doux au carbone”
Acier non allié contient jusqu’à 1% Mn, 0.3% Si, 0.05% S, 0.04% P
Contiennent en général moins de 0.2% C
Aptitude à la soudure des aciers bonne si Ceq.,s < 0.5%
(Ceq.,s = %C + %P/2 + %Mo/4 + %Cr/5 + %Mn/6 + %Cu/13 + %Ni/15)
Pour la soudure, utilisation d’aciers calmés
2 – L’affinage du grain
Contrainte d’écoulement et limite d’élasticité dépendent de la taille de grain : σ = σ0 + kD-1/2
Affinement du grain augmente dureté sans diminuer bcp la ductilité
Température de transtion fragile – ductile diminue avec la taille des grains
Affinage des grains de la ferrite par déformation et recristallisation des grains d’austénite
Recristallisaton dynamique : a lieu pendant la déformation
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3 – Déformation à chaud et à froid ; traitements thermiques de ces
aciers
Si déformation et recristallisation suit : mise en forme à chaud ; sinon, à froid (écrouissage)
La sphéroïdisation améliore l’usinabilité
Normalisation :chauffe et regénération de l’austénite affinage du grain de ferrite et perlite
4 – L’écrouissage
Effort de déformation plus important
Contraintes résiduelles
Meilleure finition de la surface
5 – Durcissement par solution solide
Le Mn est en solution solide
Proportion de perlite augmente avec Mn
6 – Durcissement structural
Précipités fins de carbures et nitrures dans la ferrite
7 – Rôle de la perlite
Teneur en C augmente plus de perlite ; celle-ci a une part importante de cémentite (dure)
dureté augmente, ductilité baisse
Plus l’espacement entre les lamelles de perlites est faible, plus l’acier est dur
En déformant fortement l’acier eutectoïde, on peut obtenir des résistances très élevées (3 GPa)
B – Les aciers microalliés
High strength low allied steel
Faible teneur en C pas de traitement thermique classique
Ajout de petites quantités d’éléments fortement carburigènes ou formant des nitrures
A T élevée, peuvent être mis en solution dans Fe
Précipitation quasi-totale et très fine de ces éléments d’alliage
Par des cycles de déformation – refroidissement, on peut fortement affiner le grain
Les précipités empêchent la recristallisation et la maturation
Durcissement structural par une dispersion très fine de précipités
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C – Les aciers durcis par trempe
Acier non allié durci par trempe si au moins 0.25%C
Limitations des aciers non alliés durcis : propriétés mécaniques, trempabilité, oxydation
alliage avec d’autres éléments
Mn : γ-gène ; < 1%, parfois 2% pour améliorer trempabilité et résistance mécanique
B : 0.005 – 0.0005% augmentent fortement la trempabilité
Cr : α-gène ; forme des carbures acier doit contenir suffisamment de C ; peu ductiles
Ni : γ-gène ; déstabilise les carbures du Fe graphite à la place de cémentite ; fortes
concentratons diminuent la dilatation thermique de Fe
Ni et Cr : plus de Ni que de Cr ; corrige les inconvénients respectifs mais feagilisation de
revenu ajout de Mo
Mo : α-gène, carburigène ; augmente la trempabilité ; généralement 0.25%
V : fortement carburigène
Si : presque tj présent pour désoxyder ; retarde la précipitation de la cémentite ; favorise
graphite plutôt que carbures ajout d’élément carburigène
Acier maraging (martensite aging) : < 0.03% C ; peut former martensite à cœur de pièces
épaisses ; martensite cubique et relativement ductile ; Rrupt = 2.5 GPa
D – Aciers à outil
Durcir : teneur en C élevée (>0.5%) ; éléments carburigènes (Cr, W, Mo, V, Co)
Trempabilité élevée : permet d’usiner la pièce avent trempe et de la tremper homogènement
Augmente stabilité à hte T
T d’austénitisation très élevée pour dissoudre les carbures
Atmosphère contrôlée pour éviter décarburisation
Ms et Mf basses bcp d’austénite résiduelle qui devient de la martensite fragile
Deux méthodes : trempe à T << ambiante ou revenu multiplie
Réseau de carbures primaires fragilisant déformation pour les casser
Trempe étagée martensitique après austénitisation pour augmenter cadence de production
E – Les aciers inoxydables
Au moins 12% Cr pour former une pellicule d’oxyde à la surface
Ajout de C ou Ni forme des carbures autres que cémentite
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1 – Les aciers inoxydables ferritiques
Sans C et avec plus de 13% Cr, γ n’aparaît pas
< 0.12% C, 11 – 30% Cr
Pas durcissable par trempe
Peu ductile
Résistance à la corrosion diminuée par carbures aux joints de grains et écrouissage
Chauffés et trempés austénite martensite
Fragilisation à 475° car précipitation d’α’ riche en Cr
Fragilisation par formation de σ par chauffe prolongée à 500 – 800°
2 – Les aciers inoxydables martensitiques
Plus de C et 12 – 17% Cr
Austénitisation complète : trempe pour obtenir martensite
Vitesses de refroidissement faibles
Résistance mécanique très élevée mais résistance à la corrosion inférieure
3 – Les aciers inoxydables austénitiques
Augmentation de Ni dans un alliage Fe-Cr austénite jusqu’à Tamb
16 – 25% Cr et 7 – 20% Ni
Non magnétiques
Aciers 18-8 : Ms > ambiante (l’austénite est métastable et se transforme en martensite par
écrouissage) ; acier austénitique hypertrempé
Les plus résistants à la corrosion
Plus ductiles et aptes au formage à froid
4 – Les aciers inoxydables duplex
Intermédiaire entre ferritiques et austénitiques
Produit par chauffe dans le domaine de coexistence α et γ (1100 – 1150°)
Microstructure métastable et biphasée
< 0.03% C
5 – Prédiction des microstructures : diagramme de Pryce et
Andrews et de Schaeffler
Teneur équivalente en Ni pour éléments γ-gènes : Xeq, Ni = %Ni + 0.5%Mn + 21%C + 11.5%N
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Teneur équivalente en Cr pour éléments α-gènes : Xeq, Cr = %Cr + 3%Si + %Mo
6 – Aciers inoxydables à durcissement structural
Précipités durcissants formés par adjonction de Cu, Al, Mo, N
Formation par trempe de la martensite avant revenu de précipitation
Ou formation par trempe de l’austénite métastable puis formation de la martensite
Ou formation par trempe d’austénite et revenu de précipitation
F – Les fontes
1 – Traits généraux et définition des fontes
Plus de C dans Fe-C fait baisser Tf (2 – 4%C)
Contiennent aussi 1 – 3% Si car graphitisant
Vaste gamme de microstructures
2 – Constitution des fontes
C + Fe peut donner graphite (stable, peu dur et fragile) ou cémentites (métastable, dure et
fragile)
Dans les fontes, formation de graphite
Vitesse de refroidissement lente favorise graphite
Composition C eutectique = 4.25% - 0.30 (%Si + %P)
%Ceq = %C + 1/3 (%Si + %P) tel que 4.25 demeure limite entre fonte hyper- et
hypoeutectique
Graphitisants : Si, C, Al, Cu, Ni, Ti, Zr
Antigraphitisants : Mn, S, Cr, Mo, V, W, B, Se, Te
3 – Les fontes grises ferrite / graphite lamellaire
Fonte hypoeutectique refroidie assez lentement pour faire apparaître graphite : dendrite
austénite dont concentration en C augmente liquide atteigne composition eutectique
Précipitation du graphite sous forme de plaquettes
Austénite s’appauvrit en C qui se dépose sur graphite
A l’eutectoïde, la ferrite croît à partir de l’austénite
Relativement mou
Plaquettes de graphite très fragile perpendiculairement à leur plan fragilisation en traction
Fonte grise car à cause du graphite, faciès de rupture grisâtre
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4 – Les fontes blanches
Si peu d’éléments graphitisants, solidification selon diagramme métastable cémentite
Faciès de rupture métallique, clair et brillant fonte blanche
Peu ductiles mais très dures
5 – Retour sur les fontes grises : la variété de structures possibles
Meilleure coulabilité car grahite se dilate lors de la solidification
Graphite : mauvais pour la ductilité ; bon pour l’usinabilité, donne un faible coeff de
frottement, absence de chute de ductilité à basse T et très bonne absorption des ondes
sonores
On peut fortement altérer la structure du graphite (plaquettes – nodules sphériques) et on peut
passer du diagramme stable au métastable et réciproquement
Graphite sphéroïdal : Ajout de Mg dans un alliage purifié en S et P
Moins de concentrations de contraintes et pas de plans de fissuration interconnectés meilleure ductilité
Fonte truitée (bull’s-eye structure) : fonte à graphite sphéroïdal ferrito-perlitique ; résistance
mécanique élevée
Possibilité d’avoir différents types de fontes selon les endroits de la pièce et le propriétés
souhaitées
Formes et dimensions des plaquettes de graphite normalisées
6 – Les fontes malléables
Par réchauffement de longue durée d’une fonte blanche, transformation de cémentite en
graphite sous forme de nodulues équiaxes plus ductile
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