Cours esprit

DEPARTEMENT DE GENIE MECANIQUE

Unité de Recherche Génie des Matériaux

COURS DE METALLURGIE

Souad BEN SLIMA

Année Universitaire 2010 / 2011

TABLE DES MATIERES
I- INTRODUCTION AUX MATERIAUX:……… …………………………..................................….6
A. LES DIFFERENTS ETATS DES SOLIDES…………...........................................................7
1. L’ETAT AMORPHE
2. L’ETAT MESOMORPHE
3. L’ETAT VIYTREUX
4. L’ETAT 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. QU’EST-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-Cémentite)
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'ALLIAGE……………………………………45
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 destinés aux traitements thermiques)
2. Les aciers pour traitements thermiques
3. Les aciers à outils
4. Les aciers inoxydables

D. LES DIFFÉRENTES FONTES ………………………………………………..57

1.Les fontes non alliées
2.Les fontes alliées

IV. AMÉLIORATION DES PROPRIÉTÉS MÉCANIQUES DES
MATÉRIAUX PAR INTERVENTION SUR LES DÉFAUTS
CRISTALLINS
A .DISLOCATIONS: ÉCROUISSAGE (STRAIN HARDENING) ……………….63
B. DÉFAUTS PONCTUELS: DURCISSEMENT PAR SOLUTION SOLIDE …66

V.AMELIORATION DES PROPRIETES MECANIQUE DES
MATERIAUX METALLIQUES PAR TRAITEMENTS THERMIQUES
DANS LA MASSE
A.LES COURBES TTT……………………………………………………………………………70

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'ÉQUILIBRE …………………...129
A. HISTORIQUE DES MÉLANGES

B. LA NOTION DE SOLUTION SOLIDE ………………………………..… 129

C. INTRODUCTION AUX DIAGRAMMES D'ÉQUILIBRE………………. 134

LEXIQUE DES TERMES DE TRAITEMENTS THERMIQUES …………………………….154

REFERENCES……………………………………………………………………………………..161

PRÉAMBULE

Ce cours de "Matériaux" est dispensé aux étudiants de Génie Mécanique.
Les prés requis sont minimes mais nécessitent quand même une bonne
base en thermodynamique. Ce cours est lui même un pré requis pour des
enseignements tels que la "Technologie de Fabrication" (fonderie,
déformation plastique, moulage, ...) et les Méthodes d'assemblage"
(soudage, ...).
Au deuxième chapitre les aciers et les fontes seront définies en détail à
partir du diagramme Fer-carbone, puis répertoriés par classes
d'utilisation au chapitre cinq. A partir du chapitre sept et jusqu'au
chapitre neuf on répondra à la question comment améliorer les
propriétés en service principalement des aciers et fontes qui restent les
matériaux les plus utilisés dans l'industrie mécanique. Seront alors
détaillés les traitements thermiques à mettre en œuvre pour améliorer
des propriétés spécifiques du matériau : Résistance et dureté, ténacité,
résistance à l'usure, etc. ....

Le lecteur trouvera à la fin de ce fascicule un lexique des termes les plus
utilisés en métallurgie, avec leur équivalent en anglais.
La seule prétention de ce cours est d'être pour les étudiants une
référence qui leur permettra de suivre plus aisément leur cours de
matériaux. Les technologies progressent, particulièrement dans le
domaine des matériaux : la nécessité d'une mise à jour continue des
enseignements apparaît ici clairement.

Cours de métallurgie, ENIT-Département de Génie Mécanique 5 Souad BEN SLIMA

I. INTRODUCTION AUX MATERIAUX

Les matériaux ont toujours été d’une importance majeure pour la
civilisation humaine. Les différentes époques de I’ humanité ont été marquées à
chaque fois que l’homme maîtrisait un matériau : Age de la pierre, âge du cuivre,
âge du bronze, âge du fer qui a abouti à notre époque marquée par la révolution
industrielle de la fin du 19ème siècle.

Il semblerait que le premier contact homme métal a eu lieu il y a à peu
près onze mille ans en Anatolie (Turquie). Le premier métal qui fascina l'homme fut
l’or, qui attira -et qui attire toujours- de par sa brillance. Cette découverte, comme
celle du cuivre, ne nécessitait pas la connaissance de l'action du feu sur les métaux.
En effet, ces deux métaux existent dans la nature à l'état natif et sont déformables à
froid.
L'extraction des métaux 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 pratiquée pour la première fois par une tribu installée en
Mésopotamie. L'âge du bronze fut inauguré au III e millénaire en Arménie (semble-
t-il), la fusion du cuivre et de l'étain pour la production de cet alliage a été
cependant le fruit du hasard. Des découvertes archéologiques récentes attesteraient
que l’extraction du fer de son minerai daterait de 3500 avant J.C. par les anciens
Egyptiens. L'âge du fer et du bronze se chevaucherait, et le fer ne prendra une place
privilégiée qu’au 1er millénaire quand l'homme découvrit que celui ci avait des
propriétés plus intéressantes (outils plus tranchants, etc. ...). Toutes ces découvertes
faites par l’homme ont été fortuites et les progrès enregistrés purement empiriques.
Le pas géant atteint au début de notre siècle a pu être exécuté quand les moyens
d'analyse et d'observation ont évolués, et que les processus d1élaboration et de mise
en forme ont commencé à être réfléchis et non pas intuitifs.

Parmi les 106 éléments chimiques du tableau périodique, à peu près 80
sont métalliques. 70% des éléments constituant la terre sont des métaux. Parmi tous
les éléments métalliques, 8 seulement sont produits et utilisés en grande quantité :

Fer -----------------> 98% des métaux produits
Aluminium ----------------> 0,8%
Cuivre------------------------> 0,7%
Pb,Zn,Ni,Ti,Mg --------------> 0,5%

Ces derniers éléments sont destinés à des utilisations particulières :

Le Ni et ses alliages sont utilisés à haute température pour la résistance à la corrosion
Le Ti et ses alliages sont utilisés dans l’industrie aérospatiale.


A part la construction (mécanique et autres) qui absorbe une grande
quantité de matériaux (principalement à base de fer), il existe d'autres domaines
d'application qui en consomment en quantité non négligeable selon les propriétés
requises :

Propriétés électriques : Cu-Al, bonne conductivité électrique
Propriétés magnétiques : Fe-Ni pour les matériaux magnétiques
Résistance à la corrosion : Zn, Sn Pb
Esthétique et grande valeur : Au, Pt

D’autres éléments sont constituent des éléments d'addition très
recherchés pour l'amélioration des propriétés des alliages courants tels que les
aciers :
Cr, Co, Nb, Mg, Mo, Ti, W, V, Zr, Sb, Ta, Be, Cd

Le choix et l’utilisation d’un matériau dépend d’un certains nombres de
propriétés :
 Bonne résistance mécanique
 Résistance acceptable à la corrosion
 Mise en forme facile (usinabilité, mouillabilité, soudabilité)
 Possibilité de recyclage
 Coût et disponibilité raisonnables
Les 3 premières constituent la base de l'étude des matériaux.

l- Métallurgie chimique ou extractive
2-Métallurgie physique : La Métallurgie physique relie les manifestations ma-
croscopiques (les propriétés en service) au comportement microscopique des mé-
taux. Elle permet donc à l'homme de commander les phénomènes microscopiques
(microstructure) pour avoir les propriétés macroscopiques désirées. L'accès à la
microstructure des métaux est aujourd'hui possible grâce à l'avancement des tech-
niques d'observation et d’analyse : microscopie optique, électronique, diffraction
des RX, diffraction des électrons, ...
Elle permet ainsi de relever les défis qui se posent dans certains domaines
"difficiles" tels que l'aérospatiale, l'aéronautique, l'exploitation off shore, l'industrie
nucléaire, ...

A. LES DIFFÉRENTS ÉTATS DES SOLIDES
A l'état solide, les matériaux peuvent avoir différentes structures
atomiques qui déterminent leur comportement physique, mécanique, et chimique.
Par structure atomique on désigne la répartition des atomes les uns par rapport aux
autres et le type de liaisons qui assurent leur cohésion. Les solides peuvent exister
sous 3 états différents :
1. L’état amorphe
Les atomes ou ions constituant le solide ne présentent aucun ordre les uns
par rapport aux autres. On peut assimiler la structure globale à celle d'un liquide
figé.
2. L’état mésomorphe
Cet état est rencontré dans les matériaux "exotiques" tels que les cristaux
liquides où les chaînes d'espèces sont alignées.


3. L’état vitreux
C'est l'état rencontré dans les verres et qui est caractérisé par une certaine
organisation à courte distance (entre les espèces qui forment une chaîne), mais pas
d’ordre à longue distance (chaînes désordonnées les unes par rapport aux autres).La
structure des verres doit être considérée sur 3 échelles: 1) l'échelle de 2 à 10
angströms, celle de l'arrangement atomique local, 2) l'échelle de 30 à quelques
milliers d'angströms, celle de la sous microstructure, et 3) l'échelle du un au mm et
plus, celle de la microstructure et la macrostructure.

La température de transition liquide verre
(Tt) est moins nette que celle de la V
transition liquide-cristal (Tf) et est O
caractérisée par une viscosité élevée du L
matériau. U
La structure du verre dépend de la M
manière avec laquelle il a été obtenu. E
Ainsi un verre formé à partir de l'état
liquide est différent d'un verre formé à
partir de la condensation sur un substrat TEMPERATURE
froid, ou formé par électrodéposition.

a)
4.L'état cristallin
Dans un cristal, lors du passage de l'état liquide à l'état solide, les atomes se placent
d'une manière ordonnée dans les 3 directions de l'espace, dans des sites bien définis On
parle de réseau cristallin. Cet arrangement est périodique suivant les trois directions de
l'espace x, y et z et défini par un volume élémentaire qu'on appelle maille et qui
représente la structure du cristal.

Réseau
cristallin Maille élémentaire

Figure I-1 : Réseau cristallin


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

B. LES LIAISONS DANS LES SOLIDES CRISTALLINS
1 Liaisons primaires :
a) Liaisons ioniques
Ce sont des liaisons qui sont assurées par l'attraction d'un ion positif et
un ion négatif (Na+,Cl-, K+,CI-, ...). Dans un cristal, chaque ion positif est entouré
de plusieurs ions négatifs et vice et versa.
Type de force : électrostatique, transfert d'électrons d'un atome à l'autre, non
directionnelle
Energies de liaison : autour de 600kJ / mol
Exemple : NaCI, MgO
Conséquences : Matériaux ioniques durs et fragiles, mauvais conducteurs
électriques et thermiques
b) Liaisons covalentes
La liaison qui forme la molécule de H 2 est typique des liaisons
covalentes. En effet, la formation d'une molécule de H 2 correspond au remplissage
de la couche 1s2 qui est une configuration plus stable que 1s (un seul atome
d'hydrogène). Ce type de liaisons se retrouve dans les composés inorganiques.
Dans un cristal, la liaison covalente est similaire à celle de H2, une paire
d'électrons est concentrée dans l'espace entres les 2 atomes, chacun contribuant
avec un électron. Une structure cristalline du type covalent peut être construite
quand il y a répétitivité possible. Ceci se fait grâce à la nature directionnelle de la
liaison covalente.
Les cristaux covalents se forment par des atomes d'électronégativité
similaire et dont la structure électronique est loin de celle des gaz rares (C, Ge, Si,
Te, ...)
Type de force : covalente, chaque atome participe avec un électron de valence Elle
a lieu quand les deux éléments ont une très faible différence d'électronégativité,
liaison fortement directionnelle
Exemples :
• CH4 : 4 électrons de valence, donc peut former 4 liaisons covalentes
tétraédriques. Dans CH4, ces liaisons sont utilisées pour former la molécule. Il n'y
aura pas d'électrons disponibles pour former une liaison covalente en plus, ainsi
une structure cristalline ne peut pas se faire
• C (diamant), SiC
Energie de liaison : très faible, CH4 E= 8kJ/mol
très élevée, Carbone E= 711kJ/mol
Propriétés résultantes : dureté élevée, température de fusion élevée, conductivité
électrique à basse température
c) Liaisons métalliques

La caractéristique la plus importante des métaux c'est leur conductivité
électrique assurée par la mobilité de certains électrons qu'on appelle électrons de
conduction. En première approximation, les métaux peuvent être considérés comme
des ions positifs immergés dans un nuage uniforme d'électrons. La mobilité
caractéristique des électrons peut être comprise en considérant les changements
énergétiques qui ont lieu dans la configuration électronique lorsque des atomes se


mettent ensemble pour former un cristal. Les niveaux individuels d'énergie des
électrons deviennent très proches et peuvent être considérés comme des bandes
continues. Dans les métaux, les niveaux d'énergie permis se chevauchent et sont
saturés en électrons. Ceci permet un mouvement relativement libre des électrons d'un
atome à l'autre, sans nécessiter d'énergie supplémentaire très élevée comme il est le
cas pour les diélectriques où l'énergie des électrons doit augmenter (d'une bande à
l'autre) pour que la conduction soit possible .
Type de liaison : Nuage d'électrons communs aux deux atomes, électrons de valence
délocalisés, liaison non directionnelle
Exemples : Les métaux
Energies de liaison : Très variables EHg= 68 kJ/mol (Tf=-39°C)
Ew= 850 kJ/mol (Tf=3410°C)
Conséquences : Bons conducteurs électriques et thermiques

2. Liaisons secondaires

a) Liaisons de van der waals

Pourquoi une molécule polyéthylénique (polymères,Tf < 120 °C) et le
carbone C diamant (Tf >3500 °C) qui présentent tous les deux des liaisons
covalentes ont-ils des températures de fusion aussi différentes (donc énergies de
liaison) ?
La chaîne -(C2H4)n- présente en plus des liaisons covalentes (entre C-C et C-H),
des liaisons dites secondaires qui assurent la cohésion de la longue chaîne
moléculaire (structure spaghetti). Ces liaisons sont assurées par des dipôles et
présentent des énergies très faibles (de l'ordre de 10kJ / mol). Cette faible énergie
induit une faible cohésion de la molécule d’où une faible résistance et le point de
fusion abaissé, c’est le cas de ce type polymère. Ce type de liaison peut se retrouver
dans certaines argiles.
Au contraire C diamant ne présente que des liaisons covalentes entre les différents
atomes de C d'où la dureté est exceptionnellement importante et la température de
fusion est très élevée.
b) Liaisons hydrogène
C'est un type de liaisons spécial mais assez commun dans les cristaux
organiques. Ces liaisons sont dues à l’ion hydrogène qui assure le pont entre anions.
La liaison hydrogène est ionique et ne peut se faire qu'avec des anions
d'électronégativité élevée (0--, F-).
Exemple : Eau, glace
Ce type de liaisons est responsable de la polymérisation de HF et de certains acides
organiques, ainsi que de la formation d'un certain nombre de polymères inorganiques
(pour adhésifs et ciments).
3. Récapitulation

Matériau Type de liaison TO de fusion (OC)
NaCl Ionique 801
C (diamant) Covalente >3550
-(C2H4) n- Covalente et secondaire <120
Cu Métallique 1083
Ar Secondaire (dipôle induit) -189
H20 Secondaire (dipole permanent) 0


Figure I-2 : Contribution des différents types de liaison pour les 4 catégories de matériaux
(Rej: J.F.Shackelford, 1992)

C. LES MATÉRIAUX CRISTALLINS

Ils sont représentés par un modèle tripériodique caractérisé par des paramètres
dits paramètres cristallins (a, b, c. Ce sont les distances entre les atomes les plus proches
dans les trois directions de l'espace.
On définit aussi ,  et  les angles que font les 3 axes (respectivement oy.oz, ox.oz et
ox.oy) entre eux. a, b, c et , ,  définissent un système cristallin (figure 3).

Figure I-3 : Définition d'un système cristallin

Dans la nature, il existe 7 systèmes cristallins différents à partir desquels sont définis 14
réseaux dits réseaux de Bravais.

Systèmes cristallins a, b, c ,, Réseau de Bravais
Cubique a=b=c ===90 primitif
centré
faces centrées
Hexagonal a=bc ==90, =120 primitif
Quadratique a=bc ===90 primitif
centré
Orthorhombique abc ===90 primitif
centré
bases centrées
faces centrées
Rhomboédrique a=b=c ==y90 primitif
Monoclinique abc ==90 primitif
bases centrées


Triclinique abc 90 primitif

1. Les structures cristallines

En général, les métaux et céramiques cristallisent dans l'un des systèmes suivants :
Système cubique :
* cubique centré : a=b=c
a = (3 = y = 90°

Exemple : Mo, W, Cr, V, Fe

* cubique à faces centrées :

Exemple : Ni, Cu, Ag, Au, Pt, Al, Fe
• Système hexagonal compact: a = b ≠c
 =  = 90°,  = 120°

Exemple: Ti, Zn, Mg,
Co.

• Système quadratique : a = b c
 =  =  = 90°

Exemples :
Sn,Mn


a, b et c sont exprimés en Angstrom : 1 .À = 10-8 cm

Exemple : Fe  : a = 2,87 .À - Cu : a = 3,609 .À - Au :
a= 4,078 À

Remarque : Les dessins des réseaux ne représentent pas réellement le cristal,
ces modèles sont éclatés pour bien visualiser la position des atomes. Il faut
voir le cristal comme un empilement de billes ou de balles de poing pong.
En réalité les atomes ne sont pas empilés de cette façon, mais les sphères
peuvent être choisies pour représenter le volume dans lequel l'influence de
l'atome s'étend.
Le rayon de la sphère représentera
donc la plus petite distance à
laquelle un atome peut être
approché, distance qui varie pour
chaque type d'atome et qui est de
l'ordre de l'Angstrom (figure
contre) :
Allotropie : Certains métaux ont plusieurs structures cristallographiques,
chaque variété étant stable dans un domaine de températures défini.

Exemple :

Fer  Fe Fe d : CC
Fer I __ I ______________ I ____________ I...  :C.F.C.
1538°C 1394°C 912°C 20°C : C.C.

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

2.Position, direction et plan atomiques

a) Position d'un atome :

Elle se repère suivant les trois directions de l'espace.
Les positions dans un réseau sont exprimées par des fractions (ou multiple) des
dimensions de la maille élémentaire


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) D (1, 2, 1
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 :
Elle est notée entre crochets et est définie par la position interceptée par la ligne tracée
à partir de l'origine. Les directions sont toujours définies 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 équivalent à [222], [333])

Exemples : V1 [111] V2 [121] V3 [110] V4 [11 1]
Les directions parallèles qui ne partent pas de la même origine ont les mêmes
Indices. Exemple : V1 [111] V'l [11ī ]
[111] et [11 ī et [1 ī 1] et [ī 11] appartiennent à la même famille de
direction. La famille est désignée par <111> (<uvw>).
Une direction est donc définie par : D = ut + vb + wc

c) Plan atomique :
Il est noté entre parenthèses, Il est défini par le multiple de l'inverse de la
position interceptée par le plan suivant les trois directions de l'espace.
Pourquoi l’inverse ? Cette convention a été adoptée pour s'affranchir de la
notion d'infini.


Figure I-5 : Représentation des plans atomiques

Les indices qui définissent le plan sont dit indices de Miller et désignés 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 définie

par le plus petit multiple entier des indices de Miller. Ainsi (020) ne peut pas
définir une famille car (010) est plus petit.
Une famille de plan est désignée entre accolade :
{hkI}
Remarque: Pour le système hexagonal deux notations peuvent être utilisé pour
désigner les plans, la désignation classique déjà vue (indices de .Miller) ou la
désignation qui fait intervenir un troisième indice: indices de Bravais-.Miller
(hkil)
tels que i= - (h+k)


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

Figure I-6 : Désignation d'un plan atomique dans un système hexagonal

d) densités atomiques planaires et linéaires
3. Les défauts cristallins
Nous venons de décrire le cristal comme un arrangement continu et
parfait des atomes. Cependant la structure réelle d’un cristal n’est pas
parfaitement ordonnée suivant toute l’échelle. Elle est perturbée en certains
points ou espaces, formant ainsi une discontinuité dans l'arrangement
tridimensionnel. Ainsi, le métal réel ne sera plus un seul cristal continu et
parfait, mais un ensemble de cristaux. Les défauts de continuité du réseau sont
de 3 types : ponctuels, linéaires ou de surface.

a)Les défauts ponctuels

(1) Lacune :
Les lacunes sont des vides à l’échelle atomique qui marquent l’absence d’un
atome dans la structure. Elles sont en perpétuel 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 régulièrement placés. L'insertion ou la disparition d'un atome
crée des distorsions dans le réseau.

Les défauts ponctuels sont à la base de la compréhension des phénomènes
de diffusion à l'état solide. Ils expliquent la formation de solution solide A-
B à partir d’éléments simples A et B selon un schéma d’interdiffusion
comme le montre la figure 1-7, ou d'autres phénomènes de diffusion
impliquent un déplacement atomique fig.I-8 et 1-9).


Figure I-7 : Schéma d’interdiffusion des matériaux A et B, rôle des lacunes

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

migration finale de l'atome interstitiel après n sauts

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

b) Les défauts linéaires : Les dislocations comment se
déforment les cristaux

Les dislocations sont des défauts résultant d'un désordre dans
l'arrangement des plans d'atomes. Voyons ce qui va se passer si une partie


d'un plan d'atomes (plutôt qu’un seul atome) est éliminée (ou ajoutée) : les
atomes vont se réarranger au niveau de la partie manquante

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

Figure I-10 : Effet d’une dislocation

Sur 3 dimensions, le défaut va s'étendre comme une ligne perpendiculaire
au plan du papier dans la zone indiquée () : cette ligne est appelée
dislocation.

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

Les dislocations existent dans tout cristal réel. La densité de dislocations
dans un métal non déformé est de 104 à 108/cm2.
La notion de dislocations est à la base de l'explication de la déformation plastique des
matériaux : Déformation = mouvement des dislocations

En effet, quand un matériau se déforme, ceci se fait par la propagation de la
rupture des liaisons interatomiques (2), plutôt que par la rupture simultanée de toutes les
liaisons (1) comme illustré en figures 12 et 13.
L'énergie E1 nécessaire pour engager le processus (1) est plus élevée que E2,
l'énergie de déformation suivant le processus (2).


Figure I-12 : Déformation d’un matériau sous contrainte

E (1)> E (2)

Les difficultés de se mouvoir sans N'est-il pas plus facile de
un mécanisme de déplacement des dislocations glisser en se "dislocant" ?

Figure I-13 : déformation : mécanisme de glissement des dislocations
(Rej : WC. Moss, Ph.D., université de Californie, 1979)


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

La déformation d’un matériau correspond à un glissement (ou déplacement)
de dislocations. Si les dislocations se déplacent facilement, la déformation du
matériau considéré est facile. Les dislocations ne se déplacent pas n'importe comment.
Elles vont choisir le chemin le plus court et donc le moins énergétique. Comme le
montre la figure 14, les dislocations préfèrent le glissement suivant des plans denses
c’est à dire les plans qui contiennent le plus d'atomes.
Une augmentation de la densité de dislocations dans un matériau conduit au dur-
cissement de celui ci. Ainsi, l'existence des dislocations explique pourquoi les ma-
tériaux sont résistants, ductiles ou tenaces, etc. ...
Les dislocations sont observables au Microscope Electronique à Transmission
(grande résolution)

c) Les défauts plan : Les joints de grains
Le métal réel est une multitude de petits cristaux parfaits orientés
différemment. On dit qu'il est polycristallin. Comme dans un morceau de sucre, les
cristaux ne sont pas physiquement séparés. La frontière entre les différents cristaux est
des surfaces qu'on appelle joints de grains. Les grains se forment durant la solidification
du métal. Les joints de grains peuvent se déformer ou se déplacer sous l'action d'une
force mécanique ou de la température. Ce sont des zones plus énergétiques que le grain
du fait de l'arrangement spécial des atomes à ce niveau (figure 15). La taille de grain d'un
métal a une influence sur les propriétés de ce dernier.


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

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

Figure I-16 : Structure granulaire des métaux

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

D. LES DIFFÉRENTS TYPES DE MATÉRIAUX
Éléments constituants des céramiques par combinaison avec un métal (+ Si et Ge)


Figure 1-17 : Contribution des éléments chimiques dans la constitution des matériaux

Les matériaux sont définis à partir de composition d'éléments simples.
D'après le tableau de classification des éléments nous pouvons sortir les différentes
classes de matériaux.

1. Définition d’un métal
Les métaux sont des solides cristallins, ceci ne veut pas dire qu'ils sont
transparents comme le verre-cristal, non les métaux ne le sont pas.
Dans un cristal, lors du passage de l'état liquide à l'état solide, les atomes se placent
d'une manière ordonnée dans les 3 directions de l'espace. On peut donc représenter 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 température mais elle est en général de l'ordre du 1/10ème
du diamètre de l'atome (il y a de la vie dans les métaux !).
Le métal est défini comme suit : C'est un assemblage d'ions positifs immergés
dans un nuage d'électrons, les électrons de ce nuage étant libres. Les cristaux
métalliques sont liés entre eux par des forces d'attraction électrostatiques entre ces
électrons libres (-) et les ions métalliques (+); ceci est appelé liaison métallique (voir
chapitre précédent).

Les électrons libres confèrent aux métaux leurs principales propriétés. Les
propriétés particulières qui caractérisent l'état métallique sont :
 Ce sont de bons conducteurs d'électricité et de chaleur
 Ils sont susceptibles d'émettre des électrons sous l'effet de l'échauffement
 Ils sont solides à la température ambiante (sauf Hg)
 Leur mise en forme est relativement facile (bonne plasticité)
 Ils sont opaques (bonnes aptitudes à la réflexion)
Les matériaux métalliques sont un mélange chimique de métaux ou de
métaux et métalloïdes (où le métal est majoritaire). Nous citerons les plus connus :
l'acier et la fonte (Fe+C), le bronze (Cu+Sn), le laiton (Cu+Zn).

2. Les matériaux céramiques
Les nouveaux céramiques sont, par opposition avec les céramiques
traditionnelles (poterie de Nabeul), des carbures, oxydes et/ ou nitrures de métaux. Les
plus typiques sont Si02, Ab03, SiO2. Ce sont des matériaux durs, fragiles, résistants à
haute température (réfractaires), isolants de l'électricité et de la chaleur et
extrêmement résistants à l'environnement (corrosion).
Ils peuvent être cristallin, non cristallin ou un mélange des deux.

3. Les polymères
On les appelle communément des plastiques mais il est plus correcte de les
appeler polymères ce qui veut dire qu'ils sont constitué de plusieurs (poly) -mères
(molécule d'hydrocarbures comme C2H4). C’est donc des composés organiques dont les
éléments principaux sont le C et le H. lorsqu'un élément supplémentaire intervient une
nouvelle famille naît.
C, H exp. polyéthylène
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 matériaux de faible résistance mécanique, de faible densité et d'une
grande plasticité. Leur structure est généralement non cristalline.

4. Les matériaux composites
Comme leur nom l'indique, ces matériaux sont une composition des matériaux
précédemment cités. L'exemple type courant du composite est le béton (Ciment + acier)
ou le bois qui est constitué de résine (polymère naturel) et de fibres de cellulose. Plus
récemment, on parle assez souvent de« fibres de verre» qui sont en réalité des fibres de
verres noyées dans une matrice polymères (céramique+polymère). C'est donc
généralement une matrice d'un matériau donné dans lequel seront noyés soit des fibres
oit des agrégats d'un autre matériau. Ainsi ces matériaux combinent les propriétés des
matériaux qui les constituent. Les fibres de verre noyées dans un polymère donnent un
matériau qui a la résistance du verre et la flexibilité du polymère. Cependant ces
matériaux auront des propriétés mécaniques fortement anisotropies (dépendent du sens
de l'effort appliqué).


II. INTRODUCTION AUX ACIERS ET AUX FONTE
La métallurgie du fer a été pour l'homme une aventure. L'homme primitif
a longtemps travaillé le fer météorique avant d'apprendre à utiliser les minerais
ferreux. Il le travaillait avec des outils en pierre (silex). Du fait de la rareté du fer
météorite, celui ci était considéré aussi précieux que l'or sinon plus. Il avait aussi
une valeur mystique puisqu'il venait du ciel, et pour plusieurs anciennes
civilisations, l'étymologie du mot qui désigne le fer veut dire "métal du ciel» :
Sumérien "An-Bar" (ciel-feu, métal céleste), Assyrien "Parzillu" (grand métal),
Égyptien "Biz-n.pt" (métal du ciel), Grec "Sideros" (Sidus,-eris : étoile).

L'âge du fer proprement dit n'a pas débuté avec le fer météorique, mais avec
l'exploitation du minerai de fer terrestre. Les historiens fixent vers 1200-1000 avant
J.C. les débuts de la métallurgie industrielle, lorsque l'homme a découvert comment
faire fondre le minerai pour extraire le métal. Ceci a donné lieu plusieurs siècles plus
tard (à la fin du 19ème siècle) à la naissance et la promotion de l'industrie lourde dont le
pilier principal était la sidérurgie.

Depuis, les matériaux métalliques les plus utilisés en construction
mécanique sont les aciers. Ce sont les matériaux de base des pays industrialisés.
Ceci est dû à plusieurs facteurs; d'abord l'abondance du fer (élément principal
constituant l'acier) sur notre planète, ensuite la diversité des propriétés qu'ils
peuvent avoir suivant les éléments d'alliage qu'on y ajoute ou les traitements qu'ils
subissent. Cette diversité élargit considérablement l'éventail des utilisations des
aciers. C'est pour cette raison qu'en métallurgie, on commence toujours par l'étude
des aciers qui sont définis comme étant des alliages à base de fer contenant moins
de 2 % en carbone. Leur étude commence donc par la connaissance du diagramme
d'équilibre qui leur est associé :

Le diagramme Fer Carbone.

A. PROPRIÉTÉS DU FER PUR

1- Le fer pur existe sous 2 formes allotropiques :
 T < 910 °C et 1394 °C < T< 1538 °C
Le fer α une structure cubique centrée et est noté fer α a pour les basses
températures et fer pour les hautes températures.
 910 °C <T < 1394 °C
Le fer α une structure cubique à faces centrées, il sera noté fer y.
2- La température de fusion du fer : Tf = 1538°C
3- Le point Curie : T= 770 °C; à cette température, le fer perd ses propriétés
magnétiques. Il passe de l'état ferromagnétique à l'état paramagnétique vers les hautes
températures.
4- Densité du fer (20 °C) : d = 7,87 d (Ti) = 4,53 d (AI) =2,69)
5- Propriétés mécaniques du fer pur :


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

Le fer n'est que très rarement utilisé à l'état pur, d'abord son obtention coûte très cher,
ensuite il a de meilleures propriétés quand il est allié. 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 élément d'alliage des fontes et aciers est donc le carbone. Jusqu'en
1771, le rôle du carbone dans le fer était ignoré et tous les progrès étaient purement
empiriques. Chez les artisans, ce rôle est encore méconnu. Le professeur Cyril Stanley
Smith (Métallurgiste très connu) dans" The discovery of Carbon in Steel" (Technology
and culture, vol. V, N°2, 1964) raconte qu'il a demandé un jour de 1962 à un très habile et
réputé forgeron d’Iran : " Quelle est la différence entre le fer et l’acier ?" et celui ci lui
répond : " Fer et Acier sont 2 espèces aussi différentes que le saule et le chêne"
(Encyclopeadia Britannica, Ed.1981)

B. LE DIAGRAMME FER-CARBONE

Le diagramme Fe-C est une carte qui peut être utilisée pour suivre les séquences
de solidification des alliages Fe-C et pour savoir ce qui se passe au cours de certains types
de traitements thermiques.
Ce diagramme peut être considéré comme un guide, cependant la plupart des
aciers contiennent, en plus du carbone, d'autres éléments d'alliage qui modifient la
position de certaines courbes. Par ailleurs, le diagramme Fe-C ne peut être utilisé que dans
les conditions d'équilibre (refroidissement à vitesse très faible). Or plusieurs traitements
thermiques se font dans des conditions hors d'équilibre.
Pour les alliages Fe-C, on distingue 2 types de diagramme : le diagramme
métastable Fe-Fe3C et le diagramme stable Fe-C graphite (figure II-3). Le graphite est une
forme du carbone plus stable que F e 3C. F e3C peut se décomposer en graphite. Cependant
ce phénomène 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
utilisé, alors que la technologie des fontes est beaucoup plus basée sur le diagramme Fe-
Cgraphite.

1. Diagramme Fe-Fe3C (Fer-Cémentite)

Le diagramme comprend 3 paliers caractéristiques qui correspondent à 3 types
de transformation :
 T = 1495 °C : Transformation péritectique
 T = 1148 °C : Transformation eutectique
 T = 727 °C : Transformation eutectoïde
On distingue aussi 5 phases différentes (5 domaines monophasés) :
 La phase liquide vers les hautes températures


 La phase solide  qui est une solution solide du carbone dans le fer Ô, cette
phase est appelée ferrite  . La solubilité maximale du carbone dans cette phase est de 0,1
% et correspond à la température T=1495 °C. Comme le fer la fer  est cubique centrée
 La phase solide  qui est une solution solide du carbone dans le fer , elle est
dite
Austénite . La solubilité maximale du carbone dans cette phase est de 2,11 % à
T=1148 °C Comme le fer , l'austénite est C.F.C.
 La phase solide a qui est une solution solide du carbone dans le fer , elle est dite
ferrite . La solubilité maximale du carbone dans cette phase est de 0.0218 à T=727 °C
Comme le fer la ferrite  est CC
 Le composé défini Fe3C, dit cémentite dont la composition en carbone est de
6,67%. La structure cristallographique de Fe 3C est orthorhombique.

On note d'une manière particulière certains points de transformation :
 AC1 : ------> + Fe3C (727 °C)
 AC3 :  ------> (début de transformation de en  au chauffage et AR3 au
refroidissement)
 ACm : ------> Fe3C (début de transformation de y en Fe 3C au chauffage et ARm
au refroidissement)

Nous allons nous intéresser à 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 supérieure du diagramme (figure II-1) qui présente un
palier péritectique; 3 cas se présentent :

Cas 1 : Au cours de la transformation péritectique, c'est le liquide qui disparaît :
Liquide + ------> 
Cas 2 : La fin de la transformation est marquée par la disparition des 2 phases L et .
Liquide +  ------>
Cas 3 : C'est  qui disparaît à la fin de la transformation péritectique.
Liquide +  ------>


Figure II-1 : Partie supérieure du diagramme d’équilibre binaire Fer-C


ACIERS : TRANSFORMATIONS SOLIDE-SOLIDE

b) Transformation Solide-Solide

C'est des transformations très importantes à connaître étant donné que tous
les traitements effectués sur les pièces métalliques après élaboration se font à l'état


solide. La partie du diagramme Fe-Fe3C concernée est la partie inférieure qui présente
un palier eutectoïde à 727°C (figure II-2).

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

Remarque :
- SE courbe de limite de solubilité du C dans le fer en ce point il y a précipitation du C
du fer  sous forme de Fe3C.
- MN courbe de limite de solubilité du C dans le fer  : en ce point il y a précipitation du
C du fer a sous forme de Fe 3C.

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

(1) Les aciers hypoeutectoïdes (0/0218 < %C < 0/77)

Remarque : Quand %C augmente, AC3 diminue

* Processus de transformation d'un acier de composition X l : en AC3 : début de la
transformation  ------> pro + y res


en AC1 : transformation eutectoïde :  res------> ( + F
e3C)
( + Fe3C) est un composé biphasé nommé perlite, il se présente sous forme de lamelles
alternées de et F e3C.
 res : résiduelle
 pro :  proeutectoïde (formée avant le palier eutectoïde)

* Qualité du produit final :
 proeutectoïde + perlite ( + Fe3C)

 proeutectoide

de

+ Fe3 C = composé eutectoide
= perlite

* Quantité :
 proeutectoïde : à T = 727°C + ε
m _= (0,77 - Xl)
m (0,77 - 0,0218)
perlite : % res (à T=727°C+ ε) = % perlite (à T=727°C- ε)

= (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 solubilité du carbone dans  diminue. Au point AC3,  se
transforme en  moins riche en carbone,  se formera au niveau des joints de grain s de
 . Cette transformation se poursuit quand la température diminue.  est alors enrichie
en C (courbe AC3-E'). Quand la teneur en carbone atteint 0,77 (E’), la transformation
eutectoïde a lieu à température constante (v=0) jusqu'à l'épuisement de. 

(2) Les aciers hypereutectoïdes : 0,77 < %C < 2,11

Remarque : Quand %C augmente, A3 augmente.


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

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

* Quantité :
Fe3CII (à T = 727°C + ε)
mFe3C = (X2 - 0,77)
m (6,69 - 0,77)
perlite : %  res (à T=727°C+ε) = % perlite (à T=727°C-ε)
mres = 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 proeutectoïde est beaucoup plus importante dans le cas des
aciers hypoeutectoïdes que dans celui des aciers hypereutectoïdes, et ceci pour un écart
identique du point eutectoïde.

I____________ I __ I __ I __ // _____________ I
0' N E’ N'
EN==E'N'

Acier hypoeutectoïde :  proeutectoïde =

Acier hypereutectoïde : ' Fe3Cproeutectoïde=

Or E'Q' (6,69-0,77=5,92) est très supérieur à O'E'(O, 77-0,0218=O, 7482) donc
apro»Fe3Cpro. Ceci se manifeste au niveau de l'aspect micrographique des structures des
aciers; en effet, les aciers hypereutectoïdes sont toujours principalement constitués de
perlite.

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


+ Fe 3C =composé eutectoide
= perlite
3- Pour X < 0,0218 (ou proche), la phase dominante est la ferrite avec quelques
précipités de cémentite aux joints de grains.

3. Les fontes ordinaires
Les fontes sont des alliages Fe-C dont le % en C va de 2 à 6. Pratiquement
les fontes contiennent de 3 à 4% en C.
On désigne par fontes ordinaires des fontes qui n'ont pas subi de traitements
particuliers après coulée (mis à part les traitements thermiques ordinaires). Leur
solidification est donnée par la partie droite du diagramme d'équilibre. Quand le carbone
y existe à l'état libre (graphite) on parle de fontes grises et on se réfère au diagramme Fe-
C stable, dans le cas où il apparaît à l'état combiné avec le fer (Fe 3C), on parle de fontes
blanches et on se réfère au diagramme Fe-Fe3C métastable. La caractéristique de ces
fontes par rapport à tous les autres alliages Fe - C c'est leur faible coût.
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 entraîne une
bonne coulabilité et une faible tendance à la retassure (vides dans le lingot dus au
phénomène de retrait au passage de l'état liquide à l'état 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 entourées d'auréoles blanches
de ferrite, le fond sombre est de la perlite.

Le graphite donne aux cassures un aspect gris d'où 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 pointillés diagramme métastable et en
ligne continue diagramme stable

(1)Les fontes hypoeutectiques (2 < %C < 4,3)
Processus de transformation depuis l'état liquide :
TE <T<To : solidification en cours L------> C
T=T E : transformation eutectique L ------> ( +C graphite) eutectique : Ledéburite (le carbone y
est sous forme de lamelles)
TE ’ <T<TE : l'austénite va laisser déposer du graphite et son % en carbone va diminuer en
suivant la ligne OE'. Dans la pratique,  est tellement appauvrie en carbone que le dépôt de
graphite va donner place à une précipitation de Fe3C avant la température de l'eutectoïde
(727°C) et la fonte continuera à refroidir suivant le diagramme Fe-Fe3C.


T=TE’ : transformation eutectoïde. Seule  se transformera à cette température selon la
réaction  ------>  + Fe3C.
Trois types de fonte peuvent se former à la suite de ce processus :
- fonte hypoeutectique hypereutectoïde : graphite lamellaire + F e3C proeutectoïde + perlite
- fonte hypoeutectique eutectoïde : graphite lamellaire + perlite
- fonte hypoeutectique hypoeutectoïde : graphite lamellaire + ferrite proeutectoïde + perlite

La formation de l'une ou l'autre de ces fontes dépend de la composition en
C et Si ainsi que de la vitesse de solidification (déterminée par l'épaisseur du
moulage). On peut savoir en fonction du carbone équivalent (C+1/3Si) et de
l'épaisseur du moule la structure qu'on obtiendrait et ceci à partir du diagramme de
SIPP (figure II-5). Ainsi apparaît la nécessité pour les fontes grises de choisir la
nuance en fonction du dessin de la pièce.

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

(2) Les fontes hypereutectiques (%C > 4,3)
Processus de transformation depuis l'état liquide :
TE <T<T’o : solidification en cours L------> Cgraphite
Le reste du processus se fait de la même manière que les fontes hypoeutectiques.
(3) Propriétés des fontes grises
Les fontes grises eutectoïdes (ou perlitiques) ont la meilleure tenue à
l'usure et la meilleure résistance mécanique. C'est pourquoi les FG industrielles
sont définies comme ayant un carbone équivalent voisin de 4%.
Il est important de noter que les structures souhaitées pour les FG sont obtenues à


l'état brut de coulée; en général aucun traitement thermique ultérieur n'est souhaité
sauf dans le cas des trempes superficielles.
Les FG sont d'une manière générale faciles à usiner (dureté : 170 à 270 HB), mais
elles ont une ténacité médiocre à cause du graphite.
Par ailleurs ce sont les fontes les plus utilisées pour les bâtis de machine du fait de
leur grande capacité d'amortissement des vibrations et leur tenue au frottement
(favorisée par la présence de graphite qui est un excellent lubrifiant). De plus, leur
charge à la rupture par compression est de 3 À 5 fois plus grande que celle à la
traction.
Désignation : Ft Rm (daN/mm2), exemple : Pt 10 fonte grise dont Rm=10 daN/mm 2.

b) Les fontes blanches
Le carbone y existe à l'état de Fe3C. Le Fe3C donne à la cassure un
aspect blanc et brillant d'où le nom de fontes blanches. La formation de la fonte
blanche est favorisée par certains facteurs :
- la teneur en carbone, plus elle est élevée (vers l'eutectique), moins la formation
est probable
- la composition ne doit pas contenir des éléments favorisant la formation de
graphite (Si, Al Ti, Ni, Cu). Il faudrait des éléments carburigènes (Mn, Mo, Cr, V)
- une vitesse de refroidissement élevée 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 métastable
Fe-Fe3C. Il est à signaler que dans le cas de la fonte blanche, le composé
eutectique (la ledéburite) garde son aspect malgré la transformation de l'austénite
la constituant.

(1) Fontes blanches hypoeutectiques
Les séquences de transformation de cette fonte à partir de l'état liquide
sont :
- formation de y proeutectique (jusqu'à 1148°C)
- à 1148°C : formation de ledéburite (+Fe3C)
- formation de cémentite proeutectoïde et appauvrissement de  en carbone
(Jusqu’à 727°C)
- à 727°C : l'austénite a un % en C=O, 8; elle se transforme totalement en perlite.
Structure à l'ambiante (figure II-6) : Fe3C eutectique et proeutectoïde + 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 : cémentite. X 200
(2) Fontes blanches hypereutectiques
Les séquences de transformation de cette fonte à partir de l'état liquide sont :
-Formation de Fe3C primaire (ou proeutectique) (jusqu'à 1148°C)
- A 1148°C : formation ledéburite (+Fe3C)
- Formation de Fe3C secondaire (ou proeutectoïde) (jusqu'à 727°C)
- A 727°C : transformation totale de y eutectique en perlite
Structure à l'ambiante (figure II-7 b) : matrice de Fe3C (eutectique +
proeutectoïde) + plaquette de Fe 3C primaire + perlite (de  eutectique)

Figure II-7 : Aspect microstructural de la fonte blanche (a) eutectique (%C=4,3), plages
mouchetées :
ledéburite, plages noires : perlite. (b) hypereutectique, plaquettes blanches de cémentite + plages
mouchetées de ledéburite.

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


sont obtenues pour des vitesses de refroidissement assez élevées et des
températures de coulées basses; c'est pourquoi on les appelle parfois fontes
trempées. Elles sont très peu utilisées dans l'industrie sauf dans le cas où leur
grande résistance à l'usure et à l'abrasion est requise (boulets de broyeurs,
mâchoires de concasseurs, plaques d'usure) Désignation : FB (FBO : non alliée,
FBA : alliée)

C.LES DIFFERENTES STRUCTURES DES ACIERS ET DES FONTES

Nous avons défini l’acier et la fonte comme étant des alliages à base de fer. Nous avons
aussi vu le processus de solidification de ces alliages suivant leur pourcentages en carbone dans les
conditions d’équilibre et ceci à partir du diagramme binaire Fe-C.

Les conditions d’équilibre supposent que le refroidissement a lieu à des vitesses faibles
pour permettre aux atomes de diffuser et former des différentes phases d’équilibre. Il est évident que
les structures qui nous intéressent sont celles qui existent à la température ambiante, aussi allons
nous porter notre étude sur les transformations en solution solide uniquement. La transformation
solide-solide qui nous concerne aussi bien les aciers que les fontes est celle de l’austénite gamma
que nous avons vue lors de l’étude du diagramme binaire Fe-C. Cependant, les refroidissement à des
vitesses lentes ne sont pas ceux qui sont fréquemment pratiqués pour 2 raisons, les refroidissements
à vitesses élevées sont plus rapides et donc d’un usage plus pratique, mais la raison principale est
que celui-ci confère aux aciers des structures qu’on appelle hors d’équilibre qui ont des propriétés
mécaniques différentes et diverses. Aussi, allons nous diviser la présentation des structures de l’acier
en deux : Les structures d’équilibre et les structures hors d’équilibre.

1. Les structures d’équilibre

Ce sont des structures qu’on obtient dans les conditions où la diffusion des atomes est
possible. Les transformations qui leur donnent lieu sont dites contrôles par diffusion.

Elles ont lieu dans les aciers au carbone et les fontes ordinaires quand le
refroidissement de l’austénite  es relativement lent.

a) La ferrite

La ferrite a est relativement douce (dureté = 80 HB), sa résistance maximale
Rm varie de 25 à 45 daN/mm2 et sa limite d’élasticité Re = 12 daN/mm 2. C’est le
composé proeutectoïde pour les aciers hypoeutectoïdes. Elle se présente soit sous forme
de grains arrondis (ferrite granulaire) ; la ferrite ainsi formée ayant germée et s’étant
développé le long des joints de grains de la phase mère austénite (figure II-8 a) soit sous
forme allongée (ferrite aciculaire) due à une vitesse de refroidissement légèrement
supérieure à celle des conditions d’équilibre, la structure est dite “WIDMANSTATTEN
(figure II-8b). Cette ferrite naît aux joints de grains et se développe à l’intérieur du grain.


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

Figure II-8 : Différentes morphologies de la ferrite

b)La cémentite

C'est le composé proeutectoïde qui se forme dans les aciers hypereutectoïdes; Il
se forme aussi dans les fontes blanches. C'est un carbure F e3C, par conséquent sa dureté
est très élevée (1000HV), c'est un produit fragile. Dans les aciers, comme la ferrite
granulaire, la cémentite se forme aux joints de grains de la phase  et s'y développe. C'est
pour cette raison que la cémentite apparaît toujours comme des liserés blancs qui
dessinent les contours des anciens grains de  (figure II -9a)

a - Acier hypoeutectoïde b- Perlite sphéroidisée
(Cémentite + perlite) (X 500) (X2000)

Figure II-9 : Différentes présentations de la cémentite et la perlite

Dans les aciers hypereutectoïdes usuels (% C ne dépassant pas 1,2%),
le pourcentage maximal de Fe3C qui peut se former est de 7%. La cémentite
ainsi formée peut porter préjudice à certaines propriétés importantes de l'acier,
notamment son usinabilité et sa ténacité. Certains traitements sont donc
appliqués aux aciers pour éliminer les liserés de cémentite (figure II-9 b) et lui


donner un aspect de sphère (sphéroïdisation).

c) La perlite
Composé biphasé comportant des lamelles alternées de et Fe3C, c'est le
composé eutectoïde. Sa dureté varie entre 180 et 250 HB, sa résistance maximale est
autour de 83 daN/mm2.
La distance d entre 2 lamelles de Fe3C dépend de la température T à laquelle la
perlite s'est formée ou de la vitesse de refroidissement (VR). Quand T diminue, d diminue
et quand VR augmente, d augmente. De d dépendra la résistance de la perlite :

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

a- Perlite (d=l µm) b-Perlite (d<0,5µm)
(X l000) (X l000)

Figure II-10 : Morphologie de la perlite

La sphéroïdisation de la cémentite (élimination des lamelles) conduit à des
résistances R plus faibles (de 63 à 90 da N/mm2 en fonction du diamètre des sphères),
mais réduit la fragilité du produit.

d) L'austénite
Pour les aciers au carbone et les fontes non alliées, l'austénite est stable
seulement aux températures élevées, elle n'existe donc pas à la température ambiante.
Cependant, elle influencera beaucoup les propriétés de ces aciers étant donné que aussi


bien les phases eutectoïdes que la perlite prennent naissance (germent) au niveau des
joints de grains de cette phase qui est la phase mère. 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'austénite  sera retardée ( étant stabilisée). 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 résistance de l'acier meilleure. La taille du
grain de  dépend de la température et du temps auxquels on maintient l'acier avant
refroidissement.
Quand T et t augmentent, le diamètre du grain augmente. Dans les aciers et les fontes
qui contiennent des éléments d'alliage, l'austénite peut être présente à la température
ambiante} et par conséquent stabilisée si les éléments sont gamma gènes (Ni, Co,
Mn…)
Morphologie : l'austénite se présente sous forme de grains polygonaux (figure II-11).
Elle peut avoir des duretés très élevées jusqu'à 800 HB) et des résistances importantes
(R=90 daN/mm2) suivant les éléments d'alliage.
Sa limite d'élasticité dans ce cas sera très faible.

Figure II-11 : Morphologie de l’austénite

2. Les structures hors d'équilibre

a) La martensite (du nom d'Adolf Martens, allemand)
Lorsque la vitesse de refroidissement d'un acier porté à haute température est
très élevée, on n'est plus dans les conditions d'équilibre.
Ainsi, les atomes de carbone de l'austénite (haute température) n'auront pas le temps de
diffuser lors du refroidissement rapide. Ils resteront emprisonnés dans le réseau de la
ferrite alpha (basses températures) qui normalement ne peut pas les contenir (limite de
solubilité du carbone dans a à 727°C : 0,025%). Ils déformeront ainsi le réseau qui se
transformera alors de cubique à faces centrées () en quadratique centré identifié par les
paramètres c et a : C'est la martensite qui est définie comme étant une solution solide


sursaturée en carbone.
Quand %C augmente, c/a augmente et la tétragonalité du réseau sera plus prononcée
(figure II-12).
Cette déformation du réseau} qui se fait par cisaillement (la transformation
martensitique est dite militaire comparativement aux transformations diffusionnelles dite
civiles), entraîne des distorsions et donc le durcissement de l'acier. La martensite sera
donc une phase dure (HRC=73).

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

(1) Cinétique de la transformation

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

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

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

La température de début de transformation de la martensite est plus ou
moins basse suivant la composition de l'acier. Elle est notée Ms (Martensite Starting).
L'influence des différents éléments d'addition sur Ms ne peut être définie d'une
manière univoque et rationnelle.

Certaines formules à caractère empirique ont été proposées, elles donnent


une idée sur l'évolution de Ms mais ne peuvent être 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'étend de Ms à Mf
(Martensite Finishing) qui est une température très souvent inférieure à l'ambiante.
Ainsi, lorsque le refroidissement est arrêté à la température ambiante, la
transformation austénite (------martensite ne sera pas complète et il persistera de
l'austénite non transformée (ou austénite résiduelle). 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 dureté élevée engendre la fragilité du
matériau, la martensite sera donc responsable de la fragilité du matériau.
Par ailleurs, étant donné que le carbone est responsable de la grande dureté de
la martensite (pour les aciers au carbone), la martensite sera d'autant plus dure que le %
en carbone est élevé. Il est donc pratiquement impossible d'obtenir de la martensite
quadratique centrée pour les aciers ayant despour_cent en carbone inférieurs à 0,2. C'est
pourquoi les aciers au carbone sont classifiés de cette manière :

Hypoeutectoîdes hypereutectoîdes

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 dureté de trempe n'augmente plus. Si on dépasse ce
pourcentage, pour augmenter la dureté, il faut ajouter des éléments d'alliage qui feront
précipiter le carbone en excès sous forme de carbures durcissants. Ms et Mf vont diminuer
quand le pourcentage en éléments d'alliage favorisant la phase austénitique augmente. Ces
éléments sont dits gammagènes. Ms peut atteindre des valeurs très faibles, c'est la cas des
aciers inoxydables 18-10 (18% Cr et 10%Ni) qui même refroidis dans l'eau glacée
conservent une structure austénitique (il faut refroidir dans l'azote liquide -200°C pour
avoir de la martensite).


Figure II-13 : Évolution de la dureté en fonction de la teneur en carbone
pour des structures trempées (Ref1)
La martensite est facilement caractérisable au microscope, elle se présente sous
forme de paquets d’aiguilles allongées et régulières. Elle peut exister sous l’une des deux
morphologies suivantes : en lattes ou en plaquettes (figure II-14).

Lattes de Martensite Plaquettes de Martensite

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

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


II-15). Quand le %C augmente, la probabilité 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, Américain)
Quand la vitesse de refroidissement n'est pas très élevée, mais intermédiaire, il se
forme un composé intermédiaire entre la martensite et la perlite qui groupe certaines
propriétés de chacune des deux structures : c'est la bainite. Comme la perlite celle-ci
est un composé biphasé contenant de la ferrite + cémentite; comme la martensite elle
se présente sous forme d'aiguilles de ferrite dans lesquelles est répartie la cémentite.
Ainsi la transformation bainitique est permise par la diffusion partielle des atomes de
carbone (transformation perlitique) et par le cisaillement (transformation
martensitique). Du fait qu’elle est également assurée par la diffusion, la
transformation bainitique peut progresser même dans les conditions isothermes.

Bainite supérieur Bainite inférieur


Figure II-16 : Morphologies de la bainite, x250

Les aiguilles de bainite seront d'autant plus fines que la vitesse de refroidissement est
élevée ou que la température est basse (dans les conditions isothermes) ; on distingue
ainsi trois types de bainite :
-bainite supérieure : pour les températures relativement hautes, elle est proche de la
perlite, la structure se présente sous forme de lamelles de ferrite a entre lesquelles se
trouvent les précipités de cémentite Fe3C,
-bainite moyenne
-bainite inférieure : pour les températures basses, elle est proche de la martensite, les
aiguilles sont très fines et ne peuvent pas être résolues au microscope optique. Les
carbures de cémentite y sont très petits et parallèles.
La bainite est assimilée à 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 dureté plus élevée.


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

Les traitements thermiques se divisent en deux grandes catégories
principales :
-les traitements thermiques de base nécessaires pour améliorer l'homogénéisation de la
structure et rechercher l'état d'équilibre; il s'agit d'opérations effectuées sur pièces ou
lingots bruts de coulée (recuits).
- les traitements thermiques orientés vers les applications pour créer des structures le
plus souvent hors d'équilibre et qui permettent d'améliorer la résistance à la
déformation, au choc, à l'usure, à la corrosion (trempes et revenus). Pour cette
deuxième catégorie le traitement peut être général lorsqu'il est appliqué à toute la
pièce, local ou partiel lorsqu'il concerne une partie de la pièce, généralement la surface
mais ce dernier sera développé au chapitre suivant.

Nous avons déjà vu par l'étude du diagramme d'équilibre Fe-C que des
transformations en phase solide pouvaient avoir lieu et plus explicitement la
transformation de la phase γ (austénite). Mais le diagramme Fe-C reste en ce sens très
limité car il ne traduit que les transformations pouvant se faire pour des
refroidissements continus à vitesses lentes (recuits).
Mais que se passerait-il si on refroidissait rapidement un acier jusqu'à une température
T telle que Ms < T < Ac1, et qu'on le maintenait à cette température ?
Et si on déviait des conditions d'équilibre en refroidissant un acier d'une manière
continue à des vitesses élevées et différentes, quelle serait à chaque fois la
microstructure de l'acier et les propriétés mécaniques correspondantes ?
A ces questions importantes aussi bien sur le plan fondamental (compréhension des
cinétiques de transformation) que celui de l'ingénierie des matériaux (sélection des
propriétés désirées par la sélection du traitement thermique approprié), des courbes
expérimentales ont été établies : les courbes TIT et TRC

A.LES COURBES TTT

Nous avons pu d'après le diagramme d'équilibre Fer-Carbone suivre
l'évolution de la structure de différents aciers au carbone avec la température, la
vitesse de refroidissement étant très 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 à température
constante pendant des durées plus ou moins longues. Cette température e sera
inférieure à la t température de l'eutectoide (727°C). Le traitement correspondant
consistera à rendre l'acier austénitique par un maintien dans le domaine, puis de le
porter rapidement dans un bain à température constante. L'acier est alors
maintenu pendant des durées différentes à différentes températures, puis observé


pour identifier les phases formées ainsi que le taux d'austénite transformée. Tous
les résultats sont reportés sur un diagramme température log10t (température de
transformation, temps, domaine de chaque phase). Les courbes TTT les plus simples
se présentent en général comme représenté 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 manière à suivre l'évolution de la
transformation en fonction du temps.
* Les différentes phases de l'acier sont notées comme suit :
A : austénite
F : ferrite
C : cémentite
M : martensite

Quand il est noté (FOC), le composé correspondant peut être la perlite ou bainite.
La bainite existe pour les basses températures et la perlite pour les températures
plus élevées

1) : courbe de début de transformation
(2) : transformation de 50% de l'austénite
(3) : courbe de fin de transformation

* Les courbes TTT sont limitées dans leur partie supérieure par la température de


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

Exemple de suivie de la courbe TTT (figure V-1), pour la température Tr
à ti : la transformation débute par la formation de ferrite + cémentite à partir de
l'austénite. Dans ce cas F+C est la perlite
à t1/2 : 50% de l'austénite s'est transformée en (F+C)
à tf : la totalité de l'austénite s'est transformée en perlite

La verticale limitant à droite le diagramme TTT indique la dureté de la structure
finale après un maintien de 24h, les courbes TIT n'étant pas définie - en général- pour
des durées de maintien plus élevées.
En eutectique donc eutectique = Liq res= c) à T=TE – ε  total =
* Mécanisme des transformations isothermes: Aux températures élevées (proche de la
température d'austénitisation), la tendance à la transformation A------->F+C est faible
puisque le domaine de l'austénite est proche, en effet l'austénite est d'autant plus stable
qu'on s'approche de son domaine d'existence.
Au fur et à mesure que la température de maintien isotherme diminue, la tendance à la
transformation de l'austénite augmente, mais la diffusion devient plus difficile, la structure
résultante est donc de moins en moins proche de l'équilibre. Pour une température
suffisamment basse (Ms), la transformation se fait dès que le métal atteint
Cette température. Il n'y a pas de diffusion, le carbone reste emprisonné dans le réseau : la
martensite est formée.

* Remarques :
1)Plus la température de maintien est basse et plus la perlite obtenue est fine.
2)Le type de diagramme TIT présenté est le plus simple. On trouve dans certains
diagrammes d'acier des domaines d'existence de la ferrite seule, ainsi qu'une
différenciation 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 alliés


b) Les facteurs influençant la courbe TTT :
- La température d’austénitisation : Avant de procéder à la transformation isotherme, on
part d'une structure à 100% austénitique; à cet effet l'acier est maintenu à une
température supérieure à AC3 (température de début de transformation de l'austénite).
Les conditions d'austénitisation seront donc la température et le temps d'austénitisation
(Ta et ta)' Ces conditions doivent être spécifiées avant tout traitement isotherme car
elles définissent l'état de l'acier avant ces traitements. En effet un temps et une
température d'austénitisation plus élevés engendrent une austénite à plus gros grains,
donc plus stable; le domaine de l'austénite sera plus étendu et donc la courbe décalée
vers la droite. - Les éléments d’alliage : Les éléments gammagènes (Mn, Ni, Cu, N et
C) stabilisent l'austénite, leur action est donc de décaler la courbe vers la droite. Les
éléments alfa gènes (Cr, Mo, W, V, Ti, Nb) décalent la courbe vers la droite et
modifient sa forme car ils ont tendance à former des carbures qui retardent la
transformation de l'austénite et favorisent certaines transformations plutôt que d'autres
(la transformation bainitique, par exemple).
B. LES COURBES TRC :
Il est possible de connaître à partir des courbes de transformation isothermes la stabilité
d'un acier à l'état austénitique dans les différents domaines de température. Cependant
les cycles thermiques que subissent généralement les pièces industrielles ne
correspondent pas à des transformations isothermes. En effet, dans la majorité des cas
les pièces subissent des traitements à refroidissement continu. C'est les courbes TRC
(Transformation à Refroidissement Continu) qu'ils faut alors considérer.
Ces courbes permettent de déterminer pour différentes conditions de refroidissement,
allant de refroidissement très rapides à des refroidissements très lents, la nature des
constituants formés lors de ces refroidissements, les températures de transformation et
la dureté de la structure à l'ambiante. Comme pour les transformations isothermes,
l'alliage est préalablement austénisé.
Les courbes sont tracées suivant une échelle semi-logarithmique. Des courbes de
refroidissement correspondant à des lois de refroidissement différentes sont tracées
(figure V-3). Le point d'origine de ces courbes sur l'axe des températures est la
température d'austénitisation.

Figure V-3 : Lois de refroidissement Figure V-4 : Lois de refroidissement
correspondant à des milieux différents Correspondant à des différents diamètres
de pièces, dans un même milieu de refroidissement

On fournit généralement avec la courbe TRC des courbes de refroidissement sur
transparents tracées dans le même système de coordonnées que les courbes TRC , et qui


correspondent à des milieux de refroidissement précis pour des pièces de diamètres
différents (figure V-4).
Plus le diamètre de la pièce est grand plus l'échange thermique entre le coeur de la pièce
et le milieu est lent et donc la vitesse de refroidissement ressentie faible. Ces courbes
sont tracées 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 différentes courbes de refroidissement vont traverser les domaines d'existence des
différentes phases, domaines qui auront un aspect et une forme différente suivant la
nature de l'acier et les conditions d'austénitisation. Nous représentons ci suit un exemple
de courbe TRC.
Le domaine intermédiaire (bec de perroquet) est le domaine de la bainite qui n'existe pas
pour les aciers au carbone à bas % en carbone.

Figure V-5 : Exemple de courbe TRC

a) Comment suivre une courbe TRC :
Il faut suivre la courbe correspondant à la vitesse de refroidissement adoptée :
* vitesse v4 : on prend la courbe correspondante à cette vitesse et on voit à quel moment
Elle coupe le diagramme. A T1, on rentre dans le domaine A+F
(Transformation de l'austénite en ferrite). A T 2, on rentre dans le domaine A+F+C (fin de
transformation de l'austénite en ferrite et début de transformation de l'austénite restante
en perlite). A T3, fin de transformation de l'austénite. La structure contiendra de la ferrite
(K4 %) et de la perlite (K'4 %), avec K4 + K'4 = 100%. D 4 est la dureté de la structure à la suite
de ce traitement.
* vitesse v3 : on prend la courbe correspondante à cette vitesse et on voit à quel moment
elle coupe le diagramme. A T'1 on rentre dans le domaine A+F (transformation de
l'austénite en ferrite). A T’2, on rentre dans le domaine A+F+C (fin de transformation de
l'austénite en ferrite et début de transformation de l'austénite restante en bainite). A T'3,
fin de transformation de l'austénite en bainite. Entre T'’3 et T'’4 aucune transformation n'a
lieu, et à T'4 une partie de l'austénite se transforme en martensite. La structure
contiendra de la ferrite


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

* vitesse v2: La courbe de refroidissement coupe le domaine de la bainite à T'1 A cette
température débute la transformation bainitique qui s'arrête à T'2 A cette même
température, l'austénite qui reste se transforme en partie en martensite, il restera donc
de l'austénite à la température ambiante. La structure finale sera : bainite (% :K2) +
(martensite + austénite résiduelle) (% = 100-K2). La dureté 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 débute à Ms. La structure finale
contiendra : martensite+austénite résiduelle, sa dureté est D3 Si M50 est supérieur à la
température ambiante, on aura dans la structure finale plus de 50% de martensite. La
quantité de martensite sera d'autant plus importante que VI est grande.

b) Vitesses de refroidissement :
Pour certaines exploitations, il est nécessaire de déterminer pour une loi de
refroidissement la vitesse correspondante. Il est possible dans ce cas de calculer :
- soit la vitesse de refroidissement instantanée à 700°C, ce sera la pente de la tangente à
la courbe de refroidissement en ce point :

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

c) Facteurs influençant la courbe TRC :

1- La température et le temps d’austénitisation :
Plus ils sont élevés, plus l'austénite sera stable. La courbe sera décalée vers la droite et
on aura à l'ambiante un taux plus élevé d'austénite résiduelle.
2- La composition chimique :
Les éléments gammagènes élargissent le domaine de l'austénite ils décalent donc la
courbe vers la droite. Les éléments alfa gènes décalent aussi la courbe vers la droite, de
plus ils favorisent la transformation bainitique pour laquelle ils font apparaître le
domaine distinctement du domaine perlitique. Le seul élément qui décale les courbes
TRC à gauche est le cobalt.


d) Détermination des vitesses critiques :
A partir de la courbe TRC il nous est possible de définir les différents
traitements thermiques ainsi que leurs buts.
Nous remarquons d'après cette courbe qu'il existe une vitesse limite au delà de laquelle
la structure obtenue est uniquement de la martensite (à gauche du diagramme), et une
autre vitesse en deçà de laquelle la structure obtenue est une structure d'équilibre (à
droite). Ces vitesses sont appelé respectivement vitesse critique de trempe (VCT) et
vitesse critique de recuit (V CR) (figure V-6).

Figure V-6 : Détermination des vitesses critiques de trempe et de recuit
v CR : vitesse critique de recuit
v> vCR : on obtient des structures hors d'équilibre
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, d<O, 2um)

v cr : vitesse critique de trempe
Si v>v CT : structure martensitique
Si v<v CT : structure mixte

C. LES TRAITEMENTS THERMIQUES D'ÉQUILIBRE

Les traitements traités dans ce paragraphe sont des traitements appliqués
pour homogénéiser la structure, améliorer la ductilité, réduire les contraintes internes
et/ ou améliorer l'usinabilité des aciers. Ces traitements donnent lieu à des structures
d'équilibre et à des distributions différentes de ferrite et cémentite qui conditionneront
les propriétés mécaniques. Ces traitements consistent en un chauffage à une certaine


température (T), un maintien pendant un certain temps (t) et un refroidissement lent
pour lequel on définira la vitesse (V R). Suivant ces 3 paramètres, on définit différents
recuits.
Un traitement thermique sera défini à priori comme étant un traitement
d'équilibre si VR est inférieure à la vitesse critique de recuit V CR précédemment
définie (fig.V-6).

1. Le recuit (ou recuit complet) "full annealing" :
Il consiste en un chauffage et maintien à une température supérieure à AC3
(température de début de transformation) (AC 3+50°C) puis un refroidissement lent au
four. Ce traitement effectué, la structure obtenue est celle d'équilibre à basse dureté et
excellente ductilité. Ce traitement est généralement effectué sur des pièces à usiner ou à
déformer à froid qui ont déjà subi des traitements thermiques ou mécaniques. La
température de recuit ne doit pas être trop élevée sous risque de provoquer un
grossissement de grains fragilisant. La vitesse de refroidissement est très lente
(refroidissement au four) et la structure résultante est en général  + perlite (ou F e3C +
perlite) où est equiaxe et la perlite constituée de lamelles de distance interlamellaire d
assez élevée. Une fois la transformation de γ totale, la vitesse peut augmenter sans
danger et ceci pour diminuer le temps de recuit et améliorer ainsi la rentabilité.

2. Recuit d'homogénéisation "nomogenizing» :
Ce recuit est effectué sur les aciers bruts de coulée afin d'éliminer tous les
phénomènes dus à la ségrégation mineure (au niveau du grain) ou majeure (au niveau du
lingot); donc d'hétérogénéité chimique. Ce traitement doit donc favoriser la diffusion des
atomes, pour ce faire il sera effectué à des températures très élevées mais toujours dans le
domaine de l'austénite (Ac3+200°C, entre 1000 et 1200°C) pour des durées prolongées.

3. Recuit de normalisation "nomogenizing» :
C'est un recuit qui est effectué sur les aciers non alliés et qui permet d'obtenir
une structure plus fine (grains fins). La température est supérieure à celle du recuit
complet (Ac3 + 75°C), ainsi que la vitesse de refroidissement qui se fait à l'air calme, on a
ainsi une perlite fine (faible distance interlamellaire).

4. Recuit de coalescence ou sphéroïdisation "spheroidizing"
Comme nous l'avons déjà vu, la perlite est un composé constitué de a (phase
ductile) et de Fe3C (phase dure). La dureté de ce constituant dépend de l'énergie
interfaciale entre a et Fe3C qui sera d'autant plus importante que la surface de contact
entre ces 2 phases est grande. Réduire la dureté et par là même la fragilité consistera à
réduire cette surface de contact. L'énergie interfaciale minimale correspond à une
répartition de sphères de Fe3C
Dans une matrice a. D'où la tendance à SPHEROIDISER Fe 3C dans les structures
d'aciers où la ténacité est une propriété très importante. C'est la structure la moins dure
possible dans les aciers. La sphéroïdisation est particulièrement requise pour les aciers
chargés en carbone qui doivent subir un usinage important avant leur durcissement. Elle
consiste à maintenir l'acier à des températures proches mais plus faibles que ACl,
pendant des temps assez longs. Plus la perlite de départ est fine, moins le temps de
maintien est long.


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