Science Des Materiaux

COURS DE SCIENCE DES

MATÉRIAUX

Avant propos

Ce cours a été réalisé pour servir de support aux étudiants de l’ISSAT.So. Il ne prétend

en aucun cas regrouper toute la science des matériaux, mais se place plutôt comme un

document permettant une initiation à cette science en présentant quelques unes de ses

multiples facettes.

Sont élaboration est le fruit des cours prodigués avant mon intégration à cet institut et

de diverses sources documentaires, dont certaines n’ont pas été citées et que j’ai eu la

chance de consulter durant mon expériences en France.

Bonne lecture Iheb CHAIEB

SOMMAIREChp I. Caractéristiques et propriétés des matériaux ................................................................................................ 5

1 Type de liaisons. ............................................................................................................................................... 6 1.1 Liaisons covalentes. ................................................................................................................................... 6 1.2 Liaison ionique .......................................................................................................................................... 6 1.3 Liaison métallique ..................................................................................................................................... 7 1.4 Liaison mixte ............................................................................................................................................. 7 1.5 Liaison de faible intensité .......................................................................................................................... 8

2 Différents types de matériaux ........................................................................................................................... 8 2.1 Les métaux ................................................................................................................................................ 8 2.2 Les céramiques .......................................................................................................................................... 8 2.3 Les polymères organiques ......................................................................................................................... 8

Chp II. L’Architecture atomique ............................................................................................................................. 9 1 États et structures de la matière. ..................................................................................................................... 10 2 Notions de cristallographie ............................................................................................................................. 11

2.1 Systèmes et réseaux cristallins ................................................................................................................ 11 2.2 Définitions : ............................................................................................................................................. 11 2.3 Structure des solides à liaison métallique. ............................................................................................... 12 2.4 Transformations allotropiques. ................................................................................................................ 13 2.5 Sites dans les réseaux cristallins. ............................................................................................................. 13

Chp III. Les Mélanges et leur comportement ........................................................................................................ 14 1 Définitions ...................................................................................................................................................... 15 2 Diagrammes d’équilibre binaires ................................................................................................................... 15

2.1 Miscibilité totale à l’état solide ............................................................................................................... 15 2.2 Règles de miscibilité ............................................................................................................................... 17 2.3 Miscibilité partielle à l’état solide ........................................................................................................... 17 2.4 Domaines triphasés (v = 0) ...................................................................................................................... 18 2.5 Composés chimiquement définis ............................................................................................................. 19

3 Étude du diagramme binaire fer carbone. ...................................................................................................... 19 Chp IV. Caractéristiques mécaniques des matériaux ............................................................................................ 22

1 Propriétés mécaniques des matériaux ............................................................................................................. 23 1.1 Comportement élastique des matériaux .................................................................................................. 23 1.2 Comportement plastique .......................................................................................................................... 23

2 Essai de traction .............................................................................................................................................. 24 2.1 Re, Rm, Re0.2 ........................................................................................................................................ 24 2.2 Courbe réelle ou rationnelle .................................................................................................................... 25 2.3 Palier de limite élastique ......................................................................................................................... 25 2.4 Influence de la température sur Re et Rm ............................................................................................... 25 2.5 Autres caractéristiques mécaniques : A, E, G, ν ..................................................................................... 26 2.6 La résilience ............................................................................................................................................ 27

3 Essai de dureté ................................................................................................................................................ 28 3.1 Définition de la dureté ............................................................................................................................. 28 3.2 Techniques de mesure de dureté ............................................................................................................. 28 3.3 Essai de dureté VICKERS (NF EN ISO 6507-1, NF A 03-253) ............................................................ 29 3.4 Essai de dureté BRINELL (NF EN 10003-1 à 3) .................................................................................... 30 3.5 Essai de dureté ROCKWELL (NF EN 10109-1 à 3) .............................................................................. 31

Chp V. Traitements thermiques des aciers ............................................................................................................ 33 1 Recuits et traitements connexes ..................................................................................................................... 35

1.1 Objectifs et principes ............................................................................................................................... 35 1.2 Divers type de traitement ........................................................................................................................ 35 1.3 La trempe ................................................................................................................................................. 38 1.4 Transformations isothermes de l’austénite .............................................................................................. 39

iii

1.5 Transformations anisothermes de l’austénite. ......................................................................................... 46 1.6 Trempabilité ............................................................................................................................................ 48 1.7 Traitement des pièces .............................................................................................................................. 52

2 Revenu après durcissement par trempe .......................................................................................................... 54 2.1 Objectifs et principe du revenu ............................................................................................................... 54 2.2 Transformations métallurgiques .............................................................................................................. 55 2.3 Transformation de la martensite .............................................................................................................. 55

Chp VI. élaboration des métaux ............................................................................................................................ 56 1 Elaboration de la fonte et de l’acier ................................................................................................................ 58

1.1 Elaboration de la fonte ............................................................................................................................ 58 1.2 Elaboration de l’acier. ............................................................................................................................. 59 1.3 Coulée de l’acier ...................................................................................................................................... 62 1.4 Mise en forme de l’acier .......................................................................................................................... 62

2 Elaboration de l’aluminium ............................................................................................................................ 64 2.1 Minerai .................................................................................................................................................... 64 2.2 Fabrication de l’alumine .......................................................................................................................... 64 2.3 Fabrication de l’aluminium ..................................................................................................................... 65 2.4 Conclusion ............................................................................................................................................... 66

Chp VII. Désignation des métaux ......................................................................................................................... 67 1 Désignation des acier et fontes. ...................................................................................................................... 68

1.1 Désignation des aciers ............................................................................................................................. 68 1.2 Désignation symbolique des fontes (NF EN 1560) ................................................................................. 69

2 Désignation des métaux non ferreux .............................................................................................................. 70 2.1 L’aluminium et alliages d’aluminium ..................................................................................................... 70 2.2 Cuivre et alliages de cuivre ..................................................................................................................... 70 2.3 Nickel et alliages de nickel. ..................................................................................................................... 71 2.4 Alliages de zinc et de magnésium ........................................................................................................... 71

iv

CHP I. CARACTÉRISTIQUES ET PROPRIÉTÉS DES MATÉRIAUX

Chapitre I caractéristiques et propriétés des matériaux Cours science des matériaux

Introduction.Les matériaux utilisés par l’homme peuvent être classée dans trois grands groupes :

• Les métaux ;

• Les céramiques ;

• Les polymères organiques.

Cette classification est basée principalement sur les caractéristiques atomiques des éléments constitutifs. Les

propriétés des matériaux sont en grande partie déterminer par la nature des liaisons chimiques entre les atomes.

1 Type de liaisons.

1.1 Liaisons covalentes.La liaison covalente intervient entre deux atomes qui se partagent un ou plusieurs doublets d’électrons afin

de compléter leurs couches électroniques extérieures.

Exemple : Cl + Cl Cl2 le chlore à 17 électrons

Pour cette liaison, chaque atome met son électron libre en commun avec l’autre atome. Ce partage permet de

compléter la couche extérieure de chacun des atomes à huit (saturation).

1.2 Liaison ioniqueComme la liaison covalente la liaison ionique est une liaison forte, puisqu’une fois liés les atomes ont une

couche électronique extérieur saturée. En se liant par des liaisons ioniques, les atomes perdent ou gagnent un ou

plusieurs électrons et deviennent ainsi des ions positifs ou négatifs.

Exemple : la liaison Li (lithium) + F (Fluor) (Li F)

Département du Génie Mécanique Page 6 sur 72 ISSAT.So

(Li+) (F-)


1.3 Liaison métalliqueLa liaison métallique se caractérise par la mise en commun des électrons de liaison qui ne sont plus localisés

entre atomes (covalente) ou sur un ion (liaison ionique), mais qui sont répartis dans l’ensemble du réseau

d’ions.

Exemple :

Prenons l’exemple du sodium (Na) qui possède 11 électrons, dont un électron de valence. Pour avoir une

couche électronique extérieure complète, chaque atome perd son électron de valence : en effet, aucun d’eux

n’as la possibilité de céder ou de partager cet électron avec l’un de ses voisin. Il en résulte la mise en commun

de tous les électrons de valence, si bien que le cristal de sodium métallique peut être schématisé comme suite :

1.4 Liaison mixteToute liaison hétéro-polaire présente un caractère mixte ionique covalent.

Exemples :

• La liaison HCl se fait par la mise en commun de 2 électrons ; ce qui représente une liaison covalente

• La liaison HCl à 2 pôles positif et négatif c’est comme si l’on a placé 2 ions positif et négatif pour former

cette molécule ; ce qui représente une liaison ionique.


+ + + +Fr

Fa

Fa

Fa

Fa

Fa

Fr

Fr

Fa

Fa

Fa

Fa : attraction entre Na+ et électron

Fr : répulsion entre deux Na+

+ + + +Fr

Fa

Fa

Fa

Fa

Fa

Fr

Fr

Fa

Fa

Fa

Ion positif

+ + + +Fr

Fa

Fa

Fa

Fa

Fa

Fr

Fr

Fa

Fa

Fa

Électron

HCl = H :Cl

Cl2 = Cl : Cl


• La liaison HCl est donc une liaison ionique covalente donc mixte.

1.5 Liaison de faible intensitéDans beaucoup de molécules à liaison covalente, le centre des charges positives n’est pas confondu avec

celui des charges négatives, ce qui donne lieu à la formation d’un dipôle électrique.

La liaison de Van Der Waals s’établit à l’état solide entre les molécules ainsi polarisées. Elle est donc due à

l’attraction entre ces pôles. C’est une liaison de faible intensité, rompue facilement par une augmentation de

température.

2 Différents types de matériaux

2.1 Les métauxLes éléments métalliques représentent presque ¾ de tous les éléments connus. La caractéristique commune

des métaux est leur faible énergie de d’ionisation (énergie requise pour séparer un électron du l’atome). Tenant

compte de se paramètre les métaux se présentent sous la forme d’une structure d’ions positifs noyé dans un

nuage d’électrons mobiles. La liaison métallique est une liaison forte qui agit de manière identique dans toutes

les directions.

2.2 Les céramiquesLes céramiques sont des matériaux inorganiques résultant de la combinaison de certains éléments

métalliques (Mg, Al, Fe) ou semi-métalliques (Si) avec des éléments non métalliques dont le plus courant est

l’oxygène. Les céramiques sont de nature chimique très variée. Elle sont caractérisées par la présence de

liaisons fortes : covalente et ionique. Parmi les céramiques nous trouvons les roches naturelles et synthétiques

(béton), la porcelaine.

2.3 Les polymères organiquesLes polymères sont des matériaux composés de molécule contenant surtout du carbone et de l’hydrogène.

Les éléments tel que l’azote, le chlore, le fluor et le soufre peuvent être présents. Dans un corps organique nous

pouvons distinguer deux types de liaisons : les liaisons intramoléculaire et les liaisons intermoléculaires. Les

liaisons intramoléculaires sont celles qui lient les atomes en molécules elles sont exclusivement covalentes. Les

liaisons intermoléculaires sont des liaisons qui lient les molécules entre-elles. Elle sont généralement de faible

intensité (Van Der Waals).


CHP II.L’ARCHITECTURE ATOMIQUE

Chapitre II l’architecture atomique Cours science des matériaux

IntroductionNous avons vu au chapitre précédent que les propriétés des matériaux dépendent de la nature des liaisons qui

existent entre les atomes. Nous allons maintenant voir que les propriétés et le comportement d’un matériau

dépendent également de son architecture atomique. On appelle architecture atomique le mode de répartition des

atomes dans un corps et les relations géométriques existant entre toutes les positions des atomes.

1 États et structures de la matière.Les états physiques de la matière sont une illustration parfaite des différents niveaux d’ordre. En effet plus

l’agitation thermique est importante plus les particules élémentaires ont la possibilité de se mouvoir

indépendamment des autres, cet état est perceptible pour les gaz. Un abaissement de température aura pour effet

de réduire l’agitation thermique, ce qui conduit à réduire la mobilité des particules élémentaires. C’est ainsi que

nous obtenons l’état liquide. Finalement, une forte diminution de l’agitation thermique conduit à une

solidification de la matière en permettant aux liaisons inter-atomiques de se manifester. Cette solidification peut

conduire à deux morphologies différentes :

• Solides amorphes : c’est le cas de la majorité des matières plastiques (PE, PVC, …) et des céramiques

vitreuses (verre ordinaire, pyrex, …). Dans une structure amorphe aucun ordre n’existe entre les positions des

différents atomes.

Solides cristallins : c’est le cas des céramiques cristallisées (alumine, diamant, …) et des métaux (Fer,

aluminium, …). Un solide cristallin est l’association d’une multitude de grains microscopiques et parfois

millimétriques. En fait, ces grains sont des monocristaux qui d’un point de vue géométrique représentent des

ensembles d’ions régulièrement répartis dans l’espace. Dans un solide cristallin, chaque ion occupe une position

bien définie dans l’espace, non seulement par rapport à ses voisins mais également par rapport à tous les autres

atomes, quelque soit la distance qui les sépare. Chaque atome à donc un environnement tout à fait identique à

celui des autres (ordre à longue distance).



2 Notions de cristallographieQue donne l'observation d’un solide cristallisé ?

• Observation au microscope optique grains et joints de grains ;

• Observation aux rayons X assemblage d'atomes ordonnés capables de diffracter les RX ;

• Observation au microscope électronique à transmission rangées d'atomes.

2.1 Systèmes et réseaux cristallinsToute matière cristallisée se manifeste par la périodicité d’un motif de base dit maille élémentaire. Il existe 7

systèmes cristallins qui se ramifient en 14 réseaux de mailles élémentaires dont la périodicité reconstitue

n’importe quel monocristal. Ces mailles ont pour noms « réseaux de Bravais» (voir Tableau 1). Pour décrire

commodément cet arrangement, on définit un réseau cristallin par un ensemble de nœuds obtenus à partir d’une

maille élémentaire qui fixe la périodicité tridimensionnelle de répartition de la maille élémentaire.

2.2 Définitions :Nœud : un nœud est sommet définissant la maille élémentaire, il représente soit un ion soit une molécule ;

Maille élémentaire : elle est définie par 3 vecteurs, non coplanaires, (a, b et c) formant entre eux les angles α,

β et γ. Après avoir choisi une origine des axes, ces vecteurs sont les vecteurs de base sur ox, oy, oz. Ce sont les

paramètres du réseau. La position de n’importe quel nœud du réseau est donnée par le vecteur

3r = u.a + v.b + w.c tq (u, v, w)∈¢

Paramètres de maille : c’est les dimensions de la maille élémentaire ;

Motif élémentaire : c’est le nombre d’ions contenus dans la maille élémentaire ;

Nombre de coordination (Coordinance) : c’est le nombre des plus proches voisins ;

Compacité : c’est le rapport du volume occupé par la matière à celui de la maille élémentaire.



Tableau 1 : Les 14 Réseaux de Bravais

Système cristallin

simple (P) centré (I)à 2 faces

centrées (C)À faces

centrées (F)

structurerhomboédrique

(R)

Cubique

hexagonal

tétragonal (quadratique)

trigonal (rhomboédrique)

orthorhombique

monoclinique

triclinique

2.3 Structure des solides à liaison métallique.Les liaisons métalliques ne sont pas des liaisons directionnelles, les atomes ont tendance à s’entourer d’un

grand nombre de voisins. Ils ont aussi tendance à former des ensembles relativement compacts avec des liaisons

courtes est fortes, ce qui explique la densité élevée des métaux.

Les trois structures cristallines les plus fréquentes dans les métaux sont le cubique à faces centrées (C.F.C)

cubique centré (C.C) et l’hexagonal compact (H.C).



2.4 Transformations allotropiques.Certains métaux présentent différentes structures en fonction de la température. Ainsi le fer passe d’une

structure C.C à une structure C.F.C à 914 °C pour redevenir C.C à 1391 °C. De même pour le titane qui passe

de H.C à C.C à 882 °C. Ces transformations porte le nom de transformations allotropiques.

2.5 Sites dans les réseaux cristallins.Dans un réseau cristallin, on appel sites (interstitiels) les espaces libres laissés entres les atomes du réseau.

Un site est un polyèdre dont chacun des sommets correspond au centre des atomes qui l’entourent. Dans un

réseau cubique simple, on a un site cubique (au centre du cube) dont les sommet sont les nœuds de la maille

élémentaire. Dans les réseau cubique centrés (C.C) et cubiques à faces centrées (C.F.C), il existe deux type de

sites : les sites octaédriques (8 faces) et les sites tétraédriques (4 faces) comme le monter la figure qui suit. Ces

sites sont au centre d’un octaèdre ou d’un tétraèdre dont les sommets sont occupés par les nœuds du réseau. Ces

sites sont généralement occupés par des atomes étrangers plus petit que ceux formant le réseau. C’est le cas du

carbone dans les aciers.


CHP III.LES MÉLANGES ET LEUR COMPORTEMENT

Chapitre III les mélanges et leur comportement Cours science des matériaux

IntroductionLes matériaux utilisés sont rarement purs ou des mélanges parfaitement homogènes, mais le plus souvent

sous forme d’alliages. Les états d’équilibre thermodynamique des alliages sont définis par les diagrammes de

phases à l’équilibre. Bien que ces états soient rarement atteints dans les matériaux réels, ils correspondent à des

états de références vers lesquels les systèmes ont tendance à évoluer. Dans ce chapitre nous nous attacherons à

étudier les règles qui régissent les équilibres entre composants et les équilibres entre entres phases.

1 DéfinitionsLes alliages métalliques sont des systèmes mono ou polyphasés ayant des propriétés générales similaires à

celles des métaux purs. Ils comprennent 2, 3, …, n éléments métalliques ou non métalliques. Ils peuvent être

étudiés en tant que systèmes physiques dont la variance est donnée par la relation de Gibbs :

v = n + 1 - p

Où « p » représente le nombre de phases.

En effet les facteurs de l’équilibre sont la composition chimique des phases en présence et la température. La

pression a peu d’influence. Elle est supposée constante et égale à 1 atm.

Nous nous intéressons uniquement aux alliages binaires (n = 2) et donc v = 3 – p.

2 Diagrammes d’équilibre binairesPour un système binaire (n = 2), un diagramme d’équilibre permet de représenter les domaines de stabilité

des phases et les conditions d’équilibre entre plusieurs phases en fonction de deux variables, la température et la

composition C.

2.1 Miscibilité totale à l’état solideLa figure ci-dessous représente le diagramme d’équilibre de deux composants A et B qui ont la particularité

d’être miscibles en toute proportion à l’état solide.

Avant d’aborder l’analyse des diagrammes de phases il est important de comprendre leur lecteur.

La composition chimique globale est définie par la teneur en chaque élément. Elle s’exprime en pourcentage

massique ou en pourcentage atomique d’un des éléments. Elle est représentée sur l’axe des abscisses des

diagrammes de phases. Aussi, la température est représentée sur l’axe des ordonnées des diagrammes des

phases. La composition chimique globale C d’un alliage A-B étant constante elle est représentée par une

verticale. Les verticales passant par les extrémités de l’axe des abscisses représentent les états des corps purs

(n = 1). Au-dessus de la température (Tf)A, température de fusion du corps pur A, on a une phase liquide ; à une

température inférieure à (Tf)A le corps A est entièrement solide. Dans ce cas d’après la règle des phases, les

deux phases solide est liquide ne peuvent coexister qu’à une température fixe (Tf)A (n = 1, p = 2 v = 0). Ce

raisonnement s’applique aux deux verticales (100 % A & 0 % B) et (0 % A & 100 % B) la température de

fusion de ce dernier est (Tf)B.



Dans son ensemble, le diagramme d’équilibre comporte deux lignes : le liquidus et le solidus. Au-dessus du

liquidus, tous les mélanges de A et B sont à l’état liquide. Sous le solidus, les mélanges sont à l’état solide ; les

composants A et B sont miscibles, en toute proportion, à l’état solide. Entre le liquidus et le solidus, les deux

phases liquide et solide coexistent. A l’équilibre les deux phases peuvent coexister (n = 2, p = 2 v = 1). Si la

température est choisie arbitrairement (entre TL et TS, températures du liquidus et du solidus), la composition

des phases en présence devient fixe. Ainsi à une température Ti, dans le domaine biphasé L + S, les

compositions de la phase solide et de la phase liquide sont données par CS et CL respectivement. A cette

température tous les mélanges dont la composition CB est inférieure à CS sont à l’état solide, et tous les

mélanges dont la composition CB et supérieure à CL sont à l’état liquide. Si la composition du mélange est prise

entre CS et CL, on est en présence d’un système à deux phases en équilibre.

2.1.1 Solidification à l’équilibre d’une solution à miscibilité totale

Considérons toujours le système binaire A-B et examinons ce qui se produit au cours du refroidissement

d’un mélange entièrement liquide de composition C0.

D’après le diagramme si le mélange de composition C0 est entièrement liquide sa température doit être

supérieure TL du liquidus pour la composition C0. Quand la température atteint TL le mélange commence à

entrer dans le domaine biphasé L + S. La composition du premier solide à cette température est (CS)1, et la

composition du liquide en équilibre avec ce solide est C0.

La solidification du mélange se poursuit entre les températures TL et TS. Cet intervalle de température

[TL, TS] s’appelle intervalle de solidification. Quand l’ensemble du mélange presque entièrement solidifié (à

une température légèrement supérieure à TS), la composition du solide est C0 alors que celle du liquide restant

est (CL)1. On constate qu’au cours de la solidification la composition du solide varie continuellement de (CS)1 à

C0 alors que celle du liquide varie de C0 à (CL)1. Une fois la solidification terminée, à une température inférieure

à TS, le mélange se retrouve avec une composition uniforme C0.


(TF)

A

(TF)

B

TL

TS

Ti

C0

(CS)

1C

LC

S(C

L)

1


2.1.2 Proportion des phases en présence

En complément aux phases et leurs compositions, il est possible d’obtenir des informations supplémentaires,

telles que leurs proportions. En effet, les compositions du mélange ainsi que celles des phases constitutives,

permettent, à toute température, par un calcul simple de remonter aux proportions des phases dans le mélange.

Reprenons l’exemple précédent, avec un mélange A-B de composition C0. A la température Ti, la

composition de la phase solide est CS et celle de la phase liquide est CL.

Soit fS et fL les proportions respectives des phases solide et liquide. La conservation de la masse nous impose

que fS + fL = 1 et que fS . CS + fL . CL = C0

Ce qui nous permet d’écrire L 0

SL S

C - Cf =

C - C et

0 SL

L S

C - Cf =

C - C

Ces relations sont valables pour tous les domaines biphasés des diagrammes binaires : c’est la règle des

segments inverses.

2.2 Règles de miscibilitéEn générale, pour que deux éléments A et B soient totalement miscibles à l’état solide, quatre conditions

sont à remplir :

• L’écart entre les diamètres atomiques des éléments ne doit pas dépasser 15 % ;

• Les deux éléments doivent avoir la même structure cristalline ;

• Les deux éléments doivent avoir les mêmes valences ;

• Les électronégativités des deux éléments doivent être semblables.

Un écart sur l’une de ces conditions conduit à une miscibilité partielle à l’état solide ou à des composés

intermédiaires.

2.3 Miscibilité partielle à l’état solideSoit le diagramme fictif ci-dessous, il présente des domaines monophasés, des domaines biphasés et

triphasés en accord avec la variance v = 3 – p.

Les éléments A et B présentent, chacun, deux formes cristallines (Aα et Aα’) et (Bβ et Bβ’). Le diagramme

présente sept phases différentes :

• l : phase liquide ;

• α : solution solide primaire de B dans Aα ;

• α’ : solution solide primaire de B dans Aα’ ;

• β : solution solide primaire de A dans Bβ ;

• β’ : solution solide primaire de A dans Bβ’ ;

• γ : solution solide intermédiaire ;

• AmBn : composé défini.


Chapitre III les mélanges et leur comportement Cours science des matériauxLes domaines monophasés, auxquels il faut ajouter la verticale du composé AmBn, sont hachurés. Tous les

autres domaines sont biphasés, mis à part les horizontales sur lesquelles trois phases sont en équilibre.

La courbe au dessus de laquelle le système est à l’état liquide est le liquidus.

2.4 Domaines triphasés (v = 0)Le système n’a aucun degré de liberté. A une température bien précise, trois phases de compositions

déterminées sont en équilibre isotherme : Φ2(x2) φ1(x1) + φ3(x3)

L’équilibre évolue dans un sens ou dans l’autre selon que le système reçoit ou fournit de la chaleur. Cette

évolution se fait à température constante tant que les trois phases sont présentent.

Il existe trois transformations isothermes principales rencontrées dans les diagrammes de phases usuels que

nous présentons dans la figure qui suit :

Sur cette figure on peut remarquer que :

• Tout domaine triphasé est adjacent à trois domaines biphasés distincts ;

• Chaque fois qu’une phase liquide intervient le nom se termine par « ique »

• Chaque fois que la transformation se fait uniquement entre phases solides, la terminaison est « oïde ».



2.5 Composés chimiquement définisLes composés chimiquement définis sont des produits issus d’une association particulière des composants du

mélange. Leur composition chimique est unique comme pour le Fe3C (cémentite). La détermination de leur

formule brute est aisée à partir des diagrammes binaires (en % atomique). En ce qui concerne les diagrammes

avec en abscisse le pourcentage massique, il suffit de convertir les valeur en pourcentage atomique en s’aidant

des masses molaires des différents constituants.

a ba b t

t t a ba b

a b a ba b t

t t

a b

t t

a

a a

a b b at

a ba b

b

a bt

b a

m mm + m = m ( ) + ( ) = 1

m m m m= n et = n

n n M Mn + n = n ( ) + ( ) = 1

n n

m m% massique a = % et % massique b =

m m

mn M 1

% atomique a = = =m m m × Mn + 1+M M m × M

n 1et % atomique b = =

m ×Mn 1+m × M

⇔ ⇔

Ex : nous avons un composé chimiquement défini à 6,66 % C (en masse). Le % atomique correspondant sera

1% atomique de C = 24.9% 25%

93.33%×121+

6.66%×55.8

= ; dans ce cas nous avons 25 % atomique de C, c’est-à-dire

pour cent atomes nous avons 25 atomes de C et 75 atomes de Fe. Ce qui fait 3 atomes de Fe pour un atome de

C. La formule brute sera donc Fe3C.

Cette démarche s’applique à tous les CCD.

3 Étude du diagramme binaire fer carbone.

Rappels :• Acier : alliage Fe-C dont la teneur en C est < à 2 % (en masse).

• Fonte : alliage Fe-C dont la teneur en C est comprise entre 2 et 6,66 % (en masse)

Remarque : si C = 6,66 % (en masse), on a alors de la Cémentite (Fe3C)



Analyse du diagramme.D’après le diagramme nous notons que :

• La structure du fer change avec la température. A 20 °C, la structure est cubique centrée CC (Fer α) a partir de

912 °C apparaît la structure cubique à faces centrées CFC (Fer γ). Cette forme est stable jusqu’à 1394 °C où

le fer redevient à structure cubique centrée (Fer δ) jusqu’à la fusion à 1538 °C.

• La solubilité varie avec la température et elle est partielle. Les atomes de carbone peuvent entrer dans les

espaces libres (interstices) entre les atomes de fer CFC.

• La solution solide de carbone dans le fer γ s’appelle austénite.

• La solution solide de carbone dans le fer α s’appelle ferrite (le carbone est très peu soluble dans le fer α).

Du fait des variations de solubilité du carbone, ce dernier est mis en solution dans le fer γ, puis il se trouve

rejeté sous forme d’un précipité Fe3C, ou cémentite lors du refroidissement. L’alliage Fe-C est durci par ces

carbures. Cette précipitation dépend de la température et du temps. Le diagramme d’équilibre présente deux

domaines, Fer α + Fer γ et Fer γ + Fe3C qui ont en commun un point correspondant à 727 °C et 0,77 % de C (en

masse) ; un tel alliage subit à 727 °C une transformation eutectoïde Fe γ Fe α + Fe3C

Les grains de ferrite et cémentite qui se transforment sont petit et étroitement liés ; ils constituent un agrégat

eutectoïde appelé perlite.

Les conditions dans les quelles l’austénite se transforme en ferrite sont très importantes pour l’obtention des

caractéristiques mécaniques des alliages.


Chapitre III les mélanges et leur comportement Cours science des matériauxÀ 727 °C, si la teneur de l’alliage Fe-C est inférieure à 0,77 % en carbone, l’austénite qui reste se transforme

en perlite. A 20 °C, l’alliage est constituée de ferrite et de perlite.

Ses propriétés sont intermédiaires entre : la faible résistance du au gros grains de ferrite et la résistance plus

élevée de la perlite.

Si la teneur de carbone est au-delà de 0,77 %, l’alliage à température ambiante est constitué de ferrite et de

cémentite et éventuellement de perlite et de graphite : ses propriétés sont celle de la perlite fragilisée par les

carbures.

Les éléments d’alliage modifient les conditions d’équilibre et les états d’équilibre. Ils peuvent modifier la

température d’apparition de la perlite et l’on distingue :

• Les éléments gammagènes qui abaissent cette température (Ni, Mg).

• Les éléments alphagènes qui l’élèvent (Cr, Si, W, Ti, Mo).

Ils peuvent modifier la composition de la perlite par formation de carbures :

• En se substituant à une partie de fer de la cémentite (Mn, Cr, Mo).

En formant leurs propres carbures (Ti, Nb, V) ou des carbures dans lesquels le fer peut partiellement se

substituer à ces composants (Cr, Mo, W).

Au niveau du point eutectique (4,3 % C à 1147 °C) nous avons l’apparition de la lédéburite qui est un

mélange de Fe γ et de Fe3C. Il s’agit d’une dispersion d’îlots de γ dans une matrice de Fe3C. Avec le

refroidissement les îlots austénitiques se transforment en perlite et cémentite.

Lors du refroidissement dans les conditions industrielles, qui sont hors équilibre, car il est trop rapide, le

déroulement de ces transformations est perturbé et peut même être impossible.

On utilise alors un diagramme de refroidissement ou de transformation en continu (dit diagramme TRC) qui

décrit les transformations effectuées dans ces conditions.


CHP IV.CARACTÉRISTIQUES MÉCANIQUES DES MATÉRIAUX

Chapitre IV Caractéristiques mécaniques des matériaux Cours science des matériaux

IntroductionLe bureau d’étude de mécanique est confronté au problème du choix des matériaux dans le respect des

contraintes imposées par le cahier des charges.

L’objectif de ces pages est de faciliter ce choix et les calculs de prédétermination pour les matériaux courant

donnant les caractéristiques physiques et mécaniques (E, ν, Re, A%, …).

Les explications, les définitions et rappels, ont pour but de permettre une meilleure compréhension des

phénomènes et des incertitudes liées aux valeurs données. En effet, les caractéristiques dépendent de la nature

du matériau (métal, polymère, composite, céramique, …), de sa composition et de sa structure. La structure

microscopique est liée aux conditions d’élaboration et aux traitements thermomécaniques effectués lors de la

fabrication.

1 Propriétés mécaniques des matériauxLe comportement d’un métal est fonction des forces extérieures appliquées et traduit les évolutions de la

cohésion de l’édifice cristallin. Pour les métaux, les forces qui assurent cette cohésion résultent de l’ionisation

des atomes du métal qui perdent des électrons de valence et circulent entre les ions.

Les propriétés mécaniques dépendent de la température d’utilisation, l’état de surface, des conditions

d’application des efforts, de la vitesse de déformation…

Elles sont déterminées, avec un certain intervalle de précision, au moyen d’essais normalisés.

1.1 Comportement élastique des matériauxIl correspond à de petits déplacements réversibles des atomes autour de leur position d’équilibre dans le

réseau cristallin. Sous l’action d’une force, les atomes s’écartent. Une réaction due aux forces de liaison tendant

à les rapprocher provoque la réaction.

Pour les matériaux métalliques et polymères non étirés et non renforcés, les caractéristiques sont

indépendantes de la direction et le comportement élastique est linéaire.

Ce n’est le cas des composites ou certains polymères pour lesquels le module d’Young varie avec

l’amplitude de la déformation du fait de l’orientation des chaînes macromoléculaires : se comportement

correspond à des lois d’élasticité non linéaire.

1.2 Comportement plastiqueLorsque la limite d’élasticité est dépassée, les atomes du réseau cristallin ont changé de place sous l’action

d’un effort de cisaillement. La prise en compte des défauts du cristal, notamment des dislocations, est

indispensable pour comprendre le comportement plastique.

Lorsqu’une déformation plastique est provoquée, on constate que la résistance à la déformation augmente

car :

• Les dislocations interagissent entre elles

• De nouvelles dislocations prennent naissance, venant augmenter les interactionsDépartement du Génie Mécanique Page 23 sur 72 ISSAT.So

Chapitre IV Caractéristiques mécaniques des matériaux Cours science des matériauxCette augmentation de la résistance à la déformation plastique est l’écrouissage.

Si on relâche l’effort qui a provoqué la plasticité, on constate un retour élastique : le domaine élastique

s’étend jusqu’à la contrainte qui était appliquée précédemment, ce qui par une augmentation de la limite

d’élasticité.

Ce phénomène est limité par l’apparition de microcavités qui provoquent une diminution de la section

résistante et conduisent à la rupture ductile.

2 Essai de tractionIl consiste à imposer un allongement à une éprouvette de section initiale S0 et de longueur initiale l0. La

courbe type obtenue pour un matériau ductile est la suivante :

Figure 1 : courbe de traction conventionnelle

La droite OE correspond à la déformation élastique réversible.

La courbe ES est le domaine de déformation plastique homogène : si on supprime la force de traction, il y a

un retour élastique suivant une parallèle à OE et il reste une déformation permanente.

Pour SR, la force nécessaire pour déformer le matériau diminue alors que l’allongement continue

d’augmenter : c’est l’instabilité plastique. La striction apparaît. En R il y a rupture de l’éprouvette.

La contrainte représentée dans la courbe conventionnelle est issue du rapport de la force appliquée à la

section initiale. Concernant l’allongement relatif il est calculé par le rapport 0

0

l - l×100

l.

2.1 Re, Rm, Re0.2 Re (MPa) est la limite d’élasticité. Elle est bien marquée pour les matériaux ductiles. Re correspond au seuil

d’écoulement plastique.

Rm (MPa) est la résistance limite à la traction. Cette valeur est utilisée pour estimer la limite d’endurance à

la fatigue.

Re est atteint quand on observe la première chute de l’effort lors de l’essai. En l’absence de ce phénomène,

quand OA n’est pas rectiligne, on doit utiliser la limite conventionnelle d’élasticité Re0.2 qui correspond à un

allongement plastique de 0.2%.


Chapitre IV Caractéristiques mécaniques des matériaux Cours science des matériauxLes aciers austénitiques (certains inox) ont une limite élastique plus faible qui conduit en pratique à utiliser

Re0.2.

2.2 Courbe réelle ou rationnelleDans la réalité, la section varie à chaque instant s’éloigne de sa valeur initiale. Il en va de même pour

l’allongement relatif réel. On peut tracer la courbe de traction vraie, ou rationnelle, qui utilise les sections et

déformations réelles à chaque instant et met en évidence le durcissement du matériau (écrouissage) au cours de

la déformation plastique. La déformation réelle est obtenue par intégration de l’allongement relatif ce qui donne

ε = Ln (1+ e). Concernant la contrainte elle sera 0

Fσ = (1+ e)

S

Figure 2 : Courbes de traction rationnelle et conventionnelle

2.3 Palier de limite élastiqueLa courbe brute de certains matériaux tels que les polycarbonate ou l’acier doux recuit montre à la fin du

domaine élastique une chute de contrainte suivie d’un palier qui correspond à une vraie déformation plastique

locale qui se propage sous effort constant.

2.4 Influence de la température sur Re et Rm Les définitions de Re ou Rm sont conventionnelles car elles dépendent de la section initiale de l’éprouvette

(surtout Rm), de la qualité de l’extensomètre (Re), de la vitesse de mise en charge et de la température d’essai.



Figure 3 : effet de la température sur Re et Rm

2.5 Autres caractéristiques mécaniques : A, E, G, ν

2.5.1 Allongement à la rupture : A

L’allongement à la rupture est le rapport f 0

0

l - l×100

l où lf est la longueur à la rupture.

2.5.2 Striction à la rupture : Z

La striction est le rapport 0 f

0

S -S×100

S où Sf est la section à minimale à la rupture (zone de striction).

2.5.3 Module d’Young ou module d’élasticité : E

La pente de la partie linéaire représente le module d’Young (en MPa ou GPa).

La mesure de E est obtenue à l’aide d’un extensomètre.

Figure 4 : un extensomètre monté sur une éprouvette de traction

Le module d’Young à 20°C va de 4 MPa pour le caoutchouc à 500 GPa pour les céramiques. Cette variation

très importante est due aux intensités très variables des forces de liaison entre les atomes ou molécules au sein

des matériaux : liaisons covalentes, ioniques,…

La rigidité d’une structure en traction, compression, flexion, est proportionnelle au module d’Young. La

valeur de ce dernier, pour les matériaux isotropes, est indépendante de la direction de l’effort. Par contre, pour

les matériaux anisotropes, tels les stratifiés, les composites orientés, les monocristaux, E varie avec

l’orientation.


Chapitre IV Caractéristiques mécaniques des matériaux Cours science des matériauxE décroît quand la température. Il varie de façon beaucoup plus importante en fonction de la température

dans le cas des polymères et des composites à matrice organique.

2.5.4 Valeur spécifique du module.

Il est intéressant d’utiliser le rapport du module et de la densité du métal. La valeur de E/ρ est la valeur

spécifique du module : c’est un indice de performance qui tient compte de la déformation élastique et de

l’allègement.

Les métaux peuvent être classés en deux catégories :

• aluminium, fer, magnésium, titane (les plus performants)

26 < E/ρ < 27

• cuivre et zinc (les moins performants)

14 < E/ρ < 15

2.5.5 Coefficient de Poisson : ν

L’éprouvette subit aussi des déformations latérales : le coefficient de Poisson, ou coefficient de contraction

latérale dans le domaine élastique est le rapport sans dimension

ν = εz /εx, avec :εz déformation dans le sens de la traction et εx la déformation dans le sens transverse.

Ce coefficient, compris entre 10-2 et 0.4, dépend légèrement de la température.

2.5.6 Module de cisaillement : G

Le module de cisaillement G ou module de Lamé ou module de Coulomb, exprimé en MPa ou GPa, définit

le cisaillement élastique consécutif à l’application d’une sollicitation de cisaillement.

Il varie sensiblement comme E en fonction de la température et du type de matériau. Pour les matériaux

isotropes on a la relation : E

G =2×(1+ν)

2.6 La résilienceOn mesure l’énergie qui provoque la rupture en flexion d’une éprouvette entaillée en U ou en V (Kcu ou

Kcv). L’essai de résilience (essai de Charpy) permet de déterminer la température de transition d’un matériau

qui sépare la rupture ductile, à énergie élevée, et la rupture fragile du type clivage, de faible énergie.


Chapitre IV Caractéristiques mécaniques des matériaux Cours science des matériauxFigure 5 : schéma du mouton de Charpy

Les ruptures ductiles sont fibreuses, tourmentées (déformation plastique) ; les rupture fragiles sont plates ou

cristallographiques.

Figure 6 : transition fragile/ductile d’un acier 18NCD laminé.

2.6.1 La ténacité

C’est une caractéristique à la base du concept de tolérance au dommage dans les structures, qui est basée sur

la formulation des contraintes et déplacement au voisinage d’une fissure de géométrie connue. Le chargement

est statique ou dynamique.

Ces conditions déterminent le facteur de concentration de contraintes K, calculé, qui caractérise

l’accroissement des contraintes et des déformations provoqué par la fissure.

La ténacité, Kc, est déterminée expérimentalement au moyen d’éprouvettes pré-fissurées. Elle correspond à

la valeur critique K pour laquelle se produit une propagation brutale d’une fissure de longueur ac sous une

charge Pc.

Kd est la ténacité dynamique qui correspond à la valeur critique de K sous un choc.

3 Essai de dureté

3.1 Définition de la duretéLa dureté est la résistance qu’oppose un matériau à la pénétration d’un corps plus dur, appelé pénétrateur.

Elle s’exprime par le symbole H (HARDNESS).

Différentes techniques de mesure de dureté existent. Les mesures de dureté permettent de déterminer de

façon non destructive et facilement l’une de caractéristiques de matériaux. Elles sont complémentaires aux

essais de traction uniaxiale.

3.2 Techniques de mesure de duretéLes essais les plus courants se font par pénétration : le pénétrateur peut être soit une bille soit une pyramide.

Les plus connus sont les essais BRINELL, ROCKWELL et VICKERS. La dureté dépend à la fois de la limite

élastique et de la capacité de durcissement par déformation, puisque des déformations de l’ordre de 8 à 10 %

sont réalisées lors de l’essai. Il est difficile de relier quantitativement des mesures de dureté faites sur le même


Chapitre IV Caractéristiques mécaniques des matériaux Cours science des matériauxmatériau par diverses méthodes. Il existe cependant des tables de correspondance commodes malgré leur

caractère approché.

De même, il est difficile de corréler la dureté aux caractéristiques de traction ; cependant pour un type

d’alliage, il est toujours possible de trouver de telles corrélations. De telles correspondances sont très

avantageuses, car les essais de dureté exigent peu de matière et de temps.

3.3 Essai de dureté VICKERS (NF EN ISO 6507-1, NF A 03-253)

3.3.1 Principe de l’essai Vickers (HV)

L’essai consiste à imprimer dans la pièce, un pénétrateur en diamant en forme de pyramide droite à base

carrée, d’angle au sommet égal à 136°, sous une charge P, et à mesurer la diagonale d de l’empreinte laissée sur

la surface après enlèvement de la charge.

2 2

charge de l'essai (kgf) PHV = = 1,8544

aire de l'empreinte (mm ) d

En pratique, on mesure les deux diagonales et on fait la moyenne. En fonction de la valeur trouvée et de la

charge utilisée, des tables donnent directement la dureté HV.



3.3.2 Charges d’essai

Désignation Charges (en kgf)

Essai de dureté Vickers 5-10-20-30-50-100

Essai de dureté Vickers sous charges réduite 0,2-0,3-0,5-1-2-2,5-3

3.3.3 Conditions d’exécution de l’essai

• L’essai doit être effectué à température ambiante (23 ± 10 °C) et sur une surface lisse, plane et non écrouie ;

• La mise en charge doit être faite en 5 à 8 s ;

• La charge d’essai est ensuite maintenue pendant 10 à 15 s ;

• L’épaisseur de la pièce à tester ne doit pas être inférieure à 1,5 × d ;

• La distance entre les centres de 2 empreintes doit être supérieure ou égale à 3 × d ;

• La distance du bord de pièce au centre de l’empreinte doit être supérieure ou égale à 2,5 × d.

3.3.4 Expression de la dureté Vickers

220 HV30 : Dureté Vickers de 220 déterminée sous une charge de 30 kgf pendant 15 s.

Si le temps d’application est diffèrent de 15 s, il est précisé. Ex : 400 HV10/20 (charge 10 kgf, temps

d’application 20 s).

3.3.5 Échelle de dureté

Son échelle s’étend de 0 à 1000 (et plus) et permet de mesurer pratiquement toutes les duretés.

3.4 Essai de dureté BRINELL (NF EN 10003-1 à 3)

3.4.1 Principe de l’essai Brinell (HB)

L’essai consiste à imprimer dans la pièce, une bille de diamètre D, sous une charge P, et à déterminer le

diamètre moyen d de l’empreinte laissée sur la surface après enlèvement de la charge.

charge de l'essai (kgf) 2.PHB = =

airedel'empreinte(mm²) π.D.(D - D² - d²)

En pratique, on mesure d et des tables donnent directement la dureté HB. Selon la nature de la bille, les

symboles sont :

• HBS pour l’essai effectué avec une bille en acier traité ;



• HBW pour l’essai effectué avec une bille en carbure de tungstène.

3.4.2 Billes et charges utiliséesP/D Ø 1 Ø 2,5 Ø 5 Ø 10 Matériaux testés P = 30D2P = 10D2P = 5D2P = 2D2

301052

187,562,531,2512,5

75025015050

30001000500200

Aciers – Bronzes spéciauxLaitonsCuivre – Duralumin – Zinc Plomb – Etain


• L’essai doit être effectué à température ambiante (23 ± 10 °C) et sur une surface lisse, plane et non écrouie ;

• La mise en charge doit être faite en 5 à 8 s ;

• La charge d’essai est ensuite maintenue pendant 10 à 15 s ;

• L’épaisseur de la pièce à tester ne doit pas être inférieure à 8 d ;

• La distance entre les centres de 2 empreintes doit être supérieure ou égale 4d ;

• La distance du bord de pièce au centre de l‘empreinte doit être supérieure ou égale à 2,5 × d.

3.4.4 Expression de la dureté Brinell

Ex : 255 HBS 2,5/187,5/15 : Dureté Brinell de 255 obtenue avec une bille en acier de 2,5 de diamètre sous

une charge de 187,5 kgf pendant 15 s.

3.4.5 Échelles de dureté

• Bille en acier traité : de 0 à 450 HBS ;

• Bille en carbure de tungstène : de 0 à 650 HBS ;

3.5 Essai de dureté ROCKWELL (NF EN 10109-1 à 3)

3.5.1 Principe de l’essai Rockwell (HR)

L’essai consiste à imprimer, en deux temps, dans la couche superficielle de l’échantillon à essayer, un

pénétrateur de type normalisé (cône diamanté ou bille d’acier) et à mesurer l’accroissement rémanent de la

profondeur de pénétration de ce pénétrateur.

h hHRC 100- ; HRB 130-

0.002 0.002= =



3.5.2 Symboles et désignations

• F0 : Charge initiale en kgf ;

• F1 : Surcharge en kgf ;

• F : Charge totale en kgf ;

• a : Profondeur de pénétration sous l’effet de la charge initiale avant application de la surcharge ;

• c : Accroissement de la profondeur de pénétration sous l’effet de la décharge ;

• h : Accroissement rémanent de la profondeur de pénétration sous la charge initiale après enlèvement de la

surcharge ;

HR: dureté ROCKWELL;

3.5.3 Pénétrateur et charges utilisés au laboratoireEssai Pénétrateur ChargesHRBHRC

Bille Ø 1,5875 en acier traitéCône diamant d’angle au sommet égal à 120°

Po = 10 kgf, P1 = 90 kgfPo = 10 kgf, P1 = 140 kgf


• L’essai doit être effectué à température ambiante (23 ± 10°C) et sur une surface lisse, plane et non écrouie ;

• La charge P0 sera appliquée sans choc ni vibration ;

• La surcharge P1 sera appliquée sans choc ni vibration en 2 à 8 s, il n’y a pas de temps de maintien ;

• L’épaisseur de la pièce à tester ne doit pas être inférieure 10 × e ;

• La distance entre les centres de 2 empreintes doit être supérieure ou égale à 2d ;

• La distance du bord de pièce au centre de l’empreinte doit être supérieure ou égale à 1 mm.

3.5.5 Expression de la dureté Rockwell

Chaque essai possède son symbole (ex. 35 HRC, 80 HRB…).

3.5.6 Domaine d’application des échelles usuelles

• HRB : Dureté comprise entre 30 et 100 HRB

• HRC : Dureté comprise entre 20 et 70 HRC


CHP V. TRAITEMENTS THERMIQUES DES ACIERS

Chapitre V traitements thermiques des aciers Cours science des matériaux

GénéralitéLes traitements thermiques ont pour objet de soumettre l’acier à l’action de cycles thermiques appropriés

afin de lui conférer des propriétés particulières adaptées à sa mise en œuvre ou son utilisation.

Les principaux objectifs poursuivis peuvent être décrits comme suite :

• Produire des modifications de la nature des constituants présents, sans changement de la composition

chimique globale moyenne. Ces constituants peuvent être en équilibre ou hors équilibre en fin d’opération.

Les principaux traitements de ce type sont le traitement de, durcissement par trempe, le traitement par

précipitation, le recuit, le traitement par le froid ;

• Produire des modifications microstructurale de la dimension de la forme et de la répartition des constituants

sans modifier leur nature. Les principaux traitements de ce type sont le recuit de globularisation, le traitement

d’affinage structural, le recuit de grossissement du grain, le traitement de recristallisation, le traitement de

normalisation ;

• Provoquer la formation de microstructures favorables, par exemple à l’usinage ou à la mise en forme par

déformation à froid. Les principaux traitements de ce type sont le traitement d’adoucissement, le patentage, le

revenu classique ;

• Éliminer ou réduire les contraintes internes propres ou modifier leur répartition, avec modification de la

microstructure. Le revenu de détente ou de détensionnement en est l’exemple le plus courant ;

• Provoquer le rétablissement au moins partiel des propriétés physiques ou mécaniques d’un acier écroui sans

modification apparente de la structure par le traitement de restauration ;

• Atténuer les hétérogénéités de composition chimiques par un recuit d’homogénéisation.

Le tableau qui suit résume les principaux traitements thermiques.

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1 Recuits et traitements connexes

1.1 Objectifs et principesAu cours de son histoire, un acier peut se trouver dans des états hors d’équilibre provoqués par des

traitements thermiques ou mécaniques antérieurs.

Exemples :

• Ségrégations au cours du processus de solidification ;

• Écrouissage par déformation à froid ;

• Contraintes de soudage, etc.

Un certain nombre de traitements thermiques sont adaptés à l’élimination ou à la réduction des effets

néfastes de tels états, en vue d’opérations ultérieures sur le métal ou de l’utilisation en service correcte de

l’acier.

Parmi ceux-ci, les recuits forment un ensemble de traitement visant l’obtention d’états proches de l’équilibre

stable. Le cycle thermique du traitement comprend :

• Un chauffage jusqu’à une température dite de traitement qui dépend du type de correction à réaliser et est liée

aux difficultés énergétiques des processus microphysiques intervenant ;

• Un maintien isotherme à la température de traitement ou des oscillations autour de cette température ;

• Un refroidissement à l’aire ou au four selon une loi programmée. La vitesse de refroidissement doit être en

générale inférieure à la vitesse de refroidissement critique du recuit V3.

1.2 Divers type de traitement

1.2.1 Recuit complet

Il comprend un maintien vers Ac3 + 50 °C pour les aciers hypoeutectoïdes ou Ac1 + 50°C pour les

hypereutectoïdes suivi d’un refroidissement lent au four surtout à la traversée de l’intervalle critique de

transformation.

Dans le cas des hypoeutectoïdes, la ferrite et la perlite formées sont relativement grossières : résistance et

dureté faibles et ductilité élevée. Dans le cas des hypereutectoïdes, la globularisation partielle de la cémentite

proeutectoïde permet d’éviter l’augmentation de la fragilité dynamique liée à la présence de carbures en réseau

inter granulaire.

1.2.2 Recuit d’homogénéisation ou de diffusion

Lors de la première solidification (acier brut de coulée, acier moulé), se manifeste des phénomènes de

ségrégation mineure : les éléments alliés et le carbone sont répartis de manière hétérogène à l’échelle du grain

austénitique. Cette hétérogénéité chimique, qui se conserve plus ou moins lors des transformations ultérieures,

est néfaste pour les propriétés du métal (réponse aux traitements thermiques de trempe, formation de structures

en bande lors du laminage, difficulté de travail à chaud).

Page 35 sur 72

Chapitre V traitements thermiques des aciers Cours science des matériauxPour éliminer, ou au moins réduire, cette hétérogénéité, on fait appel à un recuit d’homogénéisation. Il

consiste à maintenir le métal dans le domaine austénitique. L’homogénéisation à donc lieu par diffusion en

phase γ à une vitesse d’autant plus grande que la température de maintien est élevée, le coefficient de diffusion

étant une fonction fortement croissante de la température 0

-ΔHD = D Exp( )

RT⋅ . Cependant, les températures

pratiquement utilisables sont limitées :

Par les risques de fusion partielle accompagnée d’oxydation interne avec altération sévère des joints de

grains : c’est le phénomène de brûlure. La régénération du métal devient impossible par traitement thermique

ou mécanique ;

Par les risques de surchauffe entraînant un grossissent inacceptable du grain austénitique, sans altération

prononcée des joints mais généralement accompagnée d’une dégradation des propriétés mécaniques. Un métal

surchauffé peut être régénéré par un traitement thermique et/ou une déformation plastique appropriée.

La température du traitement d’homogénéisation par diffusion est généralement comprise entre 1000 et 1200

°C.

1.2.3 Traitement d’affinage structural

Les pièces ayant subi un traitement d’homogénéisation par diffusion, les moulages d’acier, les zones

voisines des joints soudés, les pièces forgées à haute température, le cœur des pièce cémentées, etc., ont souvent

des structures surchauffées. Cependant, la présence d’éléments carburigènes ou favorisant la formation de

nitrures (aciers calmés à l’aluminium) peut limiter le grossissement du grain γ.

Les aciers présente à la traversée de l’intervalle critique une transformation conduisant à une multiplication

des grains lors du chauffage ; ce phénomène permet la régénération d’une structure surchauffée.

Le recuit de régénération comprend :

Un chauffage sans maintien prolongé, à une température légèrement supérieure à Ac3 (Ac1 pour les

hypereutectoïdes), de manière à obtenir une austénite à grains fins ;

Un refroidissement à vitesse convenable conduisant à une structure ferrito-perlitique fine (cas des aciers

hypoeutectoïdes). Le refroidissement ne doit pas être trop lent au alentours de Ar1 (750-600 °C), le grain

ferritique ayant tendance à croître dans cette zone, surtout dans le cas des aciers doux.

1.2.4 Traitement de normalisation

Ce traitement comme le recuit complet, conduit à des structures ferrite-perlite. Cependant, la température de

maintien est plus élevée dans le cas des aciers hypoeutectoïdes et au–dessus de Accm pour les hypereutectoïdes.

En outre, le refroidissement à l’air calme utilisé est plus rapide que le cas de recuit complet. Les structures

ferrito-perlitiques obtenues correspondent donc à des grains de ferrite fins et à des faibles espacements

lamellaires dans la perlite. Ces microstructures très homogènes peuvent être recherchées dans certaines

applications mécaniques et constituent un état initial optimal pour les traitements d’austénitisation avant

trempe.

Page 36 sur 72


1.2.5 Traitement d’adoucissement

Il est effectué quelques dizaines de degrés au-dessous de Ac1 avec un refroidissement consécutif lent pour

obtenir un état suffisamment adouci et aussi exempt de contraintes que possible.

Ce traitement a pour but d’améliorer l’usinabilité ou l’aptitude à la déformation à froid.

1.2.6 Recuit de sphéroïdisation ou de globularisation

Si, dans l’aptitude à la déformation à froid, il faut tenir compte de la capacité de déformation (par exemple

pour le filage), on cherche en général à obtenir une structure globularisée de la cémentite.

Ce recuit comprend successivement :

• Un chauffage juste au-dessous de Ac1 ;

• Un maintien prolongé à cette température, ou éventuellement une série de refroidissements et de réchauffages

entre deux températures voisines situées de part et d’autre de Ac1 (recuit oscillant) ;

• Un refroidissement consécutif lent de manière à obtenir une coalescence poussée de la cémentite.

La globularisation peut être obtenue beaucoup plus facilement par un revenu prolongé en dessous de Ac1

d’une structure martensitique.

1.2.7 Traitement de restauration et de recristallisation

Le travail à froid d’un métal par déformation plastique conduit à un écrouissage du métal. Une structure

écrouie est caractérisée par une forte déformation orientée des grains, voire une disparition des joints de grains.

Une structure écrouie contient de très fortes densité de défauts : lacunes et dislocations en particulier.

Au point de vue macroscopique, l’écrouissage d’un métal conduit à une augmentation de Rm, de Re et H et

une diminution de A % et de K

1.2.7.1 Traitement de restaurationEffectué en dessous de la température de recristallisation, il permet de restaurer, en partie tout au moins, les

propriétés mécaniques et physiques sans modification apparente de la structure. Il n’y a pas formation de

nouveaux grains et le processus se déroule régulièrement.

Des processus microphysiques affectent les défauts :

• Annihilation partielle des lacunes et des dislocations ;

• Réarrangement en parois de certaines dislocations limitant des blocs cristallins faiblement désorientés et quasi

parfaits : phénomène de polygonisation.

Ces modifications ne sont détectables qu’en microscopie électronique à transmission.

1.2.7.2 Traitement de recristallisationIl est effectué dans la zone de recristallisation située au dessus d’une température qui dépend de la nuance de

l’acier et de son degré d’écrouissage. La structure distordue et écrouie par le travail mécanique à froid est

remplacée par une nouvelle structure à grains reformés. Cette transformation est accompagnée d’un diminution

de Rm, Re et H et d’une augmentation de A % et KPage 37 sur 72

Chapitre V traitements thermiques des aciers Cours science des matériauxLorsqu’on porte un métal écroui à sa température de recristallisation primaire, il y a germination de

nouveaux grains puis croissance jusqu’au contact mutuelle :

• La température de recristallisation s’abaisse quand le taux d’écrouissage croît ;

• La grosseur du grain diminue, pour une même température de recuit si le taux d’écrouissage croît.

La recristallisation ne débute pour une même température qu’à partir d’un taux critique de déformation.

1.2.8 Traitement de relaxation ou de détensionnement

Le refroidissement rapide de fortes sections après austénitisation, la trempe des aciers, les opérations de

soudage, d’usinage, de travail à froid sont susceptibles d’engendrer un état de contraintes résiduelles souvent

dommageable pour les pièces ou pour les structures métalliques.

Les contraintes résiduelles sont éliminées ou réduites par traitements thermiques subcritiques dans des zones

de température inférieure ou recouvrant celles utilisées pour la recristallisation. Les vitesses de chauffage et de

refroidissement doivent être suffisamment faibles pour ne pas introduire de nouvelles contraintes ou même

provoqué des fissurations au cours du traitement.

Essentiellement dû à la restauration et au fluage, le phénomène de relaxation ne modifie pratiquement pas les

propriétés mécaniques du matériau, contrairement à la recristallisation. En particulier, on peut détensionner en

surface une pièce déformée à froid tout en conservant le bénéfice de l’augmentation de dureté due au

phénomène d’écrouissage. La figure qui suit illustre les diverses zones de température utilisées pour les

principaux traitements décrits ci-dessus.

1.3 La trempeLa possibilité de faire subir un acier un durcissement par trempe est soumise à deux conditions

indispensables : métallurgique et thermique.

1.3.1 Condition métallurgique

Existence d’un domaine austénitique (γ) sur le diagramme d’équilibre, de manière à pouvoir austénitiser

l’acier en le portant à un e température convenable ;

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Existence d’une transformation (γ α) sur le diagramme d’équilibre. La ferrite (CC) et la phase stable à

température ambiante.

Les aciers correspondant ont, à la température ambiante, à l’état recuit, une constitution ferrite+perlite ou

perlite + carbures ou plus généralement ferrite+carbures. En contrepartie, les aciers constamment ferritiques ou

constamment austénitiques ne peuvent pas subir de durcissement par trempe : les premiers parce qu’ils ne sont

pas austénitisables, les seconds parce que la phase (γ) est stable à température ambiante.

1.3.2 Condition thermique

Possibilité de refroidir l’acier à une vitesse suffisante à partir de l’état initial austénitique de manière à

provoquer la formation de constituants hors équilibre recherchés. On appelle trempe l’opération qui consiste à

refroidir un alliage plus rapidement qu’à l’air calme. L’expression « trempe à l’air » est incorrecte et le mot

trempe n’est absolument pas synonyme de durcissement.

Austénitisation avant trempe

L’austénitisation est l’opération au cours de laquelle le produit ferreux est porté à une température telle que

la constitution devienne austénitique

Paramètres d’austénitisation

Les paramètres sont :

• La température d’austénitisation Ta. Pour les aciers hypoeutectoïdes, on choisit en générale Ta = Ac3 + (25 à

50 °C) ;

• La durée d’austénitisation : ta. Cette durée est fonction de la massivité de la pièce.

Le temps de maintien doit être contrôlé pour éviter le phénomène de grossissement des grains austénitiques

pour des maintiens prolongés.

1.4 Transformations isothermes de l’austéniteL’emploi de cycles de refroidissement comportant des paliers isothermes permet de séparer l’influence du

temps et de la température sur les transformations de l’austénite. Un échantillon de faibles dimensions est

austénitisé puis rapidement très rapidement jusqu’à une température Ti < Ac1, puis maintenu à cette

température. Lors du passage rapide de Ta à Ti, l’austénite ne subit aucune évolution.

Page 39 sur 72

Chapitre V traitements thermiques des aciers Cours science des matériauxAu cours du maintien isotherme Ti l’austénite se transforme dans des conditions hors d’équilibre. Des

techniques micrographiques et dilatométriques permettent de suivre ces transformations en fonction du temps

pour une série de températures de maintien Ti, et de déterminer la nature des constituants formés.

Le document expérimental rassemblant les résultats de l’étude constitue le « diagramme de transformation

de l’austénite en conditions isothermes », ou diagramme TTT isotherme. Il dépend de l’acier étudié et des

conditions d’austénitisation imposées.

Les notations suivantes sont utilisées pour désigner les divers constituants présents :

A : austénite hors d’équilibre ; F : ferrite ; M : martensite ; C : carbures formés lors des transformations de

l’austénite ; c : carbures non dissous au cours de l’austénitisation ; P : perlite ; B : bainite.

1.4.1 Type de transformation de l’austénite en conditions isothermes

Il existe deux classes de transformations : avec ou sans diffusion.

1.4.1.1 Transformation avec diffusionLorsque la température de maintien Ti est comprise entre celle du point Ae1 et celle de point Ms, les

transformations isothermes de l’austénite conduisent à des agrégats ferrite-carbure : AF+C mettant en œuvre

des diffusions qui régissent la cinétique de ce type de transformations.

À une température de maintien isotherme Ti déterminée, la transformation de A débute après un certain

temps d’incubation t0 et est terminer au bout du temps t1. Entre t0 et t1 l’austénite se transforme progressivement

en (F+C) et les moyens expérimentaux permettent d’évaluer le temps ty au bout duquel la fraction massique y

d’austénite s’est transformée.

En faisant varier Ti on détermine :

• t0 (Ti) : début de transformation de A (y ≈ 0) ;

• t1 (Ti) : fin de transformation de A (y ≈ 1) ;

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• ty (Ti) : fraction massique de y de A transformée.

On peut ainsi tracer un faisceau de courbes isoausténitiques définissant pour chaque valeur de Ti la cinétique

de la transformation de l’austénite.

Tant que Ti est supérieure au point Ms, cette cinétique est gouvernée par :

• La tendance γ (CFC) α (CC), d’autant plus qu’on s’éloigne de A1 ;

• La tendance à la formation corrélative de carbure, d’autant plus difficile que Ti est plus basse (diminution des

vitesses de diffusion du carbone et des éléments alliés).

Cette cinétique est plus ou moins complexe et, dans les cas les plus simples (domaine perlitique) peut être

décrit par une loi du type Johnson-Mehl-Avrami : ))(Exp(1 nkty −−=

Où y est la fraction massique de A transformée et k et n des coefficient expérimentaux. Mais, dans la plupart

des cas, les courbes expérimentales ne sont pas interprétables simplement, en particulier dans le domaine de

recouvrement des zones perlitique et bainitique.

En fait, dans cette classe de transformations avec diffusion [AF+C], on a mis en évidence deux types

distincts, correspondant à deux mécanismes différents de formation de l’agrégat ferrite+carbure (F+C).

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1.4.1.1.1 Transformation perlitique.

Elle intervient pour les températures élevées du domaine des transformations isothermes de l’austénite.

L’agrégat (F+C) formé est du type perlitique lamellaire. La phase nucléante est le carbure. La croissance

coopérative des lamelles se fait sans relation cristallographique avec la phase mère (A). L’espacement inter

lamellaire diminue avec la température, conduisant à des microstructures très fines pour des valeurs de Ti

situées dans la zone inférieure du domaine perlitique. Il s’ensuit que le constituant formé à une dureté d’autant

plus élevée que sa température de formation est plus basse.

La transformation perlitique fait intervenir d’importants phénomènes de diffusion du carbone et des éléments

alliés en substitution dans A. Les carbures formés sont soit des cémentites alliées, soit des carbures alliés pour

les éléments les plus carburigènes.

1.4.1.1.2 Transformations bainitiques

Au fur et à mesure de Ti s’abaisse, la diffusion des éléments alliés en substitution devient plus difficile et la

transformation perlitique et progressivement remplacée par une nouvelle transformation dite bainitique.

Dans la transformation bainitique, la phase nucléante est la ferrite. Elle se forme par cisaillement du réseau

de l’austénite par germination selon les plans octaédriques de A. les carbures (C) formés sont essentiellement

des carbures de fer, le carbone étant le seul élément ayant un coefficient de diffusion suffisamment élevé.

On distingue deux types de bainite :

Bainite supérieure : dans la zone supérieure du domaine bainitique, la ferrite se forme en « lattes » les

plaquettes de carbure de fer précipitant entre ces lattes à peu prés parallèlement à elles. La présence interlattes

de la phase carbure fragile confère à la bainite supérieure de mauvaises caractéristiques de résilience ;

Bainite inférieure : dans la zone inférieure du domaine bainitique, la ferrite formée est de plus en plus

aciculaire. La température Ti étant relativement basse, la diffusion du carbone devient à son tour difficile. De ce

fait, les aiguilles de ferrites sont sursaturées en carbone au moment de leur formation. Les carbures de fer ε

précipitent à l’intérieur des aiguilles de ferrites sous forme de plaquettes très fines, semi cohérentes avec la

matrice ferritique ((001)ε//(011)α) et formant un angle de 55à 65 ° avec l’axe de l’aiguille de ferrite. La présence

de ces fins précipités de carbures conduit à un durcissement par précipitation de la matrice ferritique, conférant

à la bainite inférieure un excellent compromis entre la limite élastique et la résilience.

En résumé il existe trois types de transformations en conditions isothermes donnant trois types d’agrégats

(F+C) de microstructures différentes, chacune de ces transformations correspond à un faisceau en « C »

d’isoausténitiques. Selon la nuance d’acier, ces divers domaines se recouvrent plus ou moins et dans certains

cas ne sont pas séparés. Pour les aciers hypoeutectoïdes, on peut délimiter ainsi très approximativement les trois

domaines suivants :

AP : 750 à 600°C ;

AB supérieure : 600 (Bs)* à 400 (Bf)* ;

A B inférieure : 550 à en dessous de Ms.

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1.4.1.2 Transformation sans diffusion ou martensitiqueLorsque la température Ti est inférieure à Ms (martensite start) caractéristique de la nuance et des conditions

d’austénitisation, la transformation de l’austénite prend un caractère très différents en donnant naissance à un

constituant particulier, la martensite (M).

1.4.1.2.1 Caractéristiques de la transformation martensitique AM

En dessous de Ms, la diffusion du carbone devient très difficile et la transformation martensitique est une

transformation sans diffusion. Elle est quasi instantanée et, à chaque température Ti, une fraction déterminée

d’austénite se transforme en martensite ; un maintien isotherme ne modifie pas le taux d’avancement de la

réaction. Les courbes isoausténitiques sont des parallèles à l’axe des temps.

Pour un refroidissement très rapide de Ta à Ti < Ms, l’évolution de la transformation AM est décrite par la

relation empirique proposée par Koistinen et Marburger :

])(Exp[1 nTiMsky −−−=

Où y est la fraction de A transformée en M, et k et n sont des coefficients expérimentaux. Pour les aciers

hypoeutectoïdes non alliés et faiblement alliés k = 0.011 (valeur statistique moyenne) et n = 1. On peut définir

les points M50, M90, M95, etc., pour lesquels les fractions massiques de M correspondent à 0.5 ; 0.9 ; 0.95.

Selon la relation de Koistinen le point Mf (martensite finish) température à laquelle la transformation AM

est terminée, ne peut pas être strictement déterminé et il est lié à la sensibilité des méthodes de dosage des

phases A ou M ; cependant, on peut par souci de simplification y faire référence.

Si la température Ti est telle que Ms > Ti > Mf, la transformation martensitique est incomplète. L’austénite

non transformé à Ti est dite résiduelle Arés à cette température. Pour un refroidissement très rapide à partir de Ta

et jusqu’à Ti < Ms, la fraction massique Arés et d’après Koistinen : RésA Exp[ 0.011 ( )]y Ms Ti= − × − dans les

conditions de la figure précédente.

Nota : si le maintien isotherme ne fait pas évoluer la transformation AM, il peut :

Stabiliser A vis-à-vis d’une transformation en martensite lors d’un refroidissement ultérieure ;

Transformer Arés en un autre constituant, par exemple en bainite inférieure ;

Page 43 sur 72

Chapitre V traitements thermiques des aciers Cours science des matériauxConduire à un autorevenu de M, si Ti et suffisamment élevée.

La transformation martensitique devient fortement dépendante du temps si Ti est inférieure à -100°C -150°C

selon les nuances.

1.4.1.2.2 Caractéristiques de la martensite

La martensite est obtenue par cisaillement complexe du réseau de l’austénite, ne mettant donc en jeu que des

déplacements des ions inférieurs aux distances inter-ioniques de la structure cristalline. Elle apparaît à l’échelle

micrographique sous forme de plaquettes finement maclées ou encore de « lattes » à forte densité de

dislocations pour les teneurs en carbone inférieure à 0.6 %. La figure qui suit représente la formation

schématique d’une plaquette de martensite. Les germes de cisaillement sont induits par des concentrations

locales de contrainte. La formation d’une plaquette est associée à celle d’un microrelief sur une surface

préalablement polie.

La diffusion n’intervient pas lors de la transformation martensitique, la martensite à la même composition

que l’austénite initiale, qui peut être différente de celle de l’acier si l’austénitisation est partielle. En particulier,

la martensite est sursaturée en carbone par rapport à une ferrite d’équilibre.

La martensite à une structure cristalline quadratique ou tétragonale centrée dans laquelle les atomes de

carbone en insertion occupent préférentiellement les sites z

Le rapport de quadricité c/a dépend essentiellement de la teneur en carbone. Roberts a donné la relation

empirique suivante :c

= 1+ 0.045×(%C)a

La formation de la martensite correspond au passage d’une structure CFC à une structure voisine du CC,

moins compacte, se fait avec augmentation du volume.

La martensite est un constituant de dureté élevée pour les aciers ordinairement utilisés en traitements

thermiques. Cette dureté est due à une forte densité de dislocations associée à un cas extrême de durcissement

par mise en solution solide d’insertion du carbone. Cette dureté dépend surtout de la teneur en carbone de M ;

une martensite à 0.4 % C à une dureté de l’ordre HRC 60 (700 HV). À ces duretés élevées sont associées de très

faibles résiliences.

1.4.2 Traitements thermiques isothermes industriels des aciers

1.4.2.1 Trempe étagée martensitique (martempering)Après austénitisation, la pièce est portée et maintenue à une température légèrement supérieure à Ms. Le

refroidissement doit être suffisamment rapide pour éviter toute transformation de l’austénite avant Ms, ce qui

limite se traitement à des pièces de faibles dimensions et à des nuances dont les temps de d’incubation

minimaux (« nez ») sont suffisamment élevés.

Le but est d’homogénéiser la température de la pièces avant la transformation martensitique : le séjours au

dessus de Ms doit être suffisant mais rester inférieure à t0 pour éviter un début de transformation bainitique. La

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transformation AM se fera ensuite à peu prés simultanément dans toute la pièce et les gradients thermiques

seront faibles, d’où une diminution des contraintes et risques de déformation et tapures. En plus de la limitation

des massivités des pièces traitables, les caractéristiques mécaniques après revenu sont légèrement inférieures à

celles obtenues par trempe classique et revenu.

1.4.2.2 Trempe étagée bainitique (austempering)Après austénitisation, la pièce est portée et maintenue à une température légèrement supérieure à Ms.

Contrairement au cas du martempering, le maintien est suffisant pour que la transformation bainitique ait lieu

totalement ou partiellement si t1 est trop élevé. Dans ce dernier on obtiendra une structure B+M après retour à la

température ambiante. Le traitement parfaitement isotherme réduit au minimum les déformations de trempe. En

outre la bainite inférieure a des caractéristiques Re, K au moins aussi bonnes que celle d’une martensite

revenue. La suppression du revenu est également intéressante pour les nuances présentant une haute fragilité de

revenu et pour les pièces de faibles dimensions et de formes compliquées.

1.4.2.3 Recuit isotherme.Après austénitisation, l’acier est porté à Ac1-25 °C et maintenu à cette température : on obtient une structure

F+P pour les aciers hypoeutectoïdes.

Dans le cas des aciers de trempabilité élevée, le recuit classique exige de refroidissements très lents. On

procède dans ce cas à un recuit isotherme au niveau du « nez » perlitique. Si la dureté est trop élevée, on fait

suivre ce traitement par un traitement d’adoucissement.

Il est à noter que le choix d’une température d’austénitisation proche de Ac3 favorise la formation de perlite

globulaire, tandis qu’une température d’austénitisation plus élevée favorise l’obtention de perlite lamellaire.

1.4.2.4 Austéniformage (ausforming)C’est un traitement thermomécanique qui consiste en une déformation intense (forgeage, laminage) en phase

austénitique avant transformation martensitique. Cela exige d’utiliser des nuances dont le digramme présente

des domaines : perlitique et bainitique séparés par une zone de déformation austénitisation. Cet important

écrouissage augmente considérablement la densité des dislocations de la phase austénitique conduisant ensuite

à une martensite beaucoup plus fine et à des caractéristiques améliorées après revenu (précipitation de carbures

très fins). Le gain sur Re et Rm peut être de 25 % à 50 %.

De manière générale, les transformations isothermes sont influencées par l’état de contrainte du matériau.

Ainsi, au cours de l’austéniformage, les courbes limites du diagramme TTT se déplacent vers la gauche

(diminution de t0).

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1.5 Transformations anisothermes de l’austénite.Des échantillons de faibles dimensions, après austénitisation, sont soumis à des vitesses de refroidissement

différentes selon l’échantillon, allant de quelques degrés par heures à plusieurs centaines de degrés par seconde.

On peut ainsi simuler approximativement les lois de refroidissement caractérisant les différents endroits d’une

pièce selon sa massivité et selon le milieu de trempe utilisé lors d’un refroidissement continu ou anisotherme.

Les transformations de l’austénite au cours du refroidissement continu sont suivies par dilatométrie absolue.

Le dépouillement qualitatif et quantitatif des enregistrements dilatométriques permet, pour chaque loi de

refroidissement, de préciser les limites des divers domaines de transformation de A ainsi que le taux de

transformation de l’austénite en les divers constituants. Les examens micrographiques permettent de préciser et

de confirmer les résultats de l’analyse dilatométrique. Les résultats expérimentaux sont rassemblés sur un

diagramme T(°C)/log10(t). On y délimite les différents domaines de transformation, avec superposition des

divers loi de refroidissement étudiées, enregistrées simultanément. Les documents obtenus sont appelés

diagramme TRC (transformation en refroidissement continu).

1.5.1 Diagramme TRC

1.5.1.1 Exemple nuance 41Cr4Les transformations anisothermes de A sont du même type qu’en conditions isothermes. On retrouve sur les

diagrammes TRC : les domaines ferritique, perlitique, bainitique, martensitique, précédés par le domaine de

l’austénite hors d’équilibre en dessous de Ae1 (remplacé par Ac1).

Page 46 sur 72

Chapitre V traitements thermiques des aciers Cours science des matériauxL’évolution de A se lit le long des courbes de refroidissement rapportées sur le diagramme

La courbe 1 correspond à peu prés à l’évolution T(t) au centre d’un rond de ø 10 refroidi à l’eau. La courbe

12 correspond à peu prés à l’évolution T(t) à la surface d’un rond de ø 900 refroidi à l’air. Le faisceau 1 à 12

représente donc un éventail étendu de conditions de refroidissement.

Les nombres indiqués le long d’une courbe de refroidissement indiquent les pourcentages massiques du

constituant formé dans le domaine qu’on vient de quitter.

Courbe 8 : après un temps d’incubation de 200 s, la transformation de A débute à 675 °C par la formation de

15 % (yF = 0.15) de ferrite pro-perlitique, puis de 20 % de perlite (yP = 0.2). Entre 580 °C, fin du domaine

perlitique, et 485 °C, aucune transformation. À cette dernière température, on pénètre dans le domaine

bainitique qui s’achève à 360 °C, après formation de 40 % de bainite (yB = 0.4). Après un nouveau domaine de

stabilité (360-285 °C), l’austénite non transformée (25 %) va donner de la martensite (yM = 0.25). on néglige

pour cette nuance la présence éventuelle d’austénite résiduelle (Arés).

L’acier aura la température ambiante la constitution suivante : yF = 0.15 ; yP = 0.20 ; yB = 0.4 ; yM = 0.25 et

sa dureté et de 36HRC

Le tableau qui suit résume les constitutions obtenues après refroidissement jusqu’à la température ambiante

selon les courbes de refroidissement de 1 à 12 en supposant yArés = 0.

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Chapitre V traitements thermiques des aciers Cours science des matériauxcourbes yF yP yB yM HRC1 0 0 0 1 592 0 0 0 1 593 0 0 0 1 564 0 0 0.07 0.93 535 0 0 0.20 0.80 506 0.02 0.04 0.40 0.58 427 0.03 0.20 0.60 0.33 388 0.15 0.5 0.40 0.25 369 0.35 0.35 0.05 0.10 2710 0.40 0.40 0 0 2011 0.40 0.40 0 0 1812 0.40 0.60 0 0 214 HV

1.5.1.2 Remarques généralesLa ligne en tirets, sur le diagramme TRC cité comme exemple, dans les domaines bainitique et ferrito-

perlitique correspond à un taux de transformation de l’austénite de 50%.

Pour un même acier et des conditions d’austénitisation identiques, les débuts de transformation de l’austénite

en refroidissement continu sont déplacés vers le bas et vers la droite par rapport aux transformations en

conditions isothermes. En effet, un refroidissement continu correspond à une suite de séjours isothermes

élémentaires à des températures où les temps d’incubation sont très grands. Si on admet l’additivité des

fractions des temps d’incubation (Scheil), il est facile de justifier la propriété énoncée en comparant les

diagrammes TTT isothermes et anisothermes d’une même nuance.

S’il y a formation de bainite ou de ferrite-perlite avant la transformation martensitique, la température de

début de celle-ci s’abaisse. Tout se passe comme s’il y avait enrichissement de l’austénite et éléments alliés.

Exemple : pour l’acier 41Cr4

Ms = 320 °C pour 1, 2 et 3

M’s = 275 °C pour 9.

Pour certaines applications, il est important de pouvoir représenté une loi de refroidissement par un seul

paramètre suffisamment significatif. On emploi en général

Soit la vitesse de refroidissement instantanée à 700 °C :

700°C700°C

dT(Vr) = -( )

dt ;

Soit l’intervalle de temps nécessaire pour passer de 700 à 300°C (intervalle moyen dans lequel sont

susceptibles d’intervenir les transformations avec diffusion : 300700(Δt) . Cela revient à caractériser la loi de

refroidissement par la vitesse de refroidissement moyenne300700 300

700

700 -300V =

(Δt).

1.6 Trempabilité

1.6.1 Définition qualitative

Pour des raisons exposées par la suite, le résultat idéal de toute trempe par refroidissement continu devrait

être la transformation intégrale de l’austénite en martensite (en supposant Mf au-dessus de la température du

Page 48 sur 72

Chapitre V traitements thermiques des aciers Cours science des matériauxmilieu de trempe). Il faudrait donc que A ne subissent aucune transformation avant Ms, c’est-à-dire que la

courbe de refroidissement ne pénètre pas dans les domaines ferritique, perlitique ou bainitique. Les données

contenues dans le diagramme de TRC montrent qu’il sera plus ou moins facile d’obtenir une constitution

purement martensitique à partir de l’état austénitique. La trempabilité caractérise cette plus ou moins aptitude.

On peut donner comme définition au sens large, de la trempabilité d’un acier, son aptitude relative à éviter la

formation d’agrégats ferrite+carbure (F+C), lors de refroidissements de plus en plus lents de Ta à Ms.

La trempabilité est donc métallurgiquement définie par le pouvoir de germination de l’austénite initiale vis-

à-vis de la ferrite ou des carbures.

Autrement dit, plus le refroidissement qui entraîne la transformation AF+C est lent, plus la trempabilité de

l’acier est élevée.

De manière plus directe, plus l’effort technique pour éviter la formation de F, P ou B est grand moins bonne

est la trempabilité.

On obtient une structure purement martensitique à cœur d’un rond de ø 10 :

Par refroidissement à l’eau pour l’acier 2C60

Par refroidissement à l’air pour l’acier 35NiCrMo16.

La nuance 35NiCrMo16 a une trempabilité plus élevée que la nuance 2C60.

1.6.2 Facteurs influençant la trempabilité

L’étude des transformations anisothermes de l’austénite permet de préciser les facteurs qui influent sur la

trempabilité. De manière générale, tout facteur agissant sur le temps d’incubation A F+C, c’est-à-dire sur les

vitesses de germination de F ou C, a une action directe sur la trempabilité :

• La mise en solution d’éléments alliés dans l’austénite (sauf Co) en retardant la germination des carbures

permet d’augmenter la trempabilité. Cela explique le recours aux nuances alliées pour résoudre des problèmes

de trempe non traitables à l’aide d’aciers ordinaires. En revanche, la présence de propriétés ou d’inclusions

peut apporter des sites de germination exogènes et diminuer la trempabilité. Il est donc apparent qu’un gain de

trempabilité est obtenu en ayant recours à des nuances plus alliées et d’une propreté plus grande (élaboration

sous vide,…) ;

• Les conditions d’austénitisation, en fixant la grosseur de grain austénitique Ga et l’homogénéité chimique de

A, ont une influence importante sur la trempabilité. Une diminution de Ga améliore la trempabilité mais

dégrade la plupart des propriétés mécaniques. On n’emploie donc jamais ce moyen pour augmenter la

trempabilité d’un acier.

1.6.3 Courbe de pénétration de trempe

Lors de la trempe d’une pièce, la vitesse de refroidissement varie d’un point à un autre. Pour un milieu de

trempe déterminé et une dimension de pièce donnée, on peut attacher à chaque point de la pièce une loi de

refroidissement. La différence de trempabilité entre des nuances différentes d’acier se traduit par une différence

de pénétration de trempe, notion techniquement importante.

Page 49 sur 72

Chapitre V traitements thermiques des aciers Cours science des matériauxCette pénétration de trempe peut être quantifiée par mesure de la dureté après traitement, en fonction de la

position dans la pièce. Bien qu’elles soient de détermination expérimentale difficile, il est intéressant de

commenter la forme des courbes en « U » obtenues sur des pièces cylindriques.

1.6.4 Détermination de la trempabilité

Il existe plusieurs moyens pour définir une expression « quantitative » de la trempabilité :

• Utilisation des diagrammes TRC ;

• Utilisation de l’essai Jominy ;

• Détermination du diamètre critique idéal.

1.6.4.1 Utilisation des diagrammes TRCL’exploitation du faisceau des lois de refroidissement permet de déterminer, soit directement, soit le plus

souvent par interpolation entre deux courbes voisines, la vitesse minimale de refroidissement à réaliser pour

éviter la formation d’agrégats F+C.

Cette vitesse appelée « vitesse de refroidissement critique martensitique », est mesurée à 700 °C par

1700 )( rV ou exprimée par 1

300700 )( t∆ . Elle constitue une expression quantitative intéressante de la trempabilité

d’un acier austénitique dans des conditions déterminées.

1.6.4.2 Utilisation de l’essai JominyL’essai Jominy a pour but l’obtention, en une seule opération sur une éprouvette normalisée, d’indications

globales sur la trempabilité d’un acier. Cet essai est décrit dans la norme NF A 04-303. Il est mené en trois

étapes :

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• Austénitisation d’une éprouvette usinée dans l’acier à tester et de dimensions normalisées ;

• La température Ta est fixée dans la norme ou le cas échéant dans le cahier des charges ;

• Refroidissement en bout par un jet d’eau dans des conditions imposées ;

• Mesure des duretés sur un méplat réalisé le long d’une génératrice et dont l’usinage doit être conduit afin

d’éviter tout revenu par échauffement excessif. Les points de mesure de la dureté sont situés à : 1.5-3-5-7-9-

11-13-15-20-30-40-50-60-70-80 mm de l’extrémité arrosée et sont désignés J1.5-J3-J5-…-Jx.

Les résultats d’un essai unique sont présentés graphiquement par la courbe HRC = f(Jx) dite courbe Jominy

de l’acier étudié. Le point J1.5 est en général celui de dureté maximale (structure M) ; au fur et à mesure que Jx

augmente, les vitesses de refroidissement diminuent ainsi que les duretés (formation de B puis de P+F). Dans

les atlas, chaque nuance est représentée par une bande Jominy

Un certain nombre de paramètres définis par la norme NF A 04-303 permettent de quantifier la trempabilité

à partir d’un courbe Jominy : la pente au point d’inflexion est l’un d’entre eux.

L’essai décrit ci-dessus n’est pas applicable aux aciers de très faible et très forte trempabilité. Des

adaptations particulières ont été mises au point pour ces cas extrêmes, ainsi que pour les couches cémentées.

L’essai Jominy est plus simple à réaliser que le tracé des courbes TRC. Il a le mérite d’être effectué, si on le

désire, sur le métal utilisé pour la fabrication envisagée. En revanche, il est moins complet qu’un diagramme

TRC, car il ne donne aucune indication sur les structures métallurgiques correspondant aux duretés mesurées.

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JX (mm) HRC (min) HRC (max)1.5 51 59.55 49 589 45 56.511 43 55.515 39 53.520 35 5125 32 4830 30 4640 28 4350 26 41


1.7 Traitement des pièces

1.7.1 Lois de refroidissement

Afin de pouvoir obtenir une constitution martensitique, il faut que la vitesse de refroidissement soit

supérieure à la vitesse de refroidissement critique martensitique. Il est évident que cette condition n’est pas

forcément réalisée en tous les points d’une pièce. En effet, la loi de refroidissement T(t) en un point d’une pièce

dépend de la conductivité thermique λ du métal, de la forme et des dimensions de la pièce, de l’existence de

phénomènes exo ou endothermiques lors des transformations de phases, mais aussi du pouvoir de

refroidissement du fluide de trempe caractériser par le coefficient d’échange h qui dépend également de

l’agitation.

L’expérience montre que les pouvoirs de refroidissement des milieux de trempe usuellement utilisés varient

dans de larges limites. Grossmann à proposé de caractériser les fluides de trempe par leur sévérité ou drasticité

(notée H), quantité égale à moyen

h( )2λ

, exprimée en mm-1. La sévérité dépend fortement de l’agitation du milieu,

elle est mesurable à l’aide de drasticimètres.

Nature de l’agitationMilieu de trempeEau salée Eau Huile Air

Agitation nulle 2 0.9-1.0 0.25-0.3 0.02Agitation faible 2-2.2 1.0-1.1 0.30-0.35 -Agitation modérée - 1.2-1.3 0.35-0.40 -Agitation forte - 1.4-1.5 0.50-0.80 0.05Agitation violente 5 4 0.80-1.1 -

Nota : les sévérités sont données en in-1 dans le tableau précédent, il suffit de diviser par 25 pour les

exprimer en mm-1.

Une sévérité infinie correspond à h=∞, milieu idéal dans lequel la surface du métal atteindrait

instantanément la température du milieu de trempe : il y a peu de différences entre un milieu H=5 et H=∞.

L’importance pratique de la connaissance des lois de refroidissement explique l’effort tant théorique

qu’expérimental entrepris pour fournir à l’utilisateur des données aussi précises que possible sur ce problème.

Les résultats se présentent sous diverses formes. Valables pour toutes les nuances non alliées ou faiblement

alliées pour lesquelles les valeurs des conductivités thermiques sont peu différentes (λ = 50 W.m-1.K-1). Les

différences entre les diverses lois de refroidissement selon le milieu proviennent essentiellement des diverses

valeurs des coefficients d’échange h.

1.7.2 Caractéristiques d’une pièce après trempe

La détermination des caractéristiques métallurgiques et mécaniques en tous points d’une pièce pose des

problèmes complexes. On peut les aborder à divers niveaux selon les données disponibles.

1.7.2.1 Exploitation des diagrammes TRCUtilisation des courbes de refroidissement sur transparents

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Chapitre V traitements thermiques des aciers Cours science des matériauxLeur superposition aux diagrammes TRC permet de déterminer les duretés après trempe et de les relier à la

constitution physico-chimique. La figure qui suit montre une telle application pour l’acier 30NiCr11 pour des

refroidissements à l’huile au centre de ronds de ø10, 20, 40 et 80 :

• Rond ø10 : 50 HRC ; 100 % M ;

• Rond ø20 : 50 HRC ; 100 % M ;

• Rond ø40 : 45 HRC ; 20 % B, 80 % M ;

• Rond ø80 : 37 HRC ; 60 % B, 40 % M.

(On néglige Arés dans ces estimations)

En procédant ainsi, on peut en principe :

• Déterminer le traitement thermique nécessaire avec des caractéristiques après trempe fixées à l’avance pour

une pièce de dimensions et de nuance connues ; choix du milieu ;

• Choisir une nuance permettant d’obtenir, pour une pièce et un milieu connus, des caractéristiques après

trempe déterminées.

Cependant cette méthode se heurte à des difficultés importantes et, bien que constituant un guide précieux,

elle n’est qu’indicative :

• Non identité des compositions réelles pour une nuance donnée ;

• Non identité des conditions d’austénitisation ;

• Non identité des formes des lois de refroidissement sur échantillon dilatométrique et sur pièce ;

• Intervention des contraintes.

Page 53 sur 72


2 Revenu après durcissement par trempeAprès trempe anisotherme, une pièce est caractérisée par :

• Son état métallurgique, défini par la connaissance en chaque point des fractions massiques des constituants ;

• Son état mécanique, défini par la connaissance du champ de contraintes résiduelles.

Mis à part la martensite qui est le constituant privilégié, l’acier peut contenir de l’austénite résiduelle, de la

ferrite, de la perlite, de la bainite supérieure ou inférieure et parfois des carbures non dissous.

2.1 Objectifs et principe du revenuAprès trempe, l’acier présente :

• Des caractéristiques de résistance Re, Rm et HV élevées ;

• Des caractéristiques de déformabilité A% Z%, et de ténacité faibles.

Le but du traitement de revenu est de « corriger » ces états extrêmes par amélioration des caractéristiques de

déformabilité et de ténacité au détriment des caractéristiques de résistance. Il corrige aussi l’état mécanique par

relaxation des contraintes résiduelles.

Le revenu est un traitement thermique subcritique pratiqué après trempe en continu. Il comprend :

• Un réchauffage à la température de revenu TR < Ac1 ;

• Un maintien de durée tR ;

• Un refroidissement selon une loi programmée ou non.

Deux catégories de revenu y sont schématisées :

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• Un revenu classique à haute température suivant immédiatement le traitement de trempe, pratiqué au dessus

de 500°C. Les modifications métallurgiques sont importantes ;

• Un revenu à basse température précédé ici d’un traitement cryogénique, pratiqué en dessous de 200°C. Les

modifications métallurgiques sont peu importantes.

2.2 Transformations métallurgiquesLa martensite et l’austénite résiduelle subissent les transformations les plus importantes au cours du revenu.

Les bainites, la perlite et la ferrite, plus proche de l’équilibre, ne subissent que des modifications mineures.

2.3 Transformation de la martensiteLa transformation de la martensite a lieu progressivement. Deux types de phénomènes on été mis en

évidence.

Des phénomènes de vieillissement interviennent à basse température. Ils dépendent du réarrangement du

carbone dans le réseau cristallin de la martensite. Ils sont désignés par Ai, du terme aging (vieillissement).

Des phénomènes de formation de carbures interviennent à plus haute température et sont essentiels au point

de vue pratique. Ils ont désignés par Ti, du terme tempering (revenu)

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CHP VI.ÉLABORATION DES MÉTAUX

Chapitre VI l’élaboration des métaux Cours science des matériaux

Généralités sur l’élaboration de la fonte et de l’acierLa sidérurgie st le secteur industriel concerné par la métallurgie d’élaboration des alliages ferreux et par leur

mise en forme. Elle fournit des produits finis ou semi-finis aux diverses branches industrielles.

La production d’acier met en œuvre plusieurs filières selon les matières premières utilisées et les procédés

employés. Fondamentalement il existe 3 opérations qui sont : l’élaboration, la coulée et la mise en forme

comme le montre la figure ci-dessous.

• L’élaboration est destinée à produire la nuance d’acier désirée. Elle utilisé soit la filière fonte, soit la filière

ferrailles. La réduction directe du minerai n’a pas encore atteint le stade industriel.

• La coulée de l’acier à l’état liquide est suivie de la solidification du métal.

• La mise en forme, mis à par le cas particulier du moulage, se par laminage à chaud ou à froid et aboutit à la

production de produits plats (tôle) ou longs (profilés, barres, fils, …).



1 Elaboration de la fonte et de l’acier

1.1 Elaboration de la fonte

1.1.1 Matières premières.

1.1.1.1 Minerai de ferLe fer s’y trouve essentiellement combiné sous forme d’oxydes : oxyde ferrique Fe2O3 ou oxyde magnétique

Fe3O4 (magnétite).

Le fer sera extrait par réduction.

L’abondance de la gangue détermine la richesse du minerai : 30 % de fer pour les minerais à faibles teneur et

60 % de fer pour les minerais riches.

La gangue est formée de silico-aluminate de calcium et de magnésium et de phosphate de calcium. La

composition de la gangue varie selon l’origine du minerai.

1.1.1.2 Coke métallurgique et fondantsPour réduire les différents oxydes de fer on utilise le carbone sous forme de coke métallurgique.

Pour faciliter l’élimination de la gangue on utilise les fondants qui la transforment laitier. Si la gangue est

siliceuse ou alumineuse les fondants sont calcaires et inversement. Certains mélanges de minerais sont

auto-fondants et ne nécessite pas d’addition.

1.1.2 Généralité sur le faut fourneau.

Le haut fourneau est un réacteur à lit consommable à contre-courant. Les réactions principales qui s’y

déroulent sont :

• Les réactions de réduction des oxydes ;

• Les réactions d’échange entre le métal et le laitier.

Le schéma suivant illustre un haut fourneau avec les différents flux de matière.

Le lit de fusion comprend des couches alternées de coke (450 kg/T de fonte), de minerai aggloméré

(1650 kg/T fonte) et d’une faible quantité de fondant. La coke après combustion, sous l’effet du vent chaud

soufflet aux tuyères (1250 °C), conduit à la fusion de la charge et à la réduction du minerai. Les gaz de guelard

dépoussiérés sont utilisés pour préchauffer le vent dans des récupérateurs de chaleur ou cowpers. Les temps de

séjours moyens sont de l’ordre de 8 heures pour les solides et 3 secondes pour les gaz.



1.2 Elaboration de l’acier.

1.2.1 Principes généraux.

Afin d’optimiser le processus globale, l’élaboration de l’acier comprend deux étapes successives :

Une première étape conduit à l’obtention d’acier brut « acier sauvage ». Elle est pratiquée :

• Soit en convertisseur, à partir de la fonte liquide dans les aciéries à l’oxygène

• Soit au four électrique, à partir de ferrailles dans les aciéries électriques.

Une deuxième étape a pour but d’affiner l’acier brut et d’atteindre la composition et la qualité finales

désirées. Elle est pratiquée dans une station d’affinage et utilise entre autres techniques celle de l’affinage en

poche.

1.2.1.1 Chimie des processus primairesLe passage du bain liquide initial à l’acier final nécessite une diminution des teneurs de tous les éléments par

oxydation partielle selon les réaction suivantes qui toutes exothermiques :

[Si] + {O2} (SiO2)

[C] + 0.5{O2} {CO}

[2P] + 2.5{O2} (P2O5)

[Mn] + 0.5{O2} (MnO)

[Fe] + 0.5 {O2} (FeO)

[ ] dans le métal ; { } dans le laitier.

Le carbone s’élimine sous forme gazeuse et la turbulence créée favorise l’élimination de l’hydrogène et de

l’azote présents dans le métal.

La silice formée se combine aux oxydes basiques MnO et FeO et à l’oxyde de calcium CaO introduit en

donnant une scorie qui monte à la surface du bain.

L’oxyde de phosphore et réductible par le carbone mais la présence de CaO permet la formation de

phosphate de calcium moins réductible. Une bonne déphosphoration exige donc un milieu très oxydant et très

basique.

1.2.1.2 DésoxydationLa désoxydation est l’opération qui affecte le plus profondément les qualités du métal (densité

inclusionnaire, composition du métal, etc.) et donc ses caractéristiques de mise en œuvre (usinabilité,

formabilité, soudabilité, résistance à la fatigue, à la rupture et à la corrosion, etc.).

La désoxydation s’opère :

• Soit par traitement sous vide qui provoque le déplacement de l’équilibre globale [C] + [O] {CO}

• Il se fait après ajustement de la teneur en carbone pour compenser la perte de dernier ;

• Soit par l’introduction dans le métal liquide de désoxydant comme le silicium ou l’aluminium.


Chapitre VI l’élaboration des métaux Cours science des matériauxDans le premier cas la désoxydation se fait sous forme gazeuse. Dans le second cas, elle donne naissance à

des inclusions de types oxyde qui s’éliminent au moins partiellement en passant dans le laitier.

1.2.1.3 DésulfurationLa demande croissante d’aciers à très faible teneur en soufre (pouvant aller jusqu’à 0.001 %) a conduit à

parfaire l’opération de désulfuration.

Elle met en œuvre des échanges entre le métal et un laitier basique. La réaction globale de désulfuration

s’écrit :

[S] + (O2-) [O] + (S2-)

Elle montre que, pour un laitier de capacité en sulfure déterminée, la désulfuration de l’acier est d’autant

meilleure que la désoxydation de l’acier liquide est plus poussée.

On peut également injecter du calcium dans l’acier liquide sous forme de siliciure. L’action du calcium

pourrait être due au fort brassage provoqué par sa vaporisation. Le calcium permet également de contrôler la

morphologie des inclusions de sulfures présentes dans le produit final.

1.2.2 Procédés primaires

1.2.2.1 Filière fonte : aciérie à l’oxygène

1.2.2.1.1 Désulfuration en poche

A la sortie du faut fourneau, la fonte subit une première désulfuration par la chaux, le carbure de calcium ou

le magnésium introduits dans la poche-tonneau qui sert à son transfert. Bien que les oxydes de calcium et de

magnésium soient plus stables que les sulfures correspondants, la teneur en oxygène dans une fonte à 4 % C à

la température de 1600 °C n’est que de quelques ppm et la désulfuration en poche est très efficace. Les teneurs

en soufre peuvent atteindre 0.01 à 0.02 %. La scorie est éliminée par un décrassage soigné afin d’éviter au

soufre d’être réincorporé au métal dans l’étape suivante.

1.2.2.1.2 Elaboration de l’acier brut

La fonte liquide, à une température moyenne de1250 °C, est introduite dans un convertisseur sur un lit de

ferrailles à refondre afin de limiter la température du bain à 1650 °C malgré l’exothermicité des réactions

d’oxydation. De l’oxygène pur est insufflé sous pression en même temps qu’est introduite de la chaux sous

forme massive ou sous forme de poudre. Les diverses techniques se distinguent par le mode d’apport de

l’oxygène et de brassage du bain :

• Par le bec de la cornue à l’aide de lances refroidies à l’eau dans les procédés LD (Linz-Donowitz) OLP

(oxygène lance poudre) ;

• Par des tuyères protégées placées au fond du convertisseur dans le procédé Q-BOP (Quiet Blowing Oxygen

Process) ;

• Insufflation par le fond d’un mélange gazeux (CO2, O2, Ar, N2), simultanément à l’apport d’O2 par la lance

dans le procédé STB (Sumitomo Top and Bottom).


Chapitre VI l’élaboration des métaux Cours science des matériauxCette dernière configuration semble la plus répandue dans le monde. Elle permet un meilleur brassage du

bain et la formation d’un laitier plus proche de l’équilibre thermodynamique.

La mesure du débit et de la composition des fumées permet le contrôle dynamique du soufflage en fin

d’opération et son arrêt automatique quand la teneur en carbone désirée est atteinte. Il existe en effet une

relation entre la vitesse de décarburation du bain et sa teneur en carbone. La durée totale d’une opération est de

l’ordre de 30 minutes.

1.2.2.2 Filière ferrailles : aciéries électriquesLa filière de refusion des ferrailles utilise des fours à arcs munis d’une sole réfractaire sur la quelle sont

placés les matières à refondre. Les ferrailles sont préchauffées à 250-300 °C dans un four de réchauffage

utilisant les gaz produits, ou de manière plus efficace, en employant deux fours électriques jumelés

fonctionnant en alternance. Les fours ont des puissances qui peuvent atteindre ou dépasser 800 kVA/T.

l’utilisation généralisée de parois refroidies à l’eau permet de d’augmenter la durée du revêtement et de réduire

la consommation des électrodes. De même, diverses techniques de brassage du bain récemment introduite

permettent d’obtenir un laitier très proche de l’équilibre thermodynamique ayant des teneur en FeO et MnO

relativement plus faibles, donc une rétention plus importante de manganèse dans l’acier.

La production est de l’ordre de 80 à 100 T/h. L’opération de fusion est de plus en plus souvent assister par

ordinateur.

Le four électrique apparaît essentiellement comme un appareil de refusion, et la préparation de la charge

constituée par des ferrailles de diverses origines est fondamentale. Les teneurs en éléments résiduels comme le

cuivre, l’étain, le chrome, le nickel sont particulièrement surveillées.

Contrairement au procédé à l’oxygène, dans lequel la teneur initiale en carbone est élevée et voisine de 4 %,

dans les procédés électriques la teneur initiale en carbone n’est que de 0.4 à 0.5 % supérieure à celle visée.

Cependant, cet excès de carbone est nécessaire pour produire en quantité suffisante le monoxyde de carbone

permettant l’élimination de l’azote.

La figure ci-dessous représente schématiquement une installation électrique et les diverses étapes de

l’opération.

1.2.2.3 ConclusionL’utilisation du convertisseur et du four électrique est limitée aux opération pour lesquelles ils sont les plus

performants : la décarburation, la déphosphoration et le réglage sommaire de la température du bain. Les

teneurs en silicium et en soufre diminuent également au cours de cette opération. La composition de l’acier brut

qu’ils produisent n’est pas encore correcte. En outre, le bain est encore trop oxydé, la teneur en oxygène dissous

pouvant atteindre 0.05 à 0.1 %. La mise à nuance, la désoxydation et la désulfuration finales sont réalisées dans

la station d’affinage.



1.2.3 Procédés secondaires - affinage en poche

La demande croissante d’acier de haute qualité a conduit au développement de l’affinage en poche qui est

basé essentiellement sur les traitements des dégazages sous vide, combinés ou non avec l’action de laitiers

synthétiques et le réchauffage du bain liquide.

La désoxydation a lieu au cours de cette étape par l’introduction d’addition désoxydantes comme le

ferro-silicium ou l’aluminium : on obtient ainsi des aciers calmés au silicium ou à l’aluminium.

La mise à nuance a lieu au cours de cette étape par aditions de ferro-alliages ou autres tels que Fe-Mn, Fe-

Nb, Fe-V,Si-Mn, etc. L’addition de manganèse permet de piéger le soufre sous forme de MnS et d’éviter la

formation de FeS qui constitue avec le fer un eutectique à bas point de fusion dont la présence compromettrait

l’aptitude au travail à chaud de l’acier.

La séquence des opérations doit être soigneusement contrôlée et la variété des procédés interdit toute

description détaillée.

Ci-dessous un aperçu des diverses méthodes, utilisées seules ou en combinaison

Après traitement en poche, la teneur totale des éléments résiduels S, P, O, N, H peut atteindre des niveaux

très bas, de l’ordre de 50 ppm en carbone. L’utilisation de l’affinage par injection permet de convertir les

oxydes et les sulfures résiduels en aluminates de calcium à bas point de fusion et contenant du sulfure de

calcium. Le traitement au calcium permet d’obtenir des inclusions arrondies au lieu des inclusions allongées de

MnS ordinairement présentes dans les aciers après laminages et très dommageables pour certaines applications.

1.3 Coulée de l’acierLa coulée en lingotière a pratiquement disparu. La coulée continue est presque universellement adoptée. Le

schéma suivant illustre le principe de cette coulée. Elle permet de réaliser de bloom pour la production des

produits plats. Diverse contaminations, comme des infiltrations d’aire, peuvent conduire à la réoxydation

partielle du métal lors de son transfert entre la poche et le répartiteur de l’installation de coulée, et donc à la

génération de nouvelles inclusions d’oxydes. La protection par une couverture d’argon, des configurations

particulières du répartiteur et des temps de séjours relativement longs dans celui-ci favorisent la décantation des

inclusions « accidentelles » de diamètres compris en 50 et 200 µm. courts. Enfin, la présence d’un laitier

protecteur à l’entrée de la lingotière permet de drainer certaines inclusions non éliminées précédemment.

1.4 Mise en forme de l’acierA part le moulage, la mise en forme de l’acier à l’état solide se fait par laminage. Le laminage consiste en

une série d’opérations transformant les brames ou les blooms obtenues par coulée continue en divers produit, de

formes et de dimensions déterminées.

Un laminoir est composé de plusieurs cages comprenant des cylindres entre lesquels passes le métal qui y

subit un écrasement progressif. Les cylindres tournent en sens inverses et sont groupés par paires. Ils sont lisses

pour l’obtention de produits plats, et cannelés pour les autres formes. Les vitesses de sortie peuvent atteindre 13

m/s pour les tôles et 100 m/s pour les fils.



1.4.1 Laminage à chaud

Les brames ou les blooms sont réchauffés dans un four de réchauffage. Le laminage est effectué à l’état

austénitique particulièrement malléable. Dégrossissage a lieu entre 1100 et 1200 °C et la finition se fait à des

températures descendant jusqu’à 800 °C. Les tôles minces et les fils sont enroulés en bobine ; les tôles fortes,

les larges plats et les profilés sont débités à longueur.

L’objectif primaire du laminage à chaud est de réduire progressivement la section initiale de la pièce.

Cependant, la production de plus en plus importante d’aciers microalliés l’a élevé au rang de laminage contrôlé.

Le laminage contrôlé comporte deux types de traitements :

• Le laminage ou formage normalisant ;

• Le laminage ou traitement thermomécanique, qui peut également inclure des procédés à vitesse de

refroidissement accélérée à l’exclusion de la trempe directe.

1.4.2 Laminage à froid

Environ la moitié des produits laminés est commercialisé à l’état laminé à chaud. Les produits minces sont

obtenus par laminage à froid des produits laminés à chaud. Le laminage à froid augmente la dureté et la limite

d’élasticité, améliore l’état de surface, mais réduit la formabilité. Il introduit des textures d’orientation

cristalline de déformation plane. Si le produit doit subir des déformations ultérieures importantes, un recuit et

nécessaire pour restaurer la formabilité. Appliqué aux aciers calmés à l’aluminium à faible teneur en

interstitiels, le recuit génère des textures donnant des valeurs élevées du facteur d’anisotropie favorable à

l’emboutissage profond.

1.4.3 Produits

Les produits sont classés en produits plats et produits longs :

• Les produits plats, fabriqués à partir de blooms, comprennent les tôles, les feuillards et les larges plats.

Les tôles sont classées selon leur épaisseur en tôles fortes (e > 4.76 mm), en tôles moyennes

(4.75 > e > 3 mm) et en tôles minces (e < 3 mm).

Les feuillards sont des produits plats dont la largeur maximale est comprise entre 500 et 600 mm.

Les larges plats d’épaisseur comprise entre 6 et 60 mm ont des largeurs variant entre 150 et 1000 mm.

• Les produits longs sont fabriqués à partir de blooms de coulée continue, le plus souvent par laminage à chaud.

Ils comprennent une très grande variété de produits comme les barres, les ronds les fils machine, les rails les

poutrelles, les traverses, les gros ronds pour tubes sans soudure.

Une fois laminés, les produits peuvent être recouverts de divers revêtements :

• Zinc par galvanisation à chaud ;

• Étain par électrodéposition.

• Aluminium



2 Elaboration de l’aluminium

GénéralitésL’aluminium figure comme le 3e élément de l’écorce terrestre après l’oxygène et le silicium. Mais ce métal

n’est connu que depuis le début du 19e siècle, et fut longtemps considérer comme un métal précieux à cause de

la difficulté de réduction de l’oxyde d’aluminium, forme sous laquelle il est présent dans la nature. C’est en

1886 que Héroult en France et Hall aux USA découvrent le procédé d’électrolyse de l’oxyde d’aluminium

dissous dans bain de cryolithe en fusion. Cette découverte a permis le développement de l’aluminium, devenu

aujourd’hui le principal métal non ferreux industriel.

2.1 Minerai Bien que l’aluminium apparaisse généralement sous la forme de silicate, le seul minerai utilisé est la

bauxite, qui est une alumine hydraté impure : elle contient 45 à 60 % d’alumine Al2O3, 20 à 30 % d’oxyde

ferrique Fe2O3, le reste étant formé de silice, d’oxyde de titane et d’eau.

Cette alumine se présente dans l’une des espèce minéralogique suivantes : la gibbsite Al2O3, 3H2O (bauxites

tropicales) et la bohemite Al2O3, H2O (bauxite européennes). Les réserves en bauxite, très importantes, peuvent

assurer 200 ans de production au rythme actuel. Les lieux de production se trouvent en Australie, à la Jamaïque,

en Guinée et au Brésil.

L’élaboration de l’alumine consiste à extraire l’aluminium pur de la bauxite, puis à réduire cette alumine

pour obtenir de l’aluminium pur.

2.2 Fabrication de l’alumineLe cycle de fabrication est celui du procédé Bayer, breveté en 1887 et toujours en service.

Il permet d’obtenir une tonne d’alumine à partir de 2.1 à 2.7 tonnes de bauxite.

2.2.1 Préparation du minerai

La bauxite est concassée et ensuite broyée en présence de la liqueur d’attaque (solution d’aluminate de

sodium NaAlO2 et de soude NaOH) pour obtenir un suspension de bauxite broyée (90 % de particules de

diamètre inférieur à 300 µm) dans la liqueur d’attaque.

2.2.2 Attaque par la soude

La suspension est portée à 235 – 250 °C sous une pression de 35 à 40 bars dans des autoclaves.

La soude libre contenue dans la liqueur d’attaque dissout l’alumine suivant la réaction :

Al2O3 + 2OH- + 3H2O 2[Al(OH)4]-.

La suspension, constituée alors de liqueurs riches en alumine (sous forme de tetrahydroxyaluminate de

sodium NaAl(OH)4) et de boues insolubles (impuretés), est diluée et décantée. Les boues ainsi séparées sont

lavées pour récupérer la liqueur d’imprégnation, et la liqueur riche en alumine et recueillie au-dessus des

décanteurs et filtrées pour éliminer les impuretés solides.



2.2.3 Décomposition de l’aluminate.

La liqueur diluée enrichie en aluminate est refroidie dans des échangeurs, la dilution et le refroidissement de

liqueur engendre une précipitation d’hydroxyde l’aluminium. Al(OH)3:

- -4 3[Al(OH) ] Al(OH) + OH→ uuuuuuuuuux

Cette décomposition est initiée et contrôlée par une quantité importante d’amorce Al(OH)3 provenant de la

fabrication précédente) dans une succession de grands bacs appelés décomposeurs.

Une fraction importante de l’hydroxyde formé est recyclée pour constituer l’amorce, et l’autre partie, qui

représente la production, est lavée sur filtres avant d’alimenter les fours à calciner. Ces fours tournants, d’une

centaine de mètres de long, atteignent des températures de 1300 °C qui permet d’obtenir l’alumine pure Al2O3

anhydre : 1300 °C3 2 3 22Al(OH) Al O + 3H O→ Z .

La calcination est le dernier stade de la fabrication de l’alumine.

2.3 Fabrication de l’aluminiumL’alumine est un oxyde très stable qui ne peut être réduit par les réducteurs habituellement utilisés en

métallurgie (C ou CO). Il faut employer la réduction cathodique qui se produit dans l’électrolyse

2.3.1 Electrolyte

La température de fusion de l’alumine (2040 °C) est trop élevée pour l’électrolyse de l’alumine fondue soit

réalisable industriellement. On lui ajoute un fondant (la cryolithe) qui est l’hexafluoroaluminate de sodium

Na3AlF6 pouvant être préparé industriellement.

L’alumine dissoute conduit à un eutectique fondant à 935 °C pour 18.5 % d’Al2O3. En pratique la teneur en

alumine ne dépasse pas 7 % pour éviter l’empâtement du bain.

2.3.2 Electrolyse

Au point de vue de la réalisation, l’électrolyse s’effectue dans des cuves rectangulaires qui servent de

cathode et au-dessus desquelles se trouvent les anodes en carbone. En négligeant l’action du solvant sur la

nature des ions en solution, le mécanisme de l’électrolyse se ramène à l’électrolyse de l’alumine fondue. Il peut

être représenté de manière schématique par les équations suivantes :

• Réaction à l’anode : 2- - 3223O 6e + O→ Z

• Réaction à la cathode : 3+ -2Al + 6e 2Al→ liquide

L’électrolyse se produit sous une tension de 4 V avec des courant continus intenses allant jusqu’à 300 kA, et

deux tonnes d’alumine sont nécessaires pour produire une tonne d’aluminium.

Il est à noter que l’aluminium produit par les cuves d’électrolyse présente une grande pureté 99.7 % d’Al qui

peut atteindre 99.99 % par un procédé de raffinage électrolytique.



2.3.3 Cuves d’électrolyse

L’oxygène produit réagit à l’anode pour former simultanément CO et CO2. L’anode est donc brûlée par

l’oxygène et doit être remplacée. Cela a conduit à deux types de cuves d’électrolyse dont le fonctionnement est

schématisé dans la figure qui suit :

Les cuves à anodes précuites ;

Les cuves à anodes Söderberg.

Les anodes précuites sont réalisées à partir de coke de pétrole et de brai (16 %), par pressage et cuisson.

Chaque cuve comporte un nombre variable d’anodes qui doivent être remplacées après usures.

L’anode Söderberg est unique et de grande taille (jusqu’à 6.8 m × 2.4 m). Réalisée à partir de coke de pétrole

et de brai (30 %), elle glisse dans une gaine en tôle d’acier. C’est une anode continue qui cuit au fur et à mesure

de la descente. Elle est alimentée par un chargement régulier de pâte à sa partie supérieure.

Le bain est alimenté par piquage régulier d’alumine. En particulier, il ne faut pas que la teneur en alumine

descende au-dessous de 1.5 %. Il faut également corriger le bain par des additions de cryolithe. La coulée du

métal se par siphonage sous vide.

2.4 ConclusionLa production de l’aluminium nécessite de très grandes dépenses énergétiques au niveau de l’électrolyse. Vu

le point de fusion relativement bas, le recyclage de l’aluminium est devenu un part importante dans sa

production environ 30%. La production issue du recyclage est principalement utilisée en fonderie et moulage,

elle représente 2/3 des besoins du marché automobile.


CHP VII.DÉSIGNATION DES MÉTAUX

Chapitre VII Désignation des métaux Cours science des matériaux

Introduction.La désignation des métaux posait un problème de correspondance entre les différents pays et fabricants, c’est

ainsi qu’une désignation normalisée fut mise au point. Ainsi, la norme iso (internationale) et les normes

nationales se sont mises sur deux systèmes de normalisation symbolique et numérique. Dans ce chapitre nous

allons nous intéresser à la désignation symbolique qui est plus commode.

1 Désignation des acier et fontes.

1.1 Désignation des aciersLa norme distingue selon leur composition :

• Les aciers non alliés, dont les teneurs des divers éléments sont inférieurs à celles du tableau suivant :

% limite % limite % limite % limiteAl 0,1 Cu 0,4 Pb 0,4 V 0,1B 8.10-4 Mn 1,65 Se 0,1 W 0,1Bi 0,1 Mo 0,08 Si 0,5 Zr 0,05Co 0,1 Ni 0,3 Te 0,1

Autres sauf C, N, S, P 0,05Cr 0,3 Nb 0,06 Ti 0,05

• Les aciers alliés, dont les teneurs limites des divers éléments sont supérieures ou égales à celles du tableau

précédent.

Les acier non alliés comprennent trois classes de qualité, les aciers alliés deux classes de qualité

Les aciers spéciaux sont placés dans trois familles :

les aciers de construction mécanique (peu ou non alliés)

les aciers à outils (peu ou très alliés)

les aciers inoxydables.

1.1.1 Désignation symbolique des aciers (NF EN 10027-1)

La désignation symbolique se base sur l’emploi et les caractéristiques mécaniques, soit sur la composition

chimique.


Acier non alliés

Aciers de base non alliés Aciers de qualité non alliés Aciers spéciaux non alliés

Aciers alliés

Aciers de qualité alliés Aciers de spéciaux alliés


1.1.1.1 Aciers désignés à partir de leurs applications et caractéristiques.La désignation comprend une ou plusieurs lettes suivies d’un nombre donnant la valeur minimale de la

limite d’élasticité ou de la résistance à la traction. Une lettre indique le domaine d’application :

Lettre Acier NombreS De construction ReP Pour appareils sous pression ReL Pour tube de conduite ReE De construction mécanique ReB A béton RmY Pour béton précontraint RmR Pour ou sous forme de rails ReH ou HT Laminé pour emboutissage à froid Re ou RmDC, DD, DX Laminé pour formage à froid *

D’autres symboles correspondent à des propriétés garanties ou à des conditions de fabrication (L : emploi à

basse température, Q : trempé et revenu, M : laminage thermomécanique, G : moulage ...).

Ex : S355 acier de construction, Re > 355 MPa

1.1.1.2 Aciers désignés selon la composition chimique.

aciers non alliés Mn < 1 % : lettre C suivie de la teneur en carbone multipliée par cent

Ex : C35 (0,35 % de carbone)

aciers faiblement alliés Mn > 1 % ou aciers peu alliés, aucun élément supérieur à 5 % : le premier chiffre donne la teneur en C multipliée par 100. Les lettres suivantes donnent les symboles chimiques dans l’ordre des concentrations des principaux éléments. Le ou les chiffres donnent les teneurs.

Ex : 100 Cr 6 (1 % de C, 1,5 % de chrome)

10 Cr Mo 9 10 (0,1 % de C, 2,25 % de Cr, 1 % de Mo)

Eléments MultiplicateurCr, Co, Mn, Ni, Si, W 4Al, Be, Cu, Mo, Nb, Ta,Ti, V, Zr 10N, P, S 100B 1000

aciers fortement alliés : ils sont désignés par la lettre X, la teneur en C multipliée par 100 les principaux éléments suivis de leur teneur en %

Ex : X 6 Cr Ni 18 10 (0,06 % de C 18 % de chrome et 10 % de nickel)

aciers rapides : le symbole HS est suivi des chiffres donnant dans l’ordre les concentrations (en %) en W, Mo, V, Co

Ex : HS 7-4-2-5 (acier rapide à 7 % de W, 4 % Mo, 2 % V et 5 % Co)

1.2 Désignation symbolique des fontes (NF EN 1560)Elle comprend six symboles, certains pouvant être absent :

Le symbole « EN- »

Le symbole GJ (G : moulé, J : fonte) ;

Le symbole de la structure du graphite (L : lamellaire, S : sphéroïdale, M : graphite de recuit, V :

vermiculaire, N : sans graphite, lédéburitique) ;


Chapitre VII Désignation des métaux Cours science des matériauxLe symbole de micro ou macrostructure (A : austénite, F : ferrite, P : Perlite, M : Martensite, L : Lédéburite,

Q : trempée, T : Trempée et revenue, B : cœur noir « malléable », W : cœur blanc « malléable »).

1.2.1 Selon les caractéristiques mécaniques.

Les fontes sont désignées :

Par des chiffres dépendant des caractéristiques mécaniques (Re, A%, résistance à la flexion par choc, dureté

HV ou HB ou HR),

Par des lettres indiquant le mode de production de l’éprouvettes d’essai (S : coulée séparément, C : prélevé

sur pièce moulée) et ou la température de mesurage de la résistance à la flexion par choc (RT : température

ambiante, LT : basse température).

Ex : EN-GJS-400-185-RT (fonte à graphite sphéroïdal de résistance à la traction minimale de 400 MPa et

185 MPa de résistance à la flexion par choc à température ambiante).

1.2.2 Selon la composition chimique

La lettre X précède la composition chimique avec mêmes symbole que pour les aciers. Les teneuses sont

indiquées en pourcentage arrondi à l’entier le plus proche. Lorsqu’elle est exigée, la teneur en carbone est

indiquée en centièmes de pour cents après la lettres X.

Ex : EN-GJN-X300 CrNiSi9-5-2 (fonte blanche à 3 % de carbone, 9 % Cr, 5% Ni et 2 % Si

2 Désignation des métaux non ferreux

2.1 L’aluminium et alliages d’aluminiumComme pour les métaux ferreux, Il existe deux désignations possibles une désignation symbolique et une

désignation numérique ces deux désignations commencent par les lettres :

• EN pour indiquer qu’il s’agit d’une désignation normalisée ;

• A pour indiquer qu’il s’agit d’un aluminium ;

• C pour indiquer qu’il s’agit d’un produit de moulage ;

• W pour indiquer q’il s’agit d’un produit corroyé.

, suivies d’un tiret. «-», et des éléments intervenant dans la composition suivis de leur teneur

Ex : EN AC - AlSi7Mg (alliage d’aluminium moulé à 7 % silicium et des traces de magnésium)

Ex : EN AW - AlZn5Mg (alliage d’aluminium corroyé à 5 % de zinc et des traces de magnésium)

2.2 Cuivre et alliages de cuivreLa désignation des alliages (NF A 02-009) comporte les symboles chimiques de l’élément de base (Cu) et

ceux des éléments d’alliages, suivis de nombres indiquant leur teneur ≥ 1 %. Ils sont rangés par ordre

décroissant de teneurs, ou par ordre alphabétique en cas d’égalité, à condition que l’élément d’alliage principal

soit inscrit en premier (sans tenir compte de sa teneur).

Ex : CuTe, CuAsP, CuZn36Pb3, CuNi30Mn1Fe



2.3 Nickel et alliages de nickel.La désignation utilise, comme pour le cuivre, les symboles chimiques. Mais un tiret est placé après le

symbole chimique Ni.

Ex : Ni-Cu35, Ni-Mo16Cr15.

2.4 Alliages de zinc et de magnésiumLa désignation de ces alliages est encore, le plus souvent définie par l’ancienne norme (NF A 02-004). Elle

utilise les symboles AFNOR du tableau qui suit et se fait par deux groupes de lettres et de chiffres :

Le premier groupe désigne le métal de base par une lettre ;

Le deuxième, séparé du premier par un tiret, comprend les lettres des principaux éléments d’addition

respectivement suivis par les nombres correspondant à leurs teneurs. Le classement se fait pr teneur

décroissante ou par ordre alphabétique en cas d’égalité des teneurs.

Symbole chimique

Symbole AFNORSymbole chimique

Symbole AFNORSymbole chimique

Symbole AFNOR

Al A Sn E Si SSb : antimoine R Fe Fe S FN Az Mg G Ta TaBe Be Mn M Th : thorium ThBi Bi Mo D Ti TB B Ni N W WCd Cd Nb Nb V VCr C P P Zn ZCo K Pb Pb Zr ZrCu U Se Se

Ex : Z-A4G (alliage de zinc à 4 % d’aluminium et de magnésium)

Ex : Z-S7G0,3 (alliage de zinc à 7 % de silicium et 0,3 % de magnésium)

La désignation des alliages de magnésium est décrite par la norme (NF EN 1754). Après le symbole « EN- »,

vient la lettre M (magnésium) puis les lettres (A : anodes, B : lingots, C : moulé ou W : corroyé), puis des

symbole chimiques des élément et leur teneurs.


Chapitre VI Désignation des métaux Cours science des matériaux

Références bibliographiques :• Des Matériaux, J.M Dorlot, J.P Baïlon & J. Masounave, éditions de l’école polytechnique de Montréal,

ISBN : 2-553-00176-2

• Précis de Métallurgie : élaboration structure propriétés, normalisation par J. Barralis & G. Maeder édition

NATHAN, ISBN : 2-09-177491-X

• Matériaux 1. Propriétés et applications par M.F. Ashby & D.R.H Jones édition DUNOD, ISBN : 2-10-

004160-6

• Matériaux 2. Microstructure et mise en œuvre par M.F. Ashby & D.R.H Jones édition DUNOD, ISBN : 2-10-

003652-1

• Techniques de l’Ingénieur Traité Matériaux Métalliques

• Métallographie et techniques d’analyse : collection campus édition PYC LIVRES.


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