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Chapitre Chapitre Chapitre Chapitre 11113333 : : : : Diagrammes Diagrammes Diagrammes Diagrammes binairesbinairesbinairesbinaires

13.1 Solidification d’un métal pur.......................................................................................... 1

13.1.1 Formation de grains............................................................................................................. 1

13.1.2 Défauts des cristaux ............................................................................................................2 13.1.2.1 Lacune ....................................................................................................................................2 13.1.2.2 Dislocation.............................................................................................................................3 13.1.2.3 Joints de grains......................................................................................................................3

13.2 Solidification d’alliage binaire .......................................................................................4

13.2.1 Diagramme de phases .........................................................................................................4

13.2.2 Solubilité totale à l'état solide .............................................................................................5

13.2.3 Insolubilité totale et réactions eutectiques .........................................................................8

13.2.4 Insolubilité partielle et point eutectique ........................................................................... 12

13.3 Transformation de l’état solide.................................................................................... 15

13.3.1 Lacune de solubilité .......................................................................................................... 15

13.3.2 Réaction eutectoïde........................................................................................................... 16

13.4 Alliages fer-carbone ..................................................................................................... 17

13.4.1 Formes allotropiques du fer pur ........................................................................................ 17

13.4.2 Diagramme fer-carbone .................................................................................................... 18 13.4.2.1 Les différentes formes du carbone dans l’alliage ...........................................................18 13.4.2.2 Les différentes phases ........................................................................................................18 13.4.2.3 Les constituants des différentes phases...........................................................................20

13.4.2.3.1 Austénite ......................................................................................................................20 13.4.2.3.2 Ferrite ...........................................................................................................................20 13.4.2.3.3 Cémentite .....................................................................................................................20 13.4.2.3.4 Graphite .......................................................................................................................20

13.4.2.4 Les réactions entre phases.................................................................................................21 13.4.2.5 Refroidissement de quelques aciers .................................................................................22

13.4.3 Classification des alliages fer – carbone............................................................................25 13.4.3.1 Caractéristiques mécaniques des constituants ................................................................25 13.4.3.2 Classification des aciers ordinaires...................................................................................25

13.5 Bibliographie ...............................................................................................................27

ConnaissanceConnaissanceConnaissanceConnaissance des matériaux des matériaux des matériaux des matériaux Chapitre Chapitre Chapitre Chapitre 13131313 : : : : DiagrDiagrDiagrDiagrammes binairesammes binairesammes binairesammes binaires

13131313----1111

13.1 Solidification d’un métal pur

13.1.1 Formation de grains

Etudions l'évolution de la température d'un métal pur se trouvant initialement à l'état liquide, et soumis à un refroidissement lent. Sur le relevé obtenu, on peut observer 3 zones distinctes :

1. un simple refroidissement du liquide ; 2. un palier à température constante,

pendant un certain temps qui correspond à la durée de solidification et

3. un refroidissement du solide.

Pendant la première et la troisième étape, seul le transfert de calories vers le milieu extérieur contribue à abaisser la température du métal. Au cours de la solidification, ce transfert a également lieu, mais un autre phénomène entre en jeu : l'apparition de la phase solide libère de l'énergie sous forme de liaisons. Cette libération d'énergie – la chaleur latente de solidification – a tendance à augmenter la température du métal tandis que le milieu extérieur tend à la diminuer. Il y a donc équilibrage pendant tout l'intervalle de solidification. Chronologiquement, et de façon simplifiée, cette deuxième étape se déroule comme suit: dès que la température Ts est atteinte, des germes cristallins apparaissent un peu partout dans la masse liquide. Chaque germe est un cristal possédant une orientation aléatoire (figure 13-2a), et qui va croître suivant des directions préférentielles sous forme d'arborescences appelées « dendrites » (figure 13-2b). Ces dendrites finissent par se rejoindre en fin de solidification. Le métal est alors constitué de grains cristallins enchevêtrés (figure 13-2c).

Figure 13-1 : Courbe de refroidissement


13131313----2222

La taille du grain, facteur de grande importance pour les qualités mécaniques du métal, dépend du nombre de germes et de la vitesse de croissance de ceux-ci.

13.1.2 Défauts des cristaux

Le passage à l'état de solide cristallin engendre des défauts inévitables.

13.1.2.1 Lacune

Un noeud du réseau n’est pas occupé (figure 13-3). L’existence des lacunes permet la diffusion au sein des métaux par propagation de ces lacunes. C’est une propriété très importante.

Représentation schématique de la Alliage d’aluminium moulé croissance simultanée de cristaux On distingue les dendrites ainsi que les grains dendritiques voisins. Figure 13-2 : Croissance de dendrites

Figure 13-3 : Lacune


13131313----3333

13.1.2.2 Dislocation

Ces défauts d’empilement tels que tout un bloc de cristal est décalé par rapport à un autre facilitent la croissance du cristal et surtout jouent un rôle capital dans une propriété fondamentale des métaux par rapport aux autres matériaux : par leur mobilité elles autorisent la déformation plastique sans rupture.

13.1.2.3 Joints de grains

A la jonction entre deux grains d’orientation différente (figure 13-5) existe une zone de transition plus ou moins amorphe.

Figure 13-4 : Dislocation

Figure 13-5 : Joint de grain


13131313----4444

13.2 Solidification d’alliage binaire A quelques rares exceptions, les métaux s’utilisent surtout sous forme d'alliages en raison de propriétés spécifiques meilleures. Les alliages peuvent contenir 2,3... n éléments. Certains éléments, bien qu’en teneur très faible, exercent une action très puissante.

13.2.1 Diagramme de phases

L’équilibre thermodynamique des alliages métalliques s’étudie au moyen des diagrammes de phases. Grâce à ceux-ci, en connaissant la composition d’un alliage, il est possible de déterminer :

� le nombre de phases en présence, � leur composition, � leurs proportions relatives.

Rappelons qu'une phase est un milieu homogène tant au point de vue physique qu’au point de vue chimique. Un diagramme binaire se présente comme un graphique dont l’axe des abscisses représente l’échelle des teneurs croissantes (pondérales) de l’élément B dans l’élément A, tandis que l’axe des ordonnées représente l'échelle des températures. Nous n’étudierons que les alliages binaires pour lesquels il y a miscibilité totale à l’état liquide, donc une seule phase liquide. Parmi les alliages à une seule phase liquide, nous établirons une distinction suivant le nombre de phases solides.

Etudions l'évolution de la température d'un alliage se trouvant initialement à l'état liquide, et soumis à un refroidissement lent. Sur le relevé obtenu, on peut observer 3 zones distinctes :

1. un simple refroidissement du liquide ; 2. une courbe de solidification qui couvre

l’apparition du premier germe solide à la température T1 jusqu’à la disparition totale de la phase liquide à la température T2 et

3. un refroidissement du solide.

Figure 13-6 : Courbe de refroidissement


13131313----5555

13.2.2 Solubilité totale à l'état solide

Le cuivre et le nickel possèdent le même réseau cristallin, cubique à faces centrées (CFC), ainsi que des rayons atomiques très voisins. Comme ils ne risquent pas de former de combinaison chimique puisqu’il n'y a pas d'affinité entre eux, toutes les conditions sont réunies pour que ces 2 éléments puissent coexister en toutes proportions à l’état solide.

Sur le diagramme Cu-Ni (figure 13-7) figurent 2 lignes et 3 domaines :

• au-dessus de la ligne supérieure appelée liquidus se trouve la phase liquide unique ;

• en-dessous de la ligne inférieure appelée solidus se trouve la phase solide unique ;

• entre les 2 lignes se trouve le domaine où coexistent 2 phases : liquide et solide. La partie droite de la figure 13-7 représente l’évolution de la température en fonction du temps pour différentes compositions. On constate que le palier isotherme de solidification n’existe que pour les métaux purs. Pour les autres compositions, la solidification s’étale sur un intervalle de temps plus long et s’accompagne d'une baisse de température malgré la chaleur dégagée par la formation des liaisons. Nous étudions le refroidissement d’un alliage Cu-Ni contenant 40% de nickel.

Figure 13-7 : Construction du diagramme binaire Cu – Ni

ConnaissanceConnaissanceConnaissanceConnaissance des matériaux des matériaux des matériaux des matériaux Chapitre Chapitre Chapitre Chapitre 13131313 : : : : Diagrammes binairesDiagrammes binairesDiagrammes binairesDiagrammes binaires

13131313----6666

Figure 13-8 : Diagramme binaire Cu – Ni


13131313----7777

- T1 = 1300 °C : l’alliage est entièrement liquide.

- T2 = 1275 °C : la verticale coupe le liquidus, donc la solidification commence, quelques cristaux apparaissent. Ces cristaux n’ont pas la composition de l’alliage, mais une composition nettement plus riche en nickel (qui est le métal le moins fusible, donc le plus prompt à se solidifier).

Règle de l’horizontale A toute température du domaine biphasique liquide-solide, la composition - du solide est donnée par l’abscisse de l’intersection de l’isotherme (horizontale) avec le

solidus ;

- du liquide est donnée par l’abscisse de l’intersection de l’isotherme avec le liquidus.

Dans le cas présent, pour une température T2 = 1275 °C,

s2 = 57% Ni. l2 = 40% Ni.

- T3 = 1240 °C : la cristallisation se poursuit par la croissance de dendrites. La règle de l’horizontale permet de déterminer la composition des phases en présence :

dendrites solides : s3 = 48% Ni liquide résiduel : l3 = 30% Ni.

On constate donc que la composition des phases varie pendant le refroidissement puisque les cristaux, initialement très riches en nickel, évoluent vers une composition qui se rapproche de m=40%. Le liquide résiduel s’appauvrit en nickel pour le fournir au solide.

Règle des segments inverses A toute température du domaine biphasique liquide-solide, la quantité relative de

- phase solide, en %, est égale au rapport 100m l

s l

−×

− ;

- phase liquide, en %, est égale au rapport 100s m

s l

−×

− .

A T2, il était évident que la proportion de la phase solide avoisinait 0 % puisque seuls quelques germes étaient apparus. Par contre, à T3, la proportion de solide n’est plus négligeable.

Au fur et à mesure que se poursuit le refroidissement, la quantité relative de solide augmente au détriment du liquide.

Dans le cas présent, à T3 : 40 30

100 55,5%48 30

s−

= × =−

48 40

100 44,5%48 30

l−

= × =−


13131313----8888

- T4 = 1195 °C : la solidification est terminée. Les dernières gouttes de liquide, riche en cuivre, se sont figées entre les grains de composition maintenant égale à m.

Remarque importante : La cristallisation réelle de l’alliage diffère quelque peu de ce que laisse prévoir le diagramme d’équilibre, parce que celui-ci sous-entend un refroidissement extrêmement lent que l’on ne rencontre pas en pratique. La règle de l’horizontale nous indique que la composition de la phase solide évolue sans cesse au cours de la cristallisation tout en restant uniforme dans l’entièreté du grain en formation, puisqu’une phase est un milieu homogène. Or, pour que cette composition reste uniforme, il faut qu’il y ait diffusion simultanément : l’élément le moins fusible, initialement concentré au cœur, doit diffuser vers la périphérie du grain, tandis que l’autre élément diffuse vers le cœur. Dans la grande majorité des cas, les vitesses imposées au refroidissement par les conditions de travail ne permettent pas à la diffusion d’opérer. Il en résulte une « ségrégation mineure ». Les éléments qui rendent l’alliage plus fusible se retrouvent dans les espaces interdendritiques.

Pour remédier à ce problème, on effectue un recuit d’homogénéisation (traitement thermique) qui recrée les conditions idéales de diffusion.

13.2.3 Insolubilité totale et réactions eutectiques

Nous avons vu que la similitude des réseaux cristallins et des rayons atomiques favorisait l’existence d’une solution solide étendue. A l’opposé, il existe des couples d’éléments qui ne peuvent pratiquement pas se dissoudre mutuellement à l’état solide, alors qu’à l’état liquide leur miscibilité reste parfaite. Comment se séparent-ils au cours de la solidification ? Certains alliages, comme le cadmium-bismuth que nous allons étudier, subissent une réaction eutectique, ce qui signifie qu’à une température précise le liquide se transforme en un mélange de 2 phases solides :

Notons que la température eutectique est inférieure à la température de fusion de chacun des constituants, et que la réaction eutectique est réversible.

Figure 13-9 : Ségrégation Après traitement thermique

( ) ( )sol solL α β→ +


13131313----9999

Dans le diagramme de phase ci-dessus, le liquidus est représenté par la ligne AEB et le solidus par la ligne ACEDB. Etudions le refroidissement de l’alliage Cd-Bi pour différentes compositions. a. m = 60% (abscisse du point E)

• T > 144 °C : l’alliage est entièrement liquide.

• T = 144 °C : par réaction eutectique, le liquide se transforme entièrement, à température constante, en un mélange de 2 phases solides :

D’un point de vue microscopique, l’eutectique solide apparaît comme un ensemble de cristaux de Cd en forme de plaquettes ou de bâtonnets dispersés dans la masse de Bi. La finesse de cet agrégat dépend de la vitesse de refroidissement. La règle de l’horizontale nous donne la composition des 2 phases solides α et β par

l’intersection de l’isotherme 144° avec le solidus. Ces compositions sont les abscisses des points C et D, c’est-à-dire ici les métaux purs. Les proportions des 2 phases α et β se déduisent de la règle des segments inverses.

α (Cd pur) ED

CDx100=40%

β (Bi pur) CE

CDx100 = 60%

Dès que la réaction eutectique est terminée, le refroidissement se poursuit mais sans modification de composition ou de proportions de phases.

Figure 13-10 : Diagramme binaire Cadmium – Bismuth

( ) ( )sol solL α β→ +


13131313----10101010

b. m = 45% Bi

• T > 210 °C : l’alliage est entièrement liquide.

• T = 210 °C : apparition des premiers germes de phase α , de composition 100% Cd. Ces germes possèdent une orientation aléatoire qui déterminera l’orientation des futurs grains. Lorsque la température diminue, ils prennent progressivement la forme de dendrites.

• T = 180 °C : à cette température intermédiaire de la solidification, on peut déterminer la

composition de la phase liquide : ±52% Bi. Le liquide s’enrichit en bismuth puisqu’il dépose du cadmium solide. La règle des segments permet de connaître la quantité de dendrites formées :

52 45100 13,5%

52 0

−× =

−

• T = 144 °C +ε : à une fraction de degré de la température eutectique, 25% de dendrites se sont formés. Le liquide résiduel a atteint la composition eutectique, c’est-à-dire 60% Bi ; il est donc prêt à subir la réaction eutectique à la moindre baisse de température.

• T = 144 °C : la réaction L Cd Bi→ + s’opère à température constante. Elle dure moins longtemps que dans le premier cas puisque la masse liquide ne représente plus que 75% de la masse totale. Les dendrites existantes ne subissent aucune transformation pendant la réaction eutectique. Par la règle des segments inverses, on retrouve un total de 45% de Bi concentrés uniquement dans l’eutectique, et un total de 55% de Cd partiellement sous forme de dendrites et sous forme d’eutectique.

c. m = 15% Bi

Par rapport au cas précédent, on ne note que deux différences : d’une part le cadmium commence à cristalliser à partir d’une température plus élevée, soit 300 °C, et d’autre part la quantité de dendrites augmente, ne laissant que 25% de liquide résiduel pour la réaction eutectique.

d. m=80% Bi

Le refroidissement d’un alliage à plus de 60% de bismuth conduit à une structure composée de dendrites de Bi pur associées à l’eutectique.

Figure 13-11 : Représentations micrographiques 15% Bi 45% Bi 60% Bi 80% Bi


13131313----11111111

Afin de mieux visualiser le mélange eutectique à 60% Bi et 40% Cd, on peut comparer les deux figures ci-dessous. Celle de gauche est une représentation schématique. Celle de droite est une photo prise grâce à un microscope.

Figure 13-12 : 60% Bi, 40% Cd © Université de Liège, Pr. Coheur J-P.

Figure 13-13 : 60% Bi, 40% Cd © University of Cambridge, Pr. Clyne T.W.

Nous pouvons également comparer le mélange de 80% Bi et 20% Cd.

Figure 13-14 : 80% Bi, 20% Cd © Université de Liège, Pr. Coheur J-P.

Figure 13-15 : 80% Bi, 20% Cd © University of Cambridge, Pr. Clyne T.W.


13131313----12121212

13.2.4 Insolubilité partielle et point eutectique

Le diagramme habituellement présenté est celui de l’alliage plomb-étain, d’autant plus qu’il possède un intérêt pratique.

Alors que les points de fusion du Pb et du Sn sont respectivement de 327 °C et 232 °C, l’alliage peut rester liquide jusqu’à 183 °C pour une composition de 61,9% Sn. C’est le point eutectique où 3 phases coexistent pendant la réaction eutectique :

Liquide ↔ α riche en Pb + β riche en Sn.

Etudions le refroidissement pour quelques compositions : a. m = 61,9% Sn

• à T = 183 °C, L � α β+

α contient 19% Sn, β contient 90% Sn.

Les proportions des phases dans le mélange eutectique sont :

Quantité de α : 90 61,9

10090 19

−×

− = 39,6%

Quantité de β : 61,9 19

10090 19

−×

− = 60,4%

Figure 13-16 : Diagramme de phase plomb – étain


13131313----13131313

La phase β riche en étain est majoritaire, on l’appelle la phase dispersante. L’autre

phase se répartit sous forme de bâtonnets ou plaquettes plus ou moins fins au sein de β .

• Au cours du refroidissement qui suit, les compositions et proportions des phases évoluent quelque peu, parce que la solubilité de l’élément dissous diminue avec la température. A une température de 100 °C :

α ne contient plus que 10% de Sn β ne contient plus que 6% de Pb.

Les éléments rejetés par manque de solubilité dans une phase rejoignent l’autre phase. Concrètement, entre 183 °C et 100 °C, la solubilité de l’étain dans la phase α passe de 19% à 10% ; l’étain quitte la phase α , rejoint la phase β et dilue légèrement le plomb

qu’elle contient. Pendant ce temps, le plomb excédentaire en β suit le chemin inverse.

Une certaine diffusion mutuelle accompagne donc le refroidissement, du moins si celui-ci n’est pas trop rapide.

b. m = 30% Sn

• T = 275 °C : l’alliage commence sa solidification par formation de germes de phase α riche en plomb (environ 90%).

• T = 183 °C + ε : après avoir libéré du plomb pour former des dendrites, le liquide résiduel a atteint la composition eutectique de 61,9% Sn. La composition des dendrites a également évolué au cours de leur formation, elle atteint maintenant son maximum, soit 19% Sn.

Le calcul nous permet de déterminer les parts solide et liquide à cette température :

S = 61,9 30

61,9 19

−

−x 100 = 74,4%

L = 25,6%

• T = 183 °C : l’alliage achève sa solidification par réaction eutectique du liquide résiduel : L � .α β+

• T = 183 °C � 20 °C : la phase β s’enrichit en Sn par rejet de Pb, la phase α , aussi

bien celle des dendrites que celle de l’eutectique, s’enrichit en Pb par rejet de Sn. c. m = 10% Sn

• La solidification commence dès 315 °C par formation de germes très riches en Pb. A 275 °C, le dernier liquide à combler les espaces interdendritiques possède une concentration du grain uniforme, mais qu’en réalité, il subsiste un certain gradient appelé ségrégation.

• Entre 275 °C et 100 °C : refroidissement des grains α sans modification de composition.

• 100 °C : la composition de l’alliage en étain correspond à la solubilité de celui-ci dans la phase α . Cela signifie qu’en-deçà de cette température, de 100 °C, l’alliage ne sera plus constitué d’une seule phase.


13131313----14141414

• 100 °C � 20 °C : la phase α rejette de l’étain sous forme de phase β ; à 20 °C,

celle-ci représente : 10 6

97 6

−

− x 100 = 4,4 % de la masse totale.

d. m = 4% Sn

L’intervalle de solidification ne s’étale que sur une dizaine de degrés, après quoi la structure, constituée uniquement de grains de phase α , n’évolue plus jusqu’à température ambiante.


13131313----15151515

13.3 Transformation de l’état solide Des réactions n’impliquant que des phases solides peuvent aussi avoir lieu au cours du refroidissement. Nous nous bornerons à en écrire deux, dont l’une a déjà fait l’objet d’un commentaire. Toute transformation à l’état solide, dans les conditions proches de l’équilibre, s’effectue par germination et croissance comme dans le cas de la solidification, avec toutefois une particularité : les germes prennent naissance sur des plans cristallographiques particuliers de la phase initiale.

13.3.1 Lacune de solubilité

La solubilité de l’élément B dans la phase solide α , riche en A, diminue avec la température. Lorsque cette solubilité tombe en deçà de la teneur m, c’est-à-dire pour une température inférieure à T°, la phase α rejette de l’élément B sous forme de phase β . La réaction s’écrit :

( ) ( ) ( )solsolsolβαα +↔

Diverses formes schématisées de précipitation de la phase solide β en excès.

La précipitation de la seconde phase peut prendre diverses formes (figure 13-18). Remarque : Une vitesse de refroidissement élevée conduit à un état métastable car la diffusion n’a pas le temps d’agir pour libérer la seconde phase. On retrouve à température ambiante une solution solide α sursaturée en élément B.

Figure 13-17 : Lacune de solubilité

Figure 13-18 : Précipitation de la phase β


13131313----16161616

13.3.2 Réaction eutectoïde

Par suite de la solubilité limitée de A et B dans la phaseγ , les 3 courbes de lacune de solubilité se

rejoignent en un point C appelé point eutectoïde. L’isotherme passant par C marque la température minimum d’existence de la phase γ . Au passage de cette température a lieu la

réaction eutectoïde.

( ) ( ) ( )sol sol solγ α β+⇌

La structure de l’eutectoïde apparaît comme une juxtaposition de plaquettes de α et de β , plus

ou moins fines suivant la vitesse de refroidissement.

Figure 13-19 : Point eutectoïde


13131313----17171717

13.4 Alliages fer-carbone

Les aciers doivent leur large utilisation, d’une part à l’abondance des minerais de fer dans la nature, et d’autre part, à l’influence considérable qu’exerce le carbone présent dans le fer sur les propriétés mécaniques. Le diagramme fer-carbone permet de comprendre la structure des aciers et des fontes.

13.4.1 Formes allotropiques du fer pur

Si on fait subir à un échantillon de fer pur un cycle de chauffage-refroidissement, en notant l’évolution de la température en fonction du temps, on obtient le relevé suivant :

Le fer peut donc exister sous plusieurs formes cristallographiques qui ne dépendent que de la température. Chaque changement de phase s’opère à température constante par le phénomène de germination et croissance. Notons qu’il existe une hystérésis de quelques degrés entre les températures d’une même transformation selon qu’elle s’effectue au chauffage ou au refroidissement. Le fer α et le fer β possèdent tous deux une maille C.C. La phase intermédiaire, le fer γ ,

cristallise dans le réseau C.F.C. Lors du changement de phase, on assiste à un réarrangement complet des atomes, phénomène qui s’accompagne d’une modification de masse volumique : la densité du fer augmente lors du passage α γ→ car le réseau C.F.C. est plus compact que le

réseau C.C.

Figure 13-20 : Formes allotropiques du fer pur


13131313----18181818

D’autres propriétés, comme la chaleur massique notamment, subissent une variation brusque au changement de phase. En fait, on peut presque dire que le fer α et le fer γ sont deux métaux

différents. On verra qu’il existe une forte différence de solubilité du carbone dans chacune de ces phases. Cette différence est la clef de l’excellente tenue de l’acier à l’effort mécanique. Le point A2 ne constitue pas un changement de phase. A cette température de 768 °C qu’on appelle le « point de Curie », le fer α perd son caractère ferromagnétique lors d’un chauffage.

13.4.2 Diagramme fer-carbone

13.4.2.1 Les différentes formes du carbone dans l’alliage

Le carbone peut exister sous 3 formes distinctes

� en solution solide d’insertion dans le fer α ou dans le fer γ, on parle alors respectivement de ferrite et d’austénite ;

� sous forme de carbure métastable Fe3C, on parle alors de cémentite � sous forme de graphite libre : c’est la forme stable. Lorsque la solution solide est saturée, le carbone en excès se trouve soit sous forme de cémentite soit sous forme de graphite. Le graphite, sous forme stable, n’apparaît que dans les fontes à certaines conditions (teneur élevée en silicium, refroidissement lent…). Dans les conditions contraires, c’est la cémentite qui apparaît dans les fontes. Mais les aciers, en pratique, ne contiennent que la forme métastable. Il sera donc nécessaire de distinguer 2 diagrammes fer-carbone, du moins pour la partie qui concerne les fontes. � Le diagramme stable relatif aux fontes grises, ainsi nommées parce que leur cassure prend un

aspect gris-foncé dû à la présence de graphite pulvérulent. � Le diagramme métastable (figure 13-21) qui, outre les aciers, s’applique aux fontes blanches à

cassure gris-clair et brillante due à la présence de carbure.

13.4.2.2 Les différentes phases

Une phase est un milieu homogène au point de vue physique et chimique.


13131313----19191919

Figure 13-21 : Diagramme métastable Fer carbone simplifié


13131313----20202020

13.4.2.3 Les constituants des différentes phases

13.4.2.3.1 Austénite C’est une solution solide de carbone (et aussi d’autres

éléments) dans le fer γ. L’austénite se caractérise par un grand pouvoir solvant vis-à-vis de nombreux éléments, à commencer par le carbone. Celui-ci peut atteindre plus de 2% à 1150 °C. Il favorise également la structure C.F.C. (figure 13-22) puisqu’à 723 °C : on trouve encore de l’austénite si le carbone atteint 0,8%,

alors que dans le fer pur, c’est à 906 °C que le fer γ se

transforme en fer α. La ligne qui limite le domaine exclusivement austénitique s’appelle :

A3 si 0 < C < 0,8% Am si 0,8 < C < 2,06%

13.4.2.3.2 Ferrite Le carbone ne peut s’y dissoudre qu’en très faible quantité car, bien que de structure C.C. moins compacte, le fer laisse des vides plus étroits que dans le réseau C.F.C. (figure 13-23). La solubilité du carbone dans la ferrite passe d’une valeur maximum de 0,02% à 723°, à une valeur inférieure à 0,001% à l’ambiante. D’autres éléments comme Cr, Mo, Si… peuvent facilement entrer dans le réseau de ferrite à l’état d’atomes de substitution. 13.4.2.3.3 Cémentite Le carbone se combine en fer lorsqu’il n’a pas la possibilité de diffuser pour se rassembler en paquets. La cémentite ou carbure de fer Fe3C n’est pas une solution solide, mais bien un composé qui contient un pourcentage déterminé de carbone, soit 6,67%. Le domaine de cette phase se réduit donc à une verticale. 13.4.2.3.4 Graphite Il s’agit de carbone pur, à réseau hexagonal, sans cohésion : le graphite est pulvérulent.

Figure 13-22 : Structure de l’austénite

Figure 13-23 : Structure de la ferrite


13131313----21212121

13.4.2.4 Les réactions entre phases

a) Péritectique (point E) Nous n’étudierons pas le détail de cette transformation qui, de toute façon, n’influence en rien la structure finale. b) Eutectique (point B) Cette réaction ne concerne que les fontes ; elle consiste en une transformation d’une phase liquide unique en un mélange de 2 phases solides. - Si le refroidissement suit le diagramme stable :

L �γ + Cg Température : 1152 °C Concentration : 4,2% C - Si le refroidissement suit le diagramme métastable :

L �γ + Fe3C Température : 1145 °C Concentration : 4,3% C

- Le mélange γ + Fe3C est appelé lédéburite. c) Eutectoïde (point S) Cette réaction concerne aussi bien les aciers que les fontes. Elle est caractérisée par la transformation d’austénite en un mélange de 2 autres phases solides.

γ � α+ Fe3C Température : 723 °C Concentration : 0,8% C Le mélange de ferrite et de cémentite porte le nom de perlite. D’un point de vue structural, la perlite se compose d’une alternance de fines plaquettes de ferrite et de cémentite. La dureté et la résistance mécanique des aciers ordinaires varient étroitement avec le taux de perlite qu’ils contiennent. Remarque : il n’est pas fait mention de la transformation de l’austénite dans le diagramme stable. Bien que théoriquement possible, la réaction eutectoïde des fontes grises n’engendre pas de graphite en pratique.


13131313----22222222

13.4.2.5 Refroidissement de quelques aciers

a) C=0%

� à T = 1539 °C, L Feγ→

Au cours du refroidissement qui suit, il n’y a pas de transformation.

� à T = 910 °C, Fe Feγ α→

Au cours du refroidissement qui suit, il n’y a pas de transformation.

� à température ambiante, nous avons de la ferrite, c’est-à-dire du fer α avec du carbone en solution solide d’insertion.

b) C=0,3%

� à T = 1515 °C, L L γ→ + , on a un

dépôt d’austénite dans la solution liquide. Au fur et à mesure du refroidissement qui suit, le dépôt d’austénite s’accroît.

� à 1470 °C, la cristallisation est terminée : l’acier se compose uniquement de graines d’austénite contenant 0,3% de carbone dissous.

� L’acier poursuit son refroidissement sans modification jusqu’à la température A3

(figure 13-21), située dans le cas présent à 800° environ.

� Entre 800 °C et 723 °C apparaissent des

grains de phase α au détriment de la

phase γ. � Presque tout le carbone va se rassembler

dans les grains d’austénite, puisque la ferrite ne peut en contenir que 0,02% au maximum.

� Juste avant la transformation eutectoïde, on détermine les proportions de phase α et γ par la règle des segments inverse :

quantité de phase0,8 0,3

: 100 64%0,8 0,02

α−

× =−

quantité de phase 0,3 0,02

: 100 36%0,8 0,02

xγ−

=−

� A la température de 723 °C a lieu la réaction eutectoïde qui ne concerne que l’austénite encore présente : γ α→ +Fe3C

La perlite se présente sous forme d'un feuilletage de lamelles de ferrite et de cémentite disposées alternativement. Si l'espacement des lamelles est fonction des conditions de refroidissement, le rapport des constituants est constant : 88 % de fer α et 12 % de Fe3C (cémentite) ce qui donne 7 fois plus de ferrite que de cémentite.

� Juste en-dessous de 723 °C, la structure de l’acier comprendra donc : 64 % de ferrite,

Figure 13-24


13131313----23232323

36 % de perlite contenant la presque totalité du carbone.

� Au cours du refroidissement qui suit, il ne se passe plus rien si ce n’est que la ferrite s’appauvrit encore en carbone. Celui-ci précipite sous forme de cémentite qui se confond avec celle de la perlite.

c) Dans le domaine hypoeutectoïde (C < 0,8 %) on peut conclure que plus le pourcentage de

carbone s’accroît, plus le taux de perlite augmente. Ce taux atteint 100 % pour un acier eutectoïde contenant exactement 0,8 % de carbone.

d) C = 0,85%

- à 1475 °C, L L γ→ + , on a un dépôt d’austénite dans la solution liquide.

Au fur et à mesure du refroidissement qui suit, le dépôt d’austénite s’accroît. - à 1285 °C, nous n’avons plus de phase liquide et il n’y a plus qu’une structure

austénitique. Au cours du refroidissement qui suit, il n’y a pas de transformation.

- à 721 °C, la solution solide d’austénite se transforme en perlite. - à température ambiante, nous avons uniquement de la perlite.

e) C = 1%

- La cristallisation et la traversée du domaine austénitique n’appellent aucun commentaire particulier.

� à 800 °C, soit l’intersection avec la courbe Am (figure 13-21), la solubilité du carbone dans l’austénite atteint précisément 1 %. Si le refroidissement se poursuit, l’austénite est donc obligée de rejeter le carbone devenu excédentaire, pour ramener son pourcentage de 0,8 % à 721 °C. Le carbone rejeté va former des cristaux de cémentite très durs.

� juste au-dessus de 721 °C, la proportion de cémentite au sein de l’austénite est donnée par la règle des segments inverses : quantité de

Fe3C = 1 0,8

100 3, 4%6,67 0,8

−× =

−

� à 721 °C, la réaction eutectoïde transforme l’austénite résiduelle en perlite. � si on néglige l’appauvrissement de la ferrite en carbone au cours du dernier

refroidissement, l’acier se composera à 20 °C de : 3,4 % de Fe3C libre (en cristaux indépendants) 96,6 % de perlite.

Les carbures libres contribuent à relever la dureté, mais n’améliorent pas la résistance à la traction de l’acier. Ils diminuent la résistance au choc. Ces aciers hypereutectoïdes sont surtout utilisés à l’état trempé.

Figure 13-25


13131313----24242424

f) C = 3%

� à 1295 °C, L L γ→ + , on a un dépôt d’austénite dans la solution liquide.

Au fur et à mesure du refroidissement qui suit, le dépôt d’austénite s’accroît. � à 1145 °C, nous n’avons plus de phase liquide. Le solide est composé d’îlots

d’austénite (2% C) dans une matrice de cémentite (6,67% C) : ce mélange s’appelle de la lédéburite. On pourra vérifier aisément que les fractions massiques des deux phases sont pratiquement égales.

� Au cours du refroidissement qui suit, il y a appauvrissement en carbone de la phase austénitique (de 2 à 0,8%).

� à 721 °C, la solution solide d’austénite se transforme en perlite. � à température ambiante, nous avons une fonte blanche hypoeutectique constituée

d’une matrice de cémentite et de blocs de perlite. g) C = 4,3%

� à 1145 °C, la phase liquide disparaît. Le solide est composé d’îlots d’austénite (2% C) dans une matrice de cémentite (6,67% C) : ce mélange s’appelle de la lédéburite. On pourra vérifier aisément que les fractions massiques des deux phases sont pratiquement égales.



d’une matrice de cémentite et de blocs de perlite. h) C = 5,5%

� à 1420 °C, 3L L Fe C→ + , on a un dépôt de cémentite dans la solution liquide.

Au fur et à mesure du refroidissement qui suit, le dépôt de cémentite s’accroît. � à 1145 °C, nous n’avons plus de phase liquide. Le solide est composé d’îlots

d’austénite (2% C) dans une matrice de cémentite (6,67% C) : ce mélange s’appelle de la lédéburite. On pourra vérifier aisément que les fractions massiques des deux phases sont pratiquement égales.



d’une matrice de cémentite et de blocs de perlite.


13131313----25252525

13.4.3 Classification des alliages fer – carbone

13.4.3.1 Caractéristiques mécaniques des constituants

Les caractéristiques comparées des différents constituants des aciers ordinaires illustrent bien le rôle capital joué par le carbone.

Rm (MPa) A % HB Ferrite 280 50 80

Cémentite --- 0 700 Perlite 800… 850 10 200… 250

La cémentite, trop fragile, ne donne pas de valeur reproductible pour la limite de rupture (Rm). On peut seulement observer qu’après rupture, l’allongement est toujours nul. La perlite contient toujours les mêmes proportions de ferrite et de cémentite, mais sa résistance augmente avec la finesse de la structure. Celle-ci dépend de la vitesse de refroidissement.

13.4.3.2 Classification des aciers ordinaires

Il existe une étroite corrélation entre la dureté d’un acier ordinaire et sa teneur en carbone. Pour les aciers hypoeutectoïdes, cette corrélation s’étend même à la résistance en traction : un simple test de dureté permet d’évaluer sans trop d’erreur la limite de rupture que donne l’essai de traction.

Classe Composition en carbone Acier extra-doux C < 0,1 Acier doux 0,1 < C < 0,25 Acier mi-doux 0,25 < C < 0,4 Acier mi-dur 0,4 < C < 0,6 Acier dur 0,6 < C < 1 Acier extra-dur C > 1


13131313----26262626

Valeurs de conversion approximatives de la dureté et de la résistance à la traction de l’acier Dureté Brinell

HB

Dureté Rockwell Dureté Vickers HV

Résistance à la traction

(P = 30 D’) HRB HRC (P = 30 kg) Kg/mm² 120 69,4 120 42 125 72,0 125 43 130 74,4 130 45 135 76,4 135 47 140 78,4 140 48 145 80,4 145 50 150 82,2 150 51 155 83,8 155 53 160 85,4 160 55 165 86,8 165 56 170 88,2 170 58 175 89,6 175 60 180 90,8 180 62 185 91,8 185 63 190 93,0 190 65 195 94,0 195 67 200 95,0 200 68 205 95,8 205 70 210 96,6 210 72 215 97,6 215 73 220 98,2 220 75 225 99,0 225 77 230 19,2 230 78 235 20,2 235 80


13131313----27272727

13.5 Bibliographie

1. Barralis J. & Maeder G. (2005). Elaboration, structures-propriétés, normalisation. Paris : AFNOR-Nathan.

2. Coheur J-P. (1992). Connaissance des matériaux métalliques. Liège : Université de Liège.

3. Fanchon J-L. (2004). Guide des sciences et technologies industrielles. Paris : AFNOR-Nathan.

4. Guillet L. & Portevin A. (1924). Précis de métallographie microscopique et de macrographie. Paris :

Dunod.

5. Kalpakjian S. & Schmid S. R. (2010). Manufacturing Engineering and Technology SI. Singapore : Prentice Hall.

6. University of Cambridge (2010). Dissemination of IT for the promotion of Material Science

(DoITPoMS). En ligne http://www.doitpoms.ac.uk/miclib/compositions.php, consulté le 28 août 2011.

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